Materiały w Budowie Maszyn

Materiały

w budowie maszyn

Przewodnik do ćwiczeń laboratoryjnych

pod redakcją Andrzeja Barbackiego

Spis treści

Przedmowa 5 Ćwiczenie 1. Stale w stanie dostawy (Karol Jóźwiak) 7 Ćwiczenie 2. Stale konstrukcyjne obrabiane cieplnie (Eugeniusz Mikołajski) 20 Ćwiczenie 3. Struktura i właściwości stali po obróbce cieplno-chemicznej

(Eugeniusz Mikołajski) 36 Ćwiczenie 4. Stale narzędziowe (Tomasz Kachlicki) 52 Ćwiczenie 5. Żeliwa i staliwa (Karol Jóźwiak) 66 Ćwiczenie 6. Miedź i jej stopy (Tomasz Kachlicki) 82 Ćwiczenie 7. Stopy lekkie (Tomasz Kachlicki) 95 Ćwiczenie 8. Warstwy powierzchniowe o specjalnych właściwościach

(Andrzej Młynarczak) 107 Ćwiczenie 9. Ceramika inżynierska (Henryk Leda) 125 Ćwiczenie 10. Materiały kompozytowe (Henryk Leda) 133 Ćwiczenie 11. Procesy umacniające materiały metaliczne (Andrzej Barbacki) 143 Ćwiczenie 12. Przyczyny przedwczesnego zużycia części maszyn i narzędzi

(Andrzej Barbacki) 156 Dodatek Układ równowagi Fe – Fe3C (Karol Jóźwiak) 167

Przedmowa

Przekazujemy w ręce czytelników nowy skrypt: Materiały w budowie maszyn, który ma pomóc studentom Wydziału Budowy Maszyn i Zarządzania oraz Wydziału Maszyn Roboczych i Pojazdów w wykonywaniu nowego zestawu ćwiczeń laboratoryjnych.

W porównaniu z poprzednim zestawem ćwiczeń i z poprzednim skryptem: Me-taloznawstwo dla mechaników w obecnym opracowaniu znacznie więcej uwagi po-święcono zagadnieniom materiałowym. Połowa ćwiczeń dotyczy nowej tematyki, a pozostałe to. przedstawione w całkowicie nowym ujęciu.

Mamy nadzieję, że książka ta będzie istotną pomocą zarówno dla wykonujących ćwiczenia laboratoryjne, jak i dla studiujących zagadnienia związane ze strukturą, właściwościami, zastosowaniem i eksploatacją materiałów.

W tym miejscu chcemy też wyrazić podziękowanie magistrowi Wojciechowi Frąckowiakowi za wydatną pomoc w przygotowaniu skryptu do druku.

Autorzy

Ćwiczenie 1

Stale w stanie dostawy

CEL ĆWICZENIA

Celem ćwiczenia jest poznanie sposobów uzyskiwania mikrostruktur i związa-nych z nimi właściwości mechanicznych stali oferowanych przez huty, określanych terminem „stan dostawy". Wiedza zawarta w tym ćwiczeniu powinna ułatwić zro-zumienie terminologii i symboliki stosowanej do wyrobów hut żelaza. Istotną część ćwiczenia stanowi omówienie europejskiego systemu oznaczania gatunków i stanu strukturalnego stali. NIEZBĘDNE WIADOMOŚCI Wprowadzenie

Na stan dostawy składają się: postać stali, stan jej obróbki cieplnej i stopień utwardzenia po walcowaniu na zimno. Oznaczenia stanów dostawy stali są opisane w normie PN-76/H-01001.

Podstawą zrozumienia tematyki ćwiczenia jest znajomość układu fazowego żelazo - cementyt w zakresie dotyczącym stali. Układ ten jest omówiony w dodatku za-mieszczonym na końcu książki.

Zacznijmy od definicji stali. Stal jest to przerobiony plastycznie stop żelaza z węglem (stężenie C od kilku setnych części procentu wagowego do 2,11%) i innymi pierwiastkami. Innymi pierwiastkami mogą być domieszki metaliczne, np. Mn, Si, Al, wprowadzone w celu odtlenienia i odsiarczenia stali bądź pochodzące ze złomu używanego przez huty do wytapiania stali, np. Cr, Cu, Ti. Pierwiastki metaliczne wprowadzone w celu zmiany właściwości stali nazywa się pierwiastkami stopowymi. Odrębną grupą pierwiastków stanowiących o czystości metalurgicznej stali są zanieczyszczenia P, S, As, N, O, N, H pochodzenia surowcowego i technologicznego. Ich całkowite usunięcie jest trudne i kosztowne, lecz już niewielkie (setne części procentu) zmiany stężenia wyraźnie wpływają na poziom właściwości mechanicznych stali.

Klasyfikacja stali

Od roku 1996 obowiązuje w Polsce europejska norma klasyfikacji stali PN EN 10020, która zastąpiła normę PN-91/H-01010-03. Rysunek 1.1 przedstawia naj-ogólniejszy podział stali stosowany w krajach Unii Europejskiej.

Rys. 1.1. Klasyfikacja stali według PN EN 10020 (1996 r.)

Trzy główne kryteria podziału stali to: skład chemiczny, właściwości mechaniczne (fizyczne) i zakres zastosowań. Ze względu na skład chemiczny wyróżnia się stale niestopowe (dawniej nazywane węglowymi) i stopowe.

Stale niestopowe

Rozróżnia się 3 klasy jakości stali niestopowych związane z ich czystością me-talurgiczną i osiąganymi właściwościami mechanicznymi i fizycznymi:

Stale podstawowe to stale, których właściwości uzyskuje się tylko w procesie stalowniczym (walcowanie i kucie na gorąco) bez dodatkowych zabiegów technologicznych. Wyroby z tych stali nie są więc przeznaczone do obróbki cieplnej, z wyjątkiem wyżarzania odprężającego, zmiękczającego i normalizującego. Maksymalne dopuszczalne stężenia głównych zanieczyszczeń, czyli fosforu i siarki, w stalach podstawowych wynoszą 0,045%.(Fosfor i siarka pochodzą z rud żelaza i z koksu. Wzrost zawartości P i S zdecydowanie pogarsza plastyczność i udarność stali Spośród zanieczyszczeń gazowych najgroźniejszy jest wodór, który łatwo dyfunduje w stali, czyniąc ją kruchą i skłonną do pękania (patrz dalej wyżarzanie przeciwpłatkowe). Tlen tworzy w stali kruche wtrącenia z AI, Mn, Si. Azot pochodzi z powietrza i tworzy w stali twarde i kruche azotki żelaza lub aluminium oraz wchodzi w skład węglikoazotków. Arsen pochodzi z rud i nie można go usunąć ze stali za proces utleniania.

Stale jakościowe to gatunki stali niestopowych wymagające ściślejszego prze-strzegania technologii produkcji niż stale podstawowe. Dla stali tych nie określa się czystości metalurgicznej i nie stosuje obróbki cieplnej (wyjątki dotyczą wyżarzania, podobnie jak dla stali podstawowych). Stale jakościowe muszą spełniać specyficzne wymagania, np. odnośnie do wielkości ziarna, odporności na kruche pękanie, podat-ności na kształtowanie.

Stale specjalne to gatunki o większej czystości (P i S < 0,020%), przeznaczone do ulepszania cieplnego lub hartowania powierzchniowego. Dzięki dokładnemu do-borowi składu chemicznego i kontroli technologii wytwarzania mają szereg właści-wości określonych w wąskim przedziale, np. udarność w stanie ulepszonym cieplnie, hartowność, twardość, spawalność, zawartość wtrąceń niemetalicznych.

Stale stopowe

Stal jest określana jako stopowa, gdy zawartość procentowa chociaż jednego z poniższych pierwiastków jest większa od:

Al 0,10 Mo 0,08 B 0,0008 Ni 0,30

Bi 0,10 Nb 0,06 Cr 0,30 Pb 0,40 Zr 0,05 Se 0,10 Co 0,10 Te 0,10 Si 0,50 Ti 0,05

La 0,05 V 0,10 Mn 1,65 W 0,10 Cu 0,40 Inne (poza C,N,S,P) 0,05

Wyróżnia się dwie klasy jakości stali stopowych (rys. 1.1): Stale jakościowe to gatunki stali stopowych nie przeznaczone do ulepszania

cieplnego lub utwardzania powierzchniowego (analogia do stali niestopowych jako-ściowych). W klasie tej wyróżnia się następujące podklasy stali:

- konstrukcyjne drobnoziarniste spawalne (na zbiorniki i rurociągi), - elektrotechniczne (zawierające Si lub Si + Al), - do produkcji szyn oraz grodzie i kształtowników (dla górnictwa), - do produkcji wyrobów płaskich walcowanych do dalszej przeróbki plastycznej na

zimno; stale te zawierają pierwiastki powodujące drobnoziarnistość (B, Nb, Ti, V, Zr), - zawierające tylko Cu jako pierwiastek stopowy. Stale stopowe specjalne są uzyskiwane przez precyzyjną kontrolę składu che-

micznego i technologii wytwarzania. Stale te mają bardzo zróżnicowany skład i wła-ściwości użytkowe. W klasie tej wyróżnia się następujące podklasy stali:

- odporne na korozję (max 1,2% C, min 10,5% Cr oraz Ni), - żaroodporne i żarowytrzymałe, - łożyskowe, - narzędziowe, - maszynowe, - konstrukcyjne,

- o specjalnych właściwościach fizycznych, - szybkotnące (patrz ćwiczenie 4). Stopowość stali specjalnych jest większa. Graniczne stężenia pierwiastków sto-

powych w stalach jakościowych i specjalnych ustalono na poziomie (w procentach wagowych):

Cr 0,50 Cu 0,50 La 0,06 Mn 1,80 Mo 0,10 Nb 0,08 Ni 0,50 Ti 0,12

Zr 0,12 inne 0,12

Systemy oznaczania gatunków stali

Europejski system oznaczeń

Polska wersja normy europejskiej dotyczącej oznaczania stali EN 10027-1 z 1992 r., wprowadzona u nas w 1994 r, może być stosowana do krajowych gatunków stali, natomiast jest obowiązkowa w odniesieniu do gatunków ujętych w normach europejskich. Główny symbol stali składa się z liter i cyfr, które informują o składzie chemicznym bądź właściwościach stali (mechanicznych lub fizycznych) i obszarze zastosowań. Oznaczenie stali może zawierać dodatkowy symbol wskazujący na cechy stali lub wyrobu hutniczego, np. stopień odtlenienia, jakość powierzchni, warunki obróbki cieplnej, przydatność do pracy w niskiej temperaturze.

Stale oznaczane według składu chemicznego

Skład chemiczny jest informacją podawaną dla stali jakościowych i specjalnych (stopowych i niestopowych). W tej kategorii oznaczeń stosuje się cztery rodzaje symboli głównych:

1. Stale niestopowe zawierające mniej niż 1% Mn (bez stali automatowych). Symbol główny składa się z litery C i liczby równej 100-krotnej procentowej za-wartości węgla. Przykład: C30 to stal niestopowa zawierająca 0,30% C.

2. Stale niestopowe zawierające ponad 1% Mn, niestopowe stale automatowe, stale stopowe o stężeniu każdego pierwiastka poniżej 5% (bez stali szybkotnących). Symbol główny składa się z liczby równej 100-krotnej wymaganej zawartości węgla, symboli chemicznych pierwiastków stopowych w kolejności malejącego stężenia oraz liczb oddzielonych kreską informujących o stężeniu. Każda liczba wyraża stę-

żenie pierwiastka pomnożone przez współczynnik i zaokrąglone do najbliższej liczby całkowitej. Przykład: 25CrMo4 to stal stopowa zawierająca 0,25% C, 1% Cr i mo-libden (nieco powyżej granicy stopowości, równej 0,08%). Liczba 4 w tym symbolu dotyczy Cr i wynika z pomnożenia 1% przez 4. W oznaczeniu krajowym jest to stal o symbolu 25HM (konstrukcyjna stopowa do ulepszania cieplnego). Mnożniki dla różnych pierwiastków są następujące:

- Cr, Co, Mn, Ni, Si, W 4, - Al, Be, Cu, Mo, Nb, Pb, Ta, Ti, V, Zr 10, - N,P, S, Ce 100, - B 1000.

3. Stale stopowe zawierające co najmniej 5% jednego pierwiastka (bez stali

szybkotnących). Symbol główny tworzy się identycznie jak dla grupy poprzedniej, z tym że rozpoczyna go litera X, a stężenia pierwiastków (poza węglem x 100) nie są pomnożone przez współczynniki. Przykład: X10CrNi18-9 - stal stopowa zawierają- ca 0,10% C, 18% Cr i 9% Ni. Stal ta według oznaczeń polskich ma symbol 1H18N9 (austenityczna stal odporna na korozję).

4. Stale szybkotnące. Tworzenie symbolu głównego tych stali omówiono w ćwi-czeniu 4.

Stale oznaczane według zastosowań i właściwości

Oznaczenia te stosuje się do stali, których najważniejszą cechą są właściwości mechaniczne bądź zastosowanie. Oznacza się tak wszystkie podstawowe stale nie-stopowe oraz niektóre stale jakościowe (niestopowe i stopowe).

Znak stali zawiera literę(y) oznaczającą(e) zastosowanie lub właściwości, a po niej występuje liczba wskazująca minimalną granicę plastyczności Re lub minimalną wytrzymałość na rozciąganie Rm wyrażoną w megapaskalach. Przykład: E295 - stal maszynowa o minimalnej granicy plastyczności 295 MPa. Najczęściej spotykane litery i znaczenie liczby zestawiono w tablicy 1.1.

Tablica 1.1. Oznaczanie stali według zastosowania i właściwości

Symbol literowy Nazwa stali Znaczenie liczby S P L E B Y R H lub HT DC, DD, DX

Konstrukcyjna Pracująca pod ciśnieniem Na rury przewodowe Maszynowa Do zbrojenia betonu Do betonu sprężonego Na szyny Walcowana o podwyższonej wytrzymałości do kształtowania na zimno Walcowana miękka do kształtowania na zimno

Re Re Re ReRmRm Re

------ Re lub Rm

Oznaczanie stali konstrukcyjnych według polskich norm

Stale konstrukcyjne (niestopowe i stopowe) to bardzo liczna i najpowszechniej stosowana grupa stali. Wśród stali niestopowych wyróżnia się kilka różnie oznacza-nych grup:

- Stale ogólnego przeznaczenia, oznaczane literami St i liczbą (0, 3, 4, 5, 6 lub 7). Często dodaje się litery, których znaczenie podano w tablicy 1.2. Stale tej grupy są oznaczane w normie europejskiej literą E i wartością Re.

~ Stale do utwardzania powierzchniowego i do ulepszania cieplnego, oznaczane słowem stal, a po nim liczbą określającą średnie stężenie węgla, np. stal 10 (w sys-temie oznaczeń europejskich symbol CIO).

- Stale niskowęglowe wyższej jakości określonego zastosowania. Dość długa nazwa tej grupy zawiera dawniej stosowane określenie jakości stali, związane ze stężeniem fosforu i siarki. W symbolu tych stali na pierwszym miejscu podaje się stężenie węgla, a po nim stężenie manganu i ewentualnie tzw. pierwiastka mikrosto-powego, np. 22G2NbY wskazuje na zawartość Mn = 2% oraz kilka setnych procent niobu. Znaczenie litery Y oraz innych oznaczeń literowych stosowanych do stali konstrukcyjnych zestawiono w tablicy 1.2.

Tablica 1.2. Znaczenie liter w symbolach stali konstrukcyjnych niestopowych Litera Znaczenie na początku symbolu Znaczenie na końcu znaku A B C D E J K M P S U V W X Y Z

Stal automatowa - - Przeznaczona na drut Do zgrzewania elektrycznego lub dla elektrotechniki - Na rury kotłowe Określone stężenie C, Mn, i Si Dla kolejnictwa - Wymagana udarność przy 20ºC - - - - Do zgrzewania ogniowego

Zawężony zakres P i S Wymagana udarność przy +20ºC Wymagana udarność przy 0ºC Wymagana udarność przy -20ºCDrobnoziarnista, płytko hartująca się Wymagana udarność po starzeniu - Wymagana udarność przy -20ºCPodwyższone stężenie P Spawalna - ograniczone stężenie C ograniczone stężenie C, P i S nie uspokojona pół uspokojona -

Oznaczanie wszystkich grup stali konstrukcyjnych stopowych według Polskiej Normy jest identyczne. Aby poprawnie zinterpretować symbol stali, trzeba wiedzieć, jakie litery stosuje się na oznaczanie pierwiastków stopowych. Znak stali konstruk-

cyjnych stopowych rozpoczyna się od dwucyfrowej liczby odpowiadającej stężeniu węgla wyrażonego w setnych częściach procentu wagowego. Następnie podaje się litery oznaczające pierwiastki stopowe i liczby informujące o stężeniu danego pier-wiastka. Brak liczby po literze oznacza stężenie około 1% lub niewielkie przekro-czenie poziomu stężenia przyjętego jako granica stali stopowych i niestopowych. Oznaczenia pierwiastków stopowych są następujące:

mangan - G, krzem - S, nikiel - N, chrom - H, wolfram - W, kobalt - K, miedź - Cu, aluminium - J, molibden - M, wanad - F, tytan - T, niob - Nb.

Przykład: 38HMJ - stal stopowa konstrukcyjna (do azotowania) zawierająca 0,38% C, 1,0% Cr, 0,2% Mo i 1,0% AL

Większość stali to stale stopowe, dlatego ważna jest znajomość wpływu pierwiastków na właściwości mechaniczne i fizykochemiczne stali. Wymienione wyżej, najczęściej spotykane w stalach pierwiastki stopowe mogą znajdować się w roztworach stałych (ferryt, austenit, martenzyt), węglikach i we wtrąceniach niemetalicznych.

Pierwiastki Si, Al, Cu, Ni, Co nie tworzą węglików w stalach, natomiast Fe, Mn, Cr, Mo, W, V, Ti, Nb uszeregowano we wzrastającej skłonności do tworzenia wę-glików. Pierwiastki te mogą współtworzyć cementyt stopowy (Fe, M)3C lub węgliki specjalne (Fe, M)3C6 np. M23C6, M6C, M2C, M7C3, MC, gdzie M oznacza węgli-kotwórczy pierwiastek stopowy. W obecności azotu pierwiastki węglikotwórcze tworzą azotki typu MN i M2N. Ponieważ azotki i węgliki krystalizujące w tych samych sieciach rozpuszczają się w sobie, w stalach tworzą najczęściej węglikoazotki M(C, N).

Pierwiastki stopowe zmieniają układ fazowy Fe – Fe3C, w szczególności para-metry przemiany eutektoidalnej. Wszystkie dodatki stopowe zmniejszają zawartość węgla w eutektoidzie, czyli przesuwają punkt eutektoidalny w lewo. Jest zatem regułą, że perlit w stali stopowej ma zawsze mniejszą zawartość węgla niż perlit w stali niestopowej. Na przykład, w stali zawierającej ≈ 0,3% V eutektoid powstaje przy 0,2% C.

Innym efektem obecności pierwiastków stopowych jest zmiana zakresu wystę-powania ferrytu i austenitu. W związku z tym wyróżnia się dwie grupy: pierwiastki rozszerzające zakres występowania ferrytu, tzw. ferrytotwórcze: Cr, Si, W, Mo, Ti,

V, Nb, Al, oraz rozszerzające pole austenitu, czyli austenitotwórcze: Ni, Mn, Cu, Co, C, N.

Atomy pierwiastków stopowych obsadzają węzły sieci roztworu stałego zajmowane normalnie przez atom żelaza. Konsekwencją tego jest deformacja sieci prowadząca do wzrostu twardości i wytrzymałości roztworu oraz, niestety, zmniejszenie udarności. Wyjątkiem jest nikiel, który zwiększa twardość ferrytu bez ujemnego wpływu na udarność, a przy tym obniża temperaturę przejścia w stan kruchy, co jest bardzo korzystne. Wszystkie pierwiastki stopowe, z wyjątkiem kobaltu, zwiększają hartowność stali (patrz ćwiczenie 2). Odrębnym zagadnieniem jest deformacja sieci powodowana przez małe atomy węgla, azotu i boru zajmujące miejsce w lukach międzywęzłowych.

Postać i stan kwalifikacyjny stali

Postać stali i stopień utwardzenia

W dokumentacji technicznej i przy cechowaniu wyrobów stalowych podaje się pełne oznaczenie, które oprócz symboli głównych wskazujących na gatunek stali zawiera informację o postaci, stopniu utwardzenia i stanie obróbki cieplnej wyrobu hutniczego.

Postać stali określa się według końcowego zabiegu nadającego kształt i wymiary, bez uwzględnienia obróbki mechanicznej. Rozróżnia się stal w postaci:

- lanej, zwanej staliwem (ćwiczenie 5), otrzymanej przez odlanie i skrzepnięcie odlewu lub wlewka, postać tę oznacza litera L (oznaczenie europejskie G),

- kutej, nadanej przez kucie, prasowanie lub tłoczenie na gorąco, oznaczonej K, - walcowanej na gorąco, oznaczonej W, - walcowanej na zimno, oznaczonej Z, - ciągnionej na zimno, oznaczonej C. Przeróbka plastyczna na zimno odbywa się poniżej temperatury rekrystalizacji, a

przeróbka na gorąco powyżej tej temperatury. Stopień utwardzenia dotyczy wyrobów zimnowalcowanych (taśmy, blachy,

kształtowniki) i jest oznaczany następującymi przymiotnikami i skrótami: - bardzo miękki - bm, - bm z następnym gładzeniem - bmg, - miękki - m, - pólmiękki - pm, - póitwardy - pz, - twardy - z, - bardzo twardy - bz, - najwyższej twardości - bzz.

Stany kwalifikacyjne obróbki cieplnej

Stan ten dotyczy końcowej obróbki cieplnej, której wyrób stalowy został poddany po nadaniu postaci. Rozróżnia się stał w następujących stanach:

- surowym bez symbolu kwalifikacyjnego, - wyżarzonym rekrystalizująco R, - wyżarzonym odprężająco O, - wyżarzonym ujednoradniająco J, - wyżarzonym przeciwpłatkowo Pł, - sferoidyzowanym (po wyżarzaniu sferoidyzującym) Sf, - zmiękczonym (po wyżarzaniu zmiękczającym) M, - normalizowanym (po wyżarzaniu normalizującym) N, - hartowanym H, - odpuszczonym O, - ulepszonym cieplnie T, - przesyconym P, - starzonym S, - utwardzonym wydzieleniowo (przesycanie i starzenie) D, - po regulowanym chłodzeniu, po przeróbce plastycznej V. Za pomocą podanych liter można oznaczać różne kombinacje postaci i stanu ob-

róbki cieplnej stali, np. WN oznacza, że stal walcowana na gorąco została wyżarzona normalizująco. Wszelkie uzasadnione kombinacje obróbki cieplnej mogą być określone w normach przedmiotowych wyrobów hutniczych lub uzgodnione pomiędzy hutą i zamawiającym, np. NO oznacza normalizowanie z następującym po nim odpuszczaniem, a HO oznacza hartowanie z następującym po nim niskim odpusz-czaniem.

Przy określaniu stanu kwalifikacyjnego może być dodatkowo podana wartość Rm (min lub min i max) oraz twardość (min lub min i max) wraz z oznaczeniem metody pomiaru (np. HRC, HV, HRB).

Pełne oznaczenie wyrobu hutniczego ma następującą formę:

znak stali - postać stan Rm twardość

Przykład: 45 - KT 687-834 MPa 95 HRB, gdzie 45 oznacza konstrukcyjną stal niestopową jakościową zawierającą 0,45% C (oznaczenie europejskie C45).

Niżej przedstawiono charakterystykę piętnastu podstawowych stanów obróbki cieplnej stali, określając zabiegi prowadzące do uzyskania odpowiedniej mikro-struktury i zespołu właściwości mechanicznych.

Stan surowy oznacza, że stal jest w stanie nieobrobionym cieplnie, a więc tylko po przeróbce plastycznej na gorąco lub na zimno. W stanie surowym dostarcza się stale niestopowe, niskostopowe, kwasoodporne i sprężynowe. Strukturę stali podeu-

tektoidalnych tworzy ferryt i perlit o dyspersji zależnej od temperatury przeróbki plastycznej i szybkości chłodzenia po przeróbce. Charakterystyczną cechą struktur w tym stanie jest pasmowość ułożenia ferrytu i perlitu oraz wtrąceń, będąca, następ-stwem segregacji chemicznej stali i walcowania. Konsekwencją pasmowości jest anizotropia właściwości mechanicznych.

Stan normalizowany N - w wyżarzaniu normalizującym wykorzystuje się efekt rozdrobnienia ziarna przy przemianie ferryt + perlit→austenit. Chłodzenie po nor-malizowaniu odbywa się w spokojnym powietrzu, co zbliża strukturę stali do rów-nowagowej, zgodnej z układem fazowym żelazo - cementyt. Normalizowanie dzięki rozdrobnieniu ziarna wyraźnie zwiększa granicę plastyczności i udarność przy nie-znacznym wzroście twardości. Zmniejsza się przy tym poziom naprężeń własnych wyrobu i niejednorodność struktury. W stanie normalizowanym dostarcza się stale niestopowe, niskostopowe, automatowe oraz stale do hartowania powierzchniowego.

Stan wyżarzony ujednoradniająco J - inaczej zwany homogenizowanym -uzyskuje się przez wyżarzanie w wysokiej temperaturze (1000 - 1200°C) w czasie kilkunastu godzin. Efektem jest wyrównanie składu chemicznego i duże ziarno. W stanie J dostarcza się głównie wlewki i odlewy staliwne.

Stan sferoidyzowany Sf uzyskuje się przez kilkugodzinne wyżarzanie w okolicy temperatury przemiany eutektoidalnej. W efekcie otrzymuje się kuleczki cementytu w osnowie ferrytu. Struktura taka nazywa się sferoidytem i zapewnia małą twardość i dobrą plastyczność stali. Sferoidyt jest korzystną strukturą wyjściową do hartowania, szczególnie stali narzędziowych, ułatwia obróbkę skrawaniem. W stanie Sf są oferowane stale narzędziowe i łożyskowe, a niekiedy stale do ulepszania cieplnego.

Stan zmiękczony M osiąga się podobnie jak stan Sf. Celem wyżarzania zmięk-czającego jest uzyskanie określonej, małej twardości, wystarczającej do obróbki skrawaniem. Stal, najczęściej eutektoidalna i nadeutektoidalna, zawiera cementyt nie w pełni sferoidyzowany w osnowie ferrytu.

Stan hartowany H - właściwości stali po hartowaniu zależą od jej składu i rodzaju hartowania. Typowe struktury dla tego stanu to martenzyt i bainit, niewykluczona jest także obecność węglików i austenitu szczątkowego. Stan H cechuje duża twardość i wytrzymałość przy znikomej plastyczność. Obróbka skrawaniem po hartowaniu jest trudna, dlatego w stanie tym oferuje się gotowe wyroby.

Stan odpuszczony O - odpuszczanie stosuje się po hartowaniu celem zmniejszenia właściwości wytrzymałościowych i zwiększenia plastycznych oraz udarności. Poziom właściwości mechanicznych zależy od temperatury odpuszczania i składu stali. Ogólnie, ze wzrostem temperatury odpuszczania maleją właściwości wytrzy-małościowe, a zwiększają się właściwości plastyczne. Stan O dotyczy niskiego albo średniego odpuszczania. Niskie odpuszczanie polega na nagrzaniu stali do tempera-tury 150 - 250°C, wygrzaniu w czasie od jednej do kilku godzin i dowolnym stu-dzeniu. Hartowanie i niskie odpuszczanie nazywa się utwardzaniem cieplnym. Pro-

wadzi ono do uzyskania struktury odpuszczonego martenzytu, tj. martenzytu o zmniejszonej zawartości węgla z wydzieleniami drobnych węglików. Średnie od-puszczanie martenzytu zachodzi w temperaturze 250 - 500°C i prowadzi do uzy-skania ferrytu i bardzo drobnych wydzieleń węglików. Charakterystyczną cechą struktury odpuszczania jest iglasty ferryt, co jest wynikiem dziedziczenia morfologii martenzytu. W stanie odpuszczonym dostarcza się gotowe wyroby stalowe.

Stan ulepszony cieplnie T powstaje w wyniku hartowania i wysokiego odpusz-czania. Wysokie odpuszczanie w zakresie od 500°C aż do temperatury Ac1 powoduje rekrystalizację iglastego ferrytu oraz sferoidyzację, a następnie koagulację węglików. W efekcie otrzymuje się strukturę nazwaną sorbitem. Sorbit stanowi optymalny dla większości zastosowań stali kompromis między właściwościami wytrzymałościowymi i plastycznymi. W stanie T huta dostarcza gotowe wyroby. Stale do ulepszania cieplnego są tematem ćwiczenia 2.

Stan przesycony P. Celem przesycania jest uzyskanie jednej fazy, tj. roztworu stałego, a przez to zwiększenie plastyczności i ułatwienie obróbki plastycznej na zimno. Struktura jednofazowa zapewnia też większą odporność korozyjną. Przesy-canie stali polega na rozpuszczeniu węglików w austenicie w zakresie 1100 — 1300°C i szybkim ochłodzeniu. W stanie P dostarcza się niektóre stale o specjalnych właściwościach, np. stale austenityczne.

Stan starzony S. Starzenie polega na powrocie struktury ze stanu przesyconego do równowagowego. Podczas starzenia wydzielają się drobne fazy umacniające roztwór stały. Zatem efektem starzenia jest zwiększenie właściwości wytrzymało-ściowych i zmniejszenie plastycznych. Starzenie stosuje się głównie do niskowęglo-wych stali z mikrododatkami jako operację końcową po regulowanym walcowaniu. Strukturę tych stali tworzą drobnoziarnisty ferryt z wydzieleniami węglików, azotków lub węglikoazotków oraz niewielkie ilości perlitu. W stanie S dostarcza się stale o wymaganej udarności.

Stan utwardzony wydzieleniowo D. Utwardzanie wydzieleniowe, zwane także dyspersyjnym, polega na umocnieniu roztworu stałego przez wydzielenie z przesy-conego roztworu stałego drobnych faz międzymetalicznych tworzonych przez pier-wiastki stopowe. W stanie D dostarcza się wysokostopowe stale martenzytyczne znane jako stale maraging. Mają one wysoki poziom właściwości wytrzymałościowych.

Stan rekrystalizowany R oznacza wyżarzanie wykonane po przeróbce plastycznej na zimno w celu usunięcia skutków umocnienia. Temperatura rekrystalizacji stali wynosi najczęściej 600 - 700°C, lecz zależy od gatunku stali i wielkości zgniotu. Wyżarzanie rekrystalizujące jest jedynym sposobem rozdrobnienia ziarna w stalach stopowych bez przemiany alotropowej, np. w stalach austenitycznych.

Stan wyżarzony odprężająco O ma na celu usunięcie naprężeń powstałych w Wyniku krzepnięcia odlewu, spawania, skrawania lub odkształcenia plastycznego na

zimno. Wyżarzanie to prowadzi się w zakresie 400 - 650°C w ciągu kilku godzin, po czym odlew powoli się studzi. Mikrostruktura stali nie zmienia się, korzystny jest przy tym wzrost sprężystości stali zgniecionej na zimno bez zmniejszenia twardości i wytrzymałości.

Stan wyżarzony przeciwpłatkowo Pl. Płatkami nazywa się wadę stali, która na przełomie pojawia się w formie plam, a na szlifie stali obserwuje się pęknięcia o długości od kilku do kilkunastu milimetrów. Przyczyną powstawania płatków jest wodór rozpuszczony w ciekłej stali, który nie zdążył wydyfundować podczas krzep-nięcia i kucia wlewka. Szczególnie wrażliwe są na to duże wlewki ze stali wysoko-stopowych. Wyżarzanie przeciwpłatkowe polega na długotrwałym wygrzewaniu odkuwek w temperaturze 650°C i wolnym studzeniu w celu pozbycia się nadmiaru wodoru.

Stan po regulowanym chłodzeniu, po przeróbce plastycznej V. Jest to rodzaj obróbki termomechanicznej, której celem jest uzyskanie wyrobów hutniczych o drobnym ziarnie ferrytu. Istotą sprawy jest doprowadzenie do przemiany drobnego zgniecionego lub zrekrystalizowanego austenitu w drobny ferryt podczas przemiany alotropowej. Można to osiągnąć przez kontrolowanie temperatury rekrystalizacji au-stenitu podczas przeróbki plastycznej na gorąco. Przykładem jest walcowanie na go-rąco, przy którym zachodzi dynamiczna rekrystalizacja austenitu. Możliwe jest także walcowanie drobnego austenitu na zimno i przemiana alotropowa zgniecionego austenitu w ferryt. Obniżenie temperatury przemiany γ → α zwiększa efekt roz-drobnienia ferrytu. Osiąga się to przez wprowadzenie do stali manganu (do 1,6%) oraz innych pierwiastków (Cu, Ni, Cr, Mo) obniżających temperaturę przemiany γ → α. Innym sposobem obniżenia temperatury przemiany alotropowej jest szybkie chłodzenie stali po zakończeniu walcowania. Stale, w odniesieniu do których takie postępowanie jest uzasadnione, są spawalnymi stalami niskowęglowymi zawierają-cymi mikrododatki (< 0,1%) pierwiastków Nb, V, Ti, B, Al. Pierwiastki te, tworząc węglikoazotki, umacniają ferryt. Stale te nazywa się niskostopowymi o podwyższonej wytrzymałości (NSPW) lub stalami z mikrododatkami.

PRZEBIEG ĆWICZENIA

1. Narysować obraz pasmowości struktury stali w stanie surowym (próbka 1.1, stal C38 trawiona azotalem), zwrócić uwagę na kształt i układ wtrąceń typu MnS. W komentarzu do rysunku podać, jaki jest wpływ pasmowości na właściwości me-chaniczne stali.

2. Porównać strukturę stali 55 w stanie N i Sf (próbki 1.2 i 1.3 trawione azota-lem). Opisać sposób uzyskania obu struktur i scharakteryzować ich właściwości mechaniczne.

3. Naszkicować obraz ziaren stali stopowej specjalnej X10CrNi18-9 w postaci Z i W (próbki 1.4 i 1.5 trawione odczynnikiem glicerynowym). Podać symbol główny

identycznej stali krajowej i wyjaśnić wpływ pierwiastków stopowych na strukturę i właściwości eksploatacyjne. W jakim stanie obróbki cieplnej stal taką można zamówić?

4. Skomentować ofertę huty załączoną do instrukcji, posługując się oznaczeniami poznanymi w ramach ćwiczenia.

5. Odszyfrować zapis stanu dostawy wyrobu hutniczego podany przez prowa-dzącego ćwiczenie.

LITERATURA UZUPEŁNIAJĄCA

Blicharski M., Wstęp do inżynierii materiałowej, Warszawa, WNT 1998. Dobrzański L. A., Metaloznawstwo z podstawami nauki o materiałach, wyd. 4,

Warszawa, WNT 1998. Przybyłowicz K., Metaloznawstwo, wyd. 6, Warszawa, WNT 1999.

Ćwiczenie 2

Stale konstrukcyjne obrabiane cieplnie

CEL ĆWICZENIA

Celem ćwiczenia jest poznanie wpływu hartowania i odpuszczania na strukturę i właściwości mechaniczne stali konstrukcyjnych oraz zrozumienie roli hartowności w procesach ulepszania cieplnego i doboru materiału. NIEZBĘDNE WIADOMOŚCI Wprowadzenie

Obróbka cieplna to proces technologiczny, którego celem jest zmiana właściwości mechanicznych i fizykochemicznych metali i stopów w stanie stałym, przede wszystkim przez wywołanie zmian strukturalnych w wyniku działania temperatury, czasu i środowiska, a czasem również odkształcenia plastycznego i pola magnetycz-nego. W związku z tym obróbkę cieplną dzielimy na: zwykłą, cieplno-chemiczną, cieplno-plastyczną i cieplno-magnetyczną.

Tematyka tego ćwiczenia dotyczy obróbki cieplnej zwykłej.

Hartowanie

Przemiany austenitu podczas chłodzenia

Przemiany austenitu podczas chłodzenia można rozpatrywać, korzystając z wy-kresu Fe—Fe3C, tzn. w warunkach równowagi termodynamicznej, lub też w zależności od szybkości i sposobu chłodzenia. Na rysunku 2.1 przedstawiono schematycznie wykresy przemian austenitu stali podeutektoidalnej podczas chłodzenia izotermicznego (CTPi) i chłodzenia ciągłego (CTPc).

W zależności od przebiegu krzywych chłodzenia względem zakresu przemiany perlitycznej, bainitycznej i martenzytycznej uzyskuje się struktury o różnym udziale objętościowym ferrytu, perlitu, bainitu, martenzytu, a także austenitu szczątkowego.

Należy przypomnieć, że perlit jest płytkową mieszaniną ferrytu i cementytu o dyspersji i twardości zwiększających się w miarę obniżania temperatury przemiany perlitycznej, która ma charakter dyfuzyjny.

Przemiana bainityczna ma charakter tylko częściowo dyfuzyjny, a jej produktem jest bainit, będący mieszaniną przesyconego ferrytu i wydzielonych węglików. W miarę obniżania temperatury zwiększa się udział przemiany bezdyfuzyjnej i tym samym twardość bainitu.

Przemiany perlityczna i bainityczna przebiegają izotermicznie i atermicznie.

Rys. 2.1. Schemat przemian austenitu stali podeutektoidalnej:

a) CTPi przy chłodzeniu izotermicznym, b) CTPc przy chłodzeniu ciągłym; A - austenit, F - ferryt, P - perlit, Bg - bainit górny, Bd - bainit dolny, M - martenzyt

Przemiana martenzytyczna ma charakter bezdyfuzyjny i przebiega pomiędzy temperaturą Ms (początek przemiany) i Mf (koniec przemiany). Produktem przemiany jest martenzyt (przesycony roztwór węgla w Feα), którego objętość właściwa jest większa od objętości właściwej austenitu (dla stali wysokowęglowych ta różnica wynosi około 3%). W wyniku tego powstają silne naprężenia ściskające, hamujące lub zatrzymujące przemianę. W strukturze stali pozostaje wtedy pewna ilość austenitu szczątkowego. Udział austenitu szczątkowego wzrasta wraz ze zwiększeniem stężenia węgla w stali (obniżeniu ulegają wtedy wartości temperatury Ms i Mf).

Istota i cel hartowania

Hartowanie polega na nagrzaniu stali do temperatury austenityzowania, wygrzaniu w tej temperaturze i oziębianiu w celu uzyskania struktury nierównowagowej -martenzytycznej lub bainitycznej - odznaczającej się większą niż w stanie wyjścio-wym twardością i wytrzymałością oraz mniejszą plastycznością.

Temperatura austenityzowania w przypadku stali węglowych jest o 30 - 50°C wyższa od temperatury Ac3 (rys. 2.2). Zbyt wysoka temperatura austenityzowania wywołuje nadmierny rozrost ziaren austenitu, co powoduje uzyskanie struktury martenzytu gruboiglastego, powodującej zwiększenie kruchości stali.

Stale stopowe są austenityzowane w temperaturze odpowiednio wyższej, zapew-niającej rozpuszczenie węglików w austenicie i nasycenie go węglem oraz pierwiast-kami stopowymi, co umożliwia uzyskanie wymaganych właściwości po obróbce cieplnej.

Gdy zabieg austenityzowania obejmuje całą objętość hartowanego elementu, a grubość warstwy zahartowanej jest zależna od hartowności obrabianego materiału i intensywności chłodzenia, hartowanie jest nazywane hartowaniem objętościowym. Gdy nagrzewamy i hartujemy tylko warstwę wierzchnią, mówimy o hartowaniu po-wierzchniowym.

Rys. 2.2, Zakres temperatury hartowania i odpuszczania stali węglowej na tle wykresu Fe – Fe3C Hartowanie objętościowe Hartowanie martenzytyczne zwykłe

Podczas procesu hartowania martenzytycznego zwykłego (rys. 2.3) oziębienie wykonuje się w sposób ciągły z szybkością większą od krytycznej do temperatury niższej od MS a w przypadku wielu stali konstrukcyjnych nisko- i średniowęglowych niższej nawet od Mf. W praktyce stale węglowe chłodzi się w wodzie, natomiast stopowe są chłodzone wolniej - w oleju lub w powietrzu.

Rys. 2.3. Przebieg chłodzenia w procesach hartowania martenzytycznego i bainitycznego stali: 1 - hartowanie martenzytyczne zwykłe, 2 - hartowanie martenzytyczne stopniowe, 3 - hartowanie bainityczne zwykłe, 4 -

hartowanie bainityczne izotermiczne, Vkr - krytyczna szybkość chłodzenia

W wyniku hartowania zwykłego uzyskuje się strukturę martenzytu (rys. 2.4) z austenitem szczątkowym (w przypadku większych zawartości węgla) oraz innymi składnikami, które nie ulegają przemianom w czasie chłodzenia, np. z węglikami i wtrąceniami niemetalicznymi.

Stale tak zahartowane mają dużą twardość, zazwyczaj 40 - 65 HRC w zależności od stężenia węgla (rys. 2.5), dużą wytrzymałość i granicę plastyczności oraz małe wartości właściwości plastycznych i udarności.

Rys. 2.4. Martenzyt w stali 55 po hartowaniu martenzytycznym zwykłym (pow. 700x)

Rys. 2.5. Wpływ zawartości węgla oraz udziału martenzytu w strukturze na twardość stali po hartowaniu

Duża szybkość chłodzenia wywołuje znaczny gradient temperatury na przekroju elementu, a tym samym niejednoczesność zachodzenia przemiany martenzytycznej na powierzchni i w rdzeniu elementu. W efekcie powstają naprężenia własne, które mogą, wywołać pęknięcia hartownicze, odkształcenia lub wypaczenia hartowanych przedmiotów. Niezbędne obniżenie poziomu tych naprężeń wymaga odpuszczania następującego bezpośrednio po hartowaniu.

Hartowanie martenzytyczne stopniowe

Podczas hartowania martenzytycznego stopniowego (rys. 2.3) oziębiamy harto-wany element do temperatury wyższej o 30 - 50°C od temperatury Ms (w kąpieli solnej lub gorącym oleju), wytrzymujemy w tej temperaturze w czasie niezbędnym do wyrównania temperatury w całym przekroju, lecz nie dłuższym, niż wynosi trwałość przechłodzonego austenitu, a następnie studzimy, najczęściej w powietrzu, do temperatury otoczenia.

Hartowanie martenzytyczne stopniowe zapewnia uzyskanie takiej samej struktury i twardości jak po hartowaniu zwykłym przy znacznie mniejszych naprężeniach i odkształceniach. Hartowanie stopniowe jest stosowane do drobnych elementów ze stali węglowych oraz przedmiotów o złożonych kształtach i zmiennych przekrojach.

Hartowanie bainityczne zwykłe

Jest to hartowanie z zastosowaniem oziębiania z szybkością mniejszą od kry-tycznej (rys. 2.3) - taką, by mogła zachodzić przemiana bainityczna. W efekcie

głównym składnikiem struktury jest bainit przy ewentualnej obecności austenitu szczątkowego i martenzytu. Struktura taka pozwala uzyskać lepsze niż w stanie ulepszonym cieplnie właściwości plastyczne, większą udarność i wytrzymałość zmę-czeniową, niższa jest natomiast granica sprężystości i plastyczności.

Hartowanie bainityczne izotermiczne

Hartowanie izotermiczne charakteryzuje się oziębianiem w kąpieli chłodzącej o temperaturze wyższej od Ms (zwykle 250 - 400°C), wytrzymaniem izotermicznym w czasie zapewniającym zakończenie przemiany bainitycznej, a następnie chłodzeniem do temperatury pokojowej z dowolną szybkością. Hartowanie to zapewnia uzyskanie struktury bainitu (ewentualnie z austenitem szczątkowym, rys. 2.6), a jest stosowane w celu znacznego zmniejszenia odkształceń oraz uzyskania większej ciągliwości i udarności niż przy utwardzaniu cieplnym (hartowaniu martenzytycznym i odpuszczaniu) na tę samą twardość.

Po hartowaniu bainitycznym nie jest wymagane odpuszczanie.

Rys. 2.6. Struktura stali 35HGS po hartowaniu izotermicznym, bainit dolny (pow. 600x) Hartowanie

powierzchniowe

Hartowanie powierzchniowe polega na bardzo szybkim nagrzaniu warstwy wierzchniej przedmiotu do temperatury austenityzowania i następnie szybkim chło-dzeniu. Ograniczenie hartowania do cienkiej warstwy wierzchniej pozwala uniknąć dużych naprężeń i odkształceń hartowniczych (rys. 2.7).

W zależności od sposobu nagrzewania wyróżnia się hartowanie powierzchniowe: indukcyjne, płomieniowe, laserowe, elektronowe i kąpielowe. Konieczność zastoso-wania bardzo dużych szybkości nagrzewania ma istotny wpływ na kinetykę prze-miany struktury wyjściowej (np. ferrytyczno-perlitycznej) w austenit oraz na opty-malną temperaturę hartowania, która jest wyższa niż podczas hartowania objęto-ściowego.

W chwili zakończenia szybkiego nagrzewania na przekroju warstwy wierzchniej elementu jest ukształtowany określony rozkład temperatury. Część nagrzewanej warstwy osiąga temperaturę wyższą od Ac3, część temperaturę między Ac1 a Ac3, a pozostały obszar niższą od Ac1. W związku z tym po powierzchniowym zahartowa-niu stali podeutektoidalnych można wyróżnić strefy: martenzytyczną, przejściową oraz strefę rdzenia, w której na ogół nie występują zmiany struktury. W strefie martenzytycznej uzyskuje się martenzyt skryto- lub drobnoiglasty. Charakterystyczną strukturą strefy przejściowej po hartowaniu powierzchniowym jest mieszanina martenzytu i ferrytu (rys. 2.7).

Rys. 2.7. Struktura warstwy przejściowej stali 45 po hartowaniu indukcyjnym, ferryt

na tle martenzytu skrytoiglastego (ciemne pola) (pow. 750x)

Rozkład struktury na przekroju warstwy powoduje określony rozkład twardości. W normie PN-71/M-05011 podaje się dwie metody oznaczania głębokości utwardzenia:

- na przekroju poprzecznym przez trawienie makro (rys. 2.8), - przez pomiar rozkładu twardości metodą Vickersa. Umowna grubość utwardzenia to odległość od powierzchni do miejsca o

twardości 450 HV.

Hartowanie powierzchniowe stosuje się do stali węglowych i niskostopowych konstrukcyjnych o zawartości od 0,25% do 0,5% C i stali narzędziowych niskosto-powych w celu zwiększenia twardości i wytrzymałości zmęczeniowej z zachowa-niem plastyczności rdzenia oraz zmniejszenia odkształceń, a także do żeliwa szarego i sferoidalnego, głównie w celu zwiększenia odporności na ścieranie.

Rys. 2.8. Rozkład warstwy utwardzonej na przekroju koła zębatego po hartowaniu indukcyjnym

Odpuszczanie Przemiany w stali podczas odpuszczania

Odpuszczanie uprzednio zahartowanej stali polega na jej nagrzaniu do tempera-tury nieprzekraczającej Ac1, wygrzaniu w czasie od 30 minut do kilku godzin i ozię-bianiu. Operacja ta jest stosowana w celu zmiany struktury i właściwości materiału w kierunku poprawy ciągliwości i zmniejszenia kruchości kosztem obniżenia twar-dości oraz usunięcia występujących po hartowaniu naprężeń własnych.

Podczas odpuszczania martenzyt jako przesycony roztwór stały podlega prze-mianom zależnym od temperatury. W zakresie 80 - 250°C przemiana polega na wydzieleniu nadmiaru węgla w postaci węglika ε o składzie zmiennym od Fe2C do Fe2,3C. Rezultatem jest stopniowy zanik tetragonalności sieci martenzytu oraz zwią-zanych z tym naprężeń. Od około 150°C węglik ε jest zastępowany przez cementyt. Wynikiem powyższych przemian jest struktura złożona z częściowo przesyconego ferrytu oraz z submikroskopowych wydzieleń węglika ε i cementytu, zwana marten-zytem odpuszczonym. Jednocześnie na skutek zaniku tetragonalności martenzytu i zmniejszenia naprężeń ściskających austenit szczątkowy (jeżeli jest) ulega przemia-nie w martenzyt odpuszczony. W temperaturze około 400°C otrzymujemy mieszani-nę nieprzesyconego ferrytu i cementytu.

W zakresie temperatury od 400°C do około 650°C wydzielenia cementytu przyjmują postać kulistą, a ich wymiary ulegają zwiększeniu. Przemiany te prowadzą do utworzenia struktury dwufazowej, zwanej sorbitem (rys. 2.9), będącej mieszaniną ferrytu i cementytu o dyspersji zmniejszającej się ze wzrostem temperatury. Twardość sorbitu w zależności od składu chemicznego stali i warunków odpuszczania wynosi od około 20 do około 45 HRC. Strukturę uzyskaną przez wygrzewanie w temperaturze około 700°C nazywamy sferoidytem (cementytem kulkowym na tle ferrytu).

Rys. 2.9. Struktura sorbityczna stali 55 (pow. 630x) Wpływ temperatury odpuszczania na właściwości mechaniczne

Omówione wyżej przemiany strukturalne określają właściwości mechaniczne od-puszczonej stali (rys. 2.10 i 2.11). Ogólnie biorąc, ze wzrostem temperatury od-puszczania maleje twardość, wytrzymałość na rozciąganie, granica plastyczności, a wzrastają właściwości plastyczne: przewężenie, wydłużenie oraz udarność.

Występujące w stalach konstrukcyjnych dodatki stopowe (szczególnie Cr, Mo, Si) opóźniają proces rozkładu martenzytu. Aby uzyskać taki sam efekt odpuszczania (Rm, HRC) dla stali stopowej, należy podwyższyć temperaturę odpuszczania lub znacznie wydłużyć czas wygrzewania.

Po odpuszczeniu stali stopowych mogą wystąpić dwa rodzaje kruchości. Nieod-wracalna kruchość odpuszczania występuje przy około 300°C. Jej przyczyną jest wydzielanie się węglików na granicach igieł (listew) martenzytu. Odwracalna kru-chość odpuszczania występuje na skutek powolnego chłodzenia w zakresie 450 -600°C po odpuszczaniu niektórych stali stopowych. Można jej uniknąć przez szyb-

Rys. 2.10. Wpływ temperatury odpuszczania Rys. 2.11. Przybliżona zależność udarności od wy-

na właściwości mechaniczne stali 45 trzymałości ulepszanych cieplnie stali stopowych

kie chłodzenie po odpuszczaniu. Dodatek 0,2 - 0,3% Mo lub 0,5 - 0,6% W zmniej-sza skłonność stali do kruchości odpuszczania. W praktyce obróbki cieplnej stali rozróżnia się:

- odpuszczanie niskie - w zakresie temperatury do 250°C w czasie 1 - 3 h przy chłodzeniu z dowolną szybkością; stosowane do części maszyn, od których wymaga się dużej twardości przy możliwie małych naprężeniach własnych;

- odpuszczanie średnie - w zakresie temperatury 250 - 500°C; po odpuszcza niu w temperaturze powyżej 400 - 500°C uzyskuje się wysoką granicę sprężystości przy dostatecznej plastyczności (sprężyny, resory);

- odpuszczanie wysokie - pomiędzy temperaturą 500°C i Acl w czasie 2 - 3 h przy chłodzeniu powolnym lub przyspieszonym; stosowane do stali konstrukcyjnych w celu uzyskania optymalnego kompleksu właściwości mechanicznych, tj. dużych wartości Rm i Re przy dobrej plastyczności (duże wartości A, Z oraz K).

Kombinacje hartowania i odpuszczania określają następujące pojęcia: - utwardzanie cieplne (objętościowe lub powierzchniowe) jest to hartowanie

martenzytyczne i następnie niskie odpuszczanie; jest ono stosowane do elementów wykonanych na gotowo, poddawanych po obróbce cieplnej jedynie procesom wykańczającym (np. szlifowaniu);

- ulepszanie cieplne to hartowanie i następnie wysokie lub średnie odpuszcza nie; takiej obróbce cieplnej na ogól są poddawane półwyroby (wałki, odkuwki); gór na wartość twardości po ulepszeniu cieplnym (około 35 HRC) jest ograniczona ko-niecznością zapewnienia dobrej skrawalności.

Hartowność stali konstrukcyjnych

Pojęcie hartowności

Rzeczywisty rozkład struktury i twardości na przekroju zahartowanego elementu zależy od hartowności stali, z której został wykonany. W obszarze rdzenia, gdzie szybkość chłodzenia była mniejsza od krytycznej, występują oprócz martenzytu (rys. 2.12) struktury perlityczno - bainityczne. Po wysokim odpuszczaniu obszary te odznaczają się mniejszą wytrzymałością i udarnością.

Rys. 2.12. Struktura półmartenzytyczna stali 55 (pow. 500x)

Przez pojęcie hartowności rozumie się zdolność stali do utwardzania w procesie hartowania w stopniu zależnym od szybkości chłodzenia. O hartowności stali współdecydują:

- utwardzalność - mierzona największą możliwą do uzyskania twardością przydanych warunkach austenityzowania (rys. 2.5); zależy ona głównie od stężenia węgla w austenicie;

- przehartowalność - mierzona głębokością utwardzenia przy określonej szyb-kości chłodzenia; przehartowalność zwiększa się przy wzroście stężenia węgla i do-datków stopowych w roztworze stałym.

Badanie hartowności

Miarą przehartowalności jest średnica krytyczna Dk, tj. średnica pręta, w którym po zahartowaniu w ośrodku o danej intensywności chłodzenia uzyskuje się w rdze-niu strukturę z określonym minimalnym udziałem martenzytu, wyrażonym w pro-

centach, np. D80 lub D50. W osi wałka o średnicy krytycznej D50 występuje struktura półmartenzytyczna, której twardość, zależną od zawartości węgla, można odczytać z rys. 2.5. Średnica krytyczna jest cechą pozwalającą na porównanie hartowności i wstępny wybór właściwego gatunku stali.

Obecnie do badania hartowności stali stosuje się najczęściej metodę hartowania od czoła (PX-79/H-04402), zwaną również metodą Jominy'ego. Polega ona na chłodzeniu wodą od czoła próbki (rys. 2.13) austenityzowanej temperaturze Ac3 + (30 - 50°C) w czasie 30 minut, a następnie badaniu twardości w różnej odległości od czoła. Wynikiem próby jest wykres twardości HRC w funkcji odległości od czoła. Ma podstawie badania hartowności wielu wytopów danego gatunku stali konstrukcyjnej opracowuje się tzw. pasma hartowności, które są zawarte w odpowiednich normach.

Rys. 2.13. Badanie hartowności metodą hartowania od czoła: a) wymiary i sposób chłodzenia próbki, b)

wyznaczanie krzywej hartowności

Tak w próbce Jominy'ego, jak i w przedmiotach hartowanych objętościowo szybkość chłodzenia zależy od odległości od chłodzonej powierzchni. Oznacza to, że określonym odległościom od czoła próbki odpowiadają pod względem szybkości chłodzenia określone punkty przedmiotu hartowanego. Równocześnie wiadomo, że szybkość chłodzenia ze stanu austenitycznego determinuje strukturę (rys. 2.1) i twardość stali.

Na tych dwóch przesłankach opiera się wykorzystanie krzywych hartowności (hartowanie od czoła) do przewidywania właściwości elementów hartowanych ob-jętościowo, wykonanych z danej stali.

Stale konstrukcyjne do ulepszania cieplnego

Stale konstrukcyjne niestopowe

Stale tej grupy są przeznaczone do wyrobu różnych części maszyn. Stosuje się je w stanic normalizowanym, ulepszonym cieplnie lub hartowanym powierzchniowo (tabl. 2.1). Ze względu na ograniczoną hartowność tych stali średnice ulepszanych cieplnie elementów nie powinny przekraczać 25 mm. Część tych stali ma zwiększoną zawartość manganu, który poprawia hartowność i umożliwia hartowanie w oleju.

Tablica 2.1. Właściwości mechaniczne wybranych stali konstrukcyjnych niestopowych do utwardzania powierzchniowego i ulepszania cieplnego (według PN-93/H-84019)

Własności mechaniczne (wartości minimalne) Znak stali Stan obróbki cieplnej

Rm [MPa] Re [MPa] A5 [%] Z[%]

45 55 45G

N T N T N

600 660 650 740 620

355 410 380 460 375

16 16 13 14 15

40 - 35 - 40

Stale te zawierają około 0,5% C, 0,5 - 1,0% Mn oraz 0,17 - 0,37% Si, max 0,30% Cr, max 0,30% Ni, max 0,30% Cu, max 0,10% Mo, max 0,08% As, max 0,04% P i max 0,04% S. Temperatura hartowania i normalizowania wynosi około 830°C, a odpuszczania 550 - 660°C. Uwaga: Podane wyżej właściwości mechaniczne określono na próbkach kwalifikacyjnych obrabianych cieplnie. Odpowiednie właściwości dla wyrobów zależą od ich przekroju i są podane w wyżej wymienionej Polskiej Normie; N -normalizowanie, T - ulepszanie cieplne.

Stale konstrukcyjne stopowe

Stale stopowe do ulepszania cieplnego objęte normami PN-89/H-84030/04 i PN-72/H-84035 oraz stale również poddawane ulepszaniu cieplnemu, ale zaliczane do innych grup (np. stale o podwyższonej wytrzymałości, automatowe, do azotowania, do pracy w niskiej temperaturze), są podstawowym materiałem konstrukcyjnym w przemyśle maszynowym. Wykonuje się z nich silnie obciążane części maszyn, np. wały, koła zębate, sworznie, korbowody, które powinny charakteryzować się wysoką granicą plastyczności i wytrzymałością zmęczeniową, a jednocześnie znaczną ciągliwością i udarnością (odpornością na kruche pękanie). Tę optymalną kombinację właściwości użytkowych osiąga się dzięki wytworzeniu struktury sorbitu w procesie ulepszania cieplnego.

Stale stopowe do ulepszania cieplnego (tabl. 2.2) zawierają zwykle 0,25 - 0,50% C oraz maksymalnie: 3% Cr, 5% Ni, 0,6% Mo, 3% V, 1% W, 2% Mn, 1,5% Si. Podstawowym dodatkiem stopowym stali do ulepszania cieplnego jest chrom.

Tablica 2.2. Konstrukcyjne stale stopowe do ulepszania cieplnego (przykłady według PN-89/H-84030/04 i PN-72/H-S4035)

Skład chemiczny [%] (wartości średnie) Obróbka cieplna próbek kwalifikacyjnych

Własności mechaniczne (wartości minimalne)

Znak stali

C Mn Si Cr Ni inne hartowanie odpuszczanie Rm [MPa]

Re [MPa] A5 [%]

Z[%] KCU2 [J/cm2]

45G2 35SG 30HGS 40H 40HM 36HNM 40H2MF 25H2N4WA

0,45 0,35 0,32 0,40 0,42 0,35 0,42 0,25

1,60 1,25 0,95 0,65 0,55 0,65 0,65 0,40

0,27 1,25 1,15 0,27 0,27 0,27 0,27 0,25

Max 0,25

Max 0,25 0,95 0,95 0,95 1,05 1,75 2,0

Max 0,30 Max 0,30 Max 0,30 Max 0,30 Max 0,30 1,05 max 0,3 4,0

- - - - Mo-0,2 Mo-0,2 Mo-0,35 V-0,20 W-1,0

830 °C olej 900 °C olej 880 °C olej 850 °C olej 840 °C olej 850 °C olej 830 °C olej 850 °C olej

580 °C olej 590 °C olej 540 °C olej 500 °C olej 550 °C olej 550 °C olej 570 °C powietrze 560 °C olej

883 883 1079 981 1030 981 1226 1079

883 883 1079 981 1030 981 1226 1079

10 15 10 10 10 11 9 11

40 40 45 45 45 50 50 45

- 58 49 54 68 78 68 88

Zwiększa on hartowność oraz opóźnia procesy odpuszczania, co umożliwia uzyskanie dużej wytrzymałości. Dla zwiększenia hartowności i przeciwdziałania kruchości odpuszczania stosuje się dodatek 0,15 - 0,25% Mo (np. 40 HM). Oprócz Cr podstawowym składnikiem tych stali jest Ni, który zwiększa hartowność, polepsza właściwości plastyczne i jednocześnie obniża temperaturę przejścia plastyczno-kruchego (np. 40 HNM).

Do najtańszych stali stopowych do ulepszania zalicza się stale manganowe (np. 45G2), które charakteryzują się stosunkowo małą udarnością oraz skłonnością do rozrostu ziarna. Częściowe zastąpienie Mn tańszym Si sprzyja drobnoziarnistości stali, a ponadto podwyższa granicę sprężystości (np. 35SG). Wyraźnie większą hartowność mają stale Cr - Mn - Si (np. 35HGS), ale ich wadą jest skłonność do kruchości odpuszczania i dlatego po odpuszczeniu należy je chłodzić w oleju.

PRZEBIEG ĆWICZENIA Tablica 2.3. Próbki do badań

Nr próbki Stal Obróbka cielna Odczynnik

2.1 55 hartowanie 830°C - woda, azotal odpuszczanie 180°C/l h, twardość 60 HRC

2.2 55 hartowanie 830°C - woda, azotal zgład, na przekroju poprzecznym wałka φ20

2.3 55 hartowanie 830°C - woda, azotal odpuszczanie 600°C/l h, twardość 28 HRC

2.4 35 HGS hartowanie izotermiczne: azotal 890°C - kąpiel solna 350°C, 25 min, twardość 48 HRC

2.5 55 hartowanie indukcyjne, azotal odpuszczanie 180°C/l h, twardość powierzchni 61 HRC

1. Obejrzeć pod mikroskopem (pow. 500x) próbkę 2.1. Zidentyfikować struktu rę. Nazwać proces obróbki cieplnej, któremu była poddana próbka.

2. Obejrzeć pod mikroskopem próbkę 2.2. Zidentyfikować strukturę. Naszkico wać strukturę w środku próbki i oszacować udział martenzytu. W przybliżeniu po dać średnicę krytyczną D50 badanej stali.

3. Obejrzeć pod mikroskopem próbkę 2.3 i porównać jej strukturę z zamieszczo nymi w instrukcji zdjęciami. Nazwać i opisać obserwowaną strukturę oraz podać jej właściwości mechaniczne (tabl. 2.1).

4. Porównać struktury próbek 2.1 i 2.4 i wyjaśnić różnice w ich twardościach i innych właściwościach użytkowych.

5. Obejrzeć pod mikroskopem próbkę 2.5. Zidentyfikować i naszkicować strukturę warstwy martenzytycznej, strefy przejściowej oraz rdzenia. Wyjaśnić przyczynę takiego rozkładu struktury. Podać, jaki będzie orientacyjny rozkład twardości.

6. W sprawozdaniu należy zamieścić wyniki obserwacji i analiz (rysunki struktur, komentarze) oraz wnioski końcowe.

LITERATURA UZUPEŁMJĄCA

Ciszewski A. Radomski T. Materiały konstrukcyjne w budowie maszyn, Warszawa, PWN 1998.

Dobrzański L. A. Metaloznawstwo z postawami nauki o materiałach, wyd. 4, Warszawa, WNT 1998.

Leda H., Wybrane metalowe materiały konstrukcyjne ogólnego przeznaczenia, Poznań, Wydawnictwo Politechniki Poznańskiej 1997.

Rudnik S. Metaloznawstwo Warszawa, PWN 1998.

Ćwiczenie 3

Struktura i właściwości stali po obróbce cieplno-chemicznej

CEL ĆWICZENIA

Celem ćwiczenia jest poznanie wybranych metod obróbki cieplno-chemicznej oraz ich wpływu na strukturę i właściwości użytkowe stali obrobionych cieplnie.

NIEZBĘDNE WIADOMOŚCI

Podstawy teoretyczne obróbki cieplno-chemicznej stali

Definicja i zastosowanie obróbki cieplno-chemicznej

Obróbka cieplno-chemiczna, będąca dziedziną obróbki cieplnej, to zespół operacji, których celem jest wytworzenie zmian struktury, a w konsekwencji zmian właściwości użytkowych warstwy wierzchniej metali i stopów w wyniku działania temperatury, czasu i środowiska. W tych procesach technologicznych wykorzystuje się szeroko nasycanie (stopowanie) dyfuzyjne, czyli wprowadzanie w wyniku dyfuzji do warstwy wierzchniej metalu lub stopu w stanie stałym jednego lub kilku składników w celu nadania jej pożądanych właściwości mechanicznych i (lub) fizykochemicznych. Nasycanie to prowadzi się w temperaturze zapewniającej szybką dyfuzję.

Obróbce cieplno-chemicznej poddaje się części maszyn i narzędzia wykonane najczęściej ze stopów żelaza, od których wymaga się zwiększonej odporności na: ścieranie, korozyjne i erozyjne oddziaływania środowiska oraz zmęczenie mecha-niczne i cieplne.

Klasyfikacja metod obróbki cieplno-chemicznej

Na rysunku 3.1 przedstawiono podział ważniejszych metod obróbki cieplno--chemicznej ze względu na rodzaj pierwiastka nasycającego, a na rys. 3.2 ze względu na cechy ośrodka nasycającego.

Pierwiastkami nasycającymi są niemetale: węgiel, azot, siarka, bor, tlen, krzem i metale: chrom, tytan, wanad, aluminium i inne. Grubość warstw dyfuzyjnych mieści

się w przedziale 0,01 - 3 mm i zależy od temperatury, czasu, aktywności ośrodka oraz składu chemicznego i strukturalnego nasycanego stopu.

W celu przyspieszenia dyfuzji nasycenie może być wspomagane przez zjawiska elektryczne (pole elektryczne, wyładowanie jarzeniowe, strumień elektronów), fizyczne (prania) lub chemiczne (aktywowanie chemiczne powierzchni wsadu). Te nowoczesne metody, zwane skrótowo PVD (Physical Vapour Deposition), CVD (Chemical Vapour Deposition), umożliwiają wytwarzanie warstw dyfuzyjnych w niższej temperatura i w krótszym czasie niż w metodach konwencjonalnych.

Rys. 3.2. Podział metod obróbki cieplno-chemicznej ze względu na cechy ośrodka nasycającego Zjawiska fizyczne

zachodzące podczas obróbki cieplno-chemicznej

Obróbka cieplno-chemiczna jest związana z przepływem strumienia masy od środowiska do obrabianego metalu lub stopu. W procesie tym można wyróżnić następując główne fazy:

- wytwarzanie aktywnych atomów jednio lub kilku pierwiastków nasycających w wyniku reakcji dysocjacji, wymiany lub redukcji zachodzących w środowisku;

- adsorpcję wolnych atomów na powierzchni obrabianego materiału; można i tu wyróżnić adsorpcję fizyczną (siły przyciągania atomów) oraz adsorpcję chemiczną, związaną z tworzeniem warstewki fazy międzymetalicznej;

- aktywowaną cieplnie dyfuzję atomów w warstwie wierzchniej obrabianego metalu; warunkiem przebiegu dyfuzji jest rozpuszczalność w stanie stałym pierwiastka nasycającego w metalu osnowy; ogólnie można stwierdzić, że proces dyfuzji zależy od temperatury, czasu i gradientu stężenia dyfundującego pierwiastka, od tych czynników zależy zatem grubość i struktura warstw wierzchnich otrzymanych w wyniku obróbki cieplno-chemicznej.

W przypadku powinowactwa chemicznego atomów adsorbowanych i atomów obrabianego metalu może zachodzić dyfuzja reaktywna, czyli tworzenie nowych faz o odmiennych strukturach sieciowych. Gdy nie występuje powinowactwo chemiczne, atomy pierwiastka nasycającego dyfundują do sieci krystalicznej obrabianego metalu, tworząc różnowęzłowe lub międzywęzłowe roztwory stałe. Po osiągnięciu maksymalnej rozpuszczalności dyfundującego pierwiastka w roztworze tworzą się fazy międzymetaliczne zgodnie z odpowiednimi wykresami równowagi.

Nawęglanie

Ogólna charakterystyka

Nawęglanie polega na nasyceniu węglem warstwy wierzchniej elementów wyko-nanych ze stali węglowych i stopowych o zawartości węgla od 0,05 do 0,25%. Ope-rację tę wykonuje się w temperaturze występowania austenitu, najczęściej w zakre-sie 900 - 930°C.

Celem nawęglania jest wytworzenie warstwy wzbogaconej w węgiel o stężeniu na powierzchni 0,7 - 1,0% i o grubości 0,6 - 1,5 mm (niekiedy większej), która po następnym zahartowaniu ma twardość powyżej 58 HRC (750 HV). Natomiast rdzeń o mniejszej twardości, 25 - 45 HRC, zapewnia odporność na obciążenia dynamiczne.

Szybkość nawęglania zależy przede wszystkim od temperatury i czasu trwania procesu (rys. 3.3), a także od aktywności ośrodka (potencjału węglowego) i składu chemicznego stali.

Stale konstrukcyjne do nawęglania

W tablicy 3.1 podano skład chemiczny oraz właściwości mechaniczne po harto-waniu i niskim odpuszczaniu niektórych krajowych stali do nawęglania. Stale węglowe mają małą hartowność oraz stosunkowo niską granicę plastyczności i wy-trzymałości na rozciąganie po hartowaniu i niskim odpuszczaniu. W związku z tym stosuje sieje na części mało obciążone, od których wymaca się tylko odporności na ścieranie. Konieczność hartowania w wodzie jest przyczyną znacznych naprężeń i

odkształceń. W stalach stopowych do nawęglania zwykle występuje chrom (1-2%) a także Mn, Ni, Mo. Dodatki stopowe zwiększają hartowność, zapewniają wymagane właściwości wytrzymałościowe rdzenia, a także zmniejszają naprężenia hartownicze. Jednakże dodatki te (Mn, Ni Cr, Mo) obniżają temperaturę Ms , co wpływa na zwiększenie ilości austenitu szczątkowego i tym samym zmniejszenie twardości warstwy utwardzonej.

Rys. 3.3. Grubość warstwy nawęglonej w funkcji czasu i temperatury nawęglania w atmosferze gazowej o potencjale węglowym równym granicznej rozpuszczalności węgla w austenicie (krzywa ACm)

Tablica 3.1. Średni skład chemiczny i niektóre właściwości stali do nawęglania (przykłady)

Średnie stężenie pierwiastków [%] Minimalne właściwości mechaniczne po hartowaniu i niskim odpuszczaniu Znak stali

C Mn Cr Ni Mo inne Rm [MPa]

Re [MPa]

A5[%]

KCU2 [J/cm2]

Stale niestopowe do utwardzania powierzchniowego i ulepszania cieplnego według PN-93/H-84019 10 15

10 15

50 50

max 0,30

max 0,30

max 0,10

- -

410 490

245 295

19 16

- -

Stale stopowe konstrukcyjne do nawęglania według PN-89/H-84030/02 20H

20HG 18HGT 18HGM 15HN

17HNM

0,20 0,20 0,18 0,18 0,15 0,17

0,7 1,3 1,0 1,1 0,6 0,6

0,9 1,2 1,2 1,1 1,6 1,7

- - - -

1,6 1,6

- - -

0,25 -

0,3

- -

Ti; 0,1 - - -

780 1080 980

1080 980

1180

640 740 830 880 830 830

11 7 9 10 12 7

60 -

80 90 80 -

Stale stopowe do wyrobu sprzętu szczególnie obciążonego według PN-72/H-84035 12HN3A

20H2N4A 18H2N4WA

0,12 0,20 0,18

0,5 0,5 0,4

0,8 1,5 1,5

3,0 3,5 4,2

- -

W; 1,0

- -

W; 1,0

930 1270 1130

690 1080 830

11 9 12

90 80 100

Pmax = 0,035; Smax = 0,035; Si = 0,3, Cu = 0,3

Struktura warstwy nawęglonej

W nawęglonym przedmiocie zawartość węgla zmniejsza się stopniowo od powierzchni w kierunku rdzenia, w związku z czym zmienia się również struktura (rys. 3.4). Najsilniej nawęglona strefa zewnętrzna (nadeutektoidalna) powinna składać się z perlitu, ewentualnie z niewielką ilością cementytu. Natomiast struktura perlitu z wyraźną siatką cementytu przy powierzchni (rys. 3.5) jest niedopuszczalna, gdyż jest krucha i łatwo pęka podczas hartowania. Strefa perlityczna (eutektoidalna) powinna łagodnie przechodzić w ferrytyczno-perlityczną strukturę rdzenia. W stalach stopowych w warstwie nawęglonej występują ponadto węgliki stopowe.

Rys. 3.4. Struktura właściwie nawęglonej stali 15 - struktura perlityczna (z lewej strony rysunku)

przechodzi stopniowo w ferrytyczno-perlityczną strukturę rdzenia (pow. 130x)

Rys. 3.5. Struktura niewłaściwie nawęglonej warstwy przypowierzchniowej stali 20H - wyraźna

siatka węglików na tle perlitu (pow. 130x)

Metody nawęglania

Ze względu na cechy ośrodka można wymienić następujące metody nawęglania: - Nawęglanie gazowe - ma ono obecnie największe zastosowanie przemysłowe.

Jest prowadzone w atmosferach zawierających CO, CO2, H2, H2O, CH4 i N2, które wytwarza się przez częściowe spalanie gazów opalonych (metanu, propanu, butanu) lub rozkład termiczny różnych ciekłych związków organicznych dostarczanych bez- pośrednio do komory pieca do nawęglania. Do podstawowych zalet nawęglania gazowego należy możliwość precyzyjnej regulacji grubości warstwy nawęglonej i za wartości w niej węgla (z wykorzystaniem sterowania komputerowego), duża szyb kość procesu i możliwość hartowania przedmiotów bezpośrednio po nawęglaniu.

- Nawęglanie w ośrodkach stałych - obecnie rzadko stosowane. Odbywa się ono w proszku węgla drzewnego nasyconego węglanami sodu, wapnia lub baru. Proces zachodzi w skrzynkach, gdzie pod wpływem temperatury i przy niedoborze tlenu powstaje CO, będący źródłem węgla atomowego. Metoda ta charakteryzuje się dużą czaso- i energochłonnością oraz trudnością regulowania grubości warstw i stężenia w nich węgla.

- Nawęglanie w złożach fluidalnych, które jest tworzone przez cząstki ciała sta-łego (np. piasku) utrzymywane w zawieszeniu przez gorący gaz nasycający, prze pływający przez złoże od dołu ku górze. Obrabiane cieplno-chemicznie przedmioty zanurza, się w złożu fluidalnym podobnie jak w cieczy.

- Nawęglanie próżniowe, przebiegające przy obniżonym ciśnieniu w atmosferze metanu, propanu i innych gazów. W metodzie tej atomowy węgiel jest uzyskiwany w wyniku reakcji rozpadu wymienionych gazów. Metoda ta charakteryzuje się lep szą adsorpcją węgla i mniejszym zużyciem gazów.

- Nawęglanie jonizacyjne - polega ono na wygrzewaniu stali w piecu próżnio wym w atmosferze węglowodorów o niskim ciśnieniu z jednoczesnym przyłożeniem wysokiego napięcia stałego między obrabianym przedmiotem (katoda) a anodą. W tych warunkach następuje wyładowanie jarzeniowe i wytwarza się plazma. W wyniku tego powstają jony węgla, które przyspieszane w polu elektrycznym bombardują obrabiany materiał, co znacznie ułatwia adsorpcję. Metoda ta zapewnia dużą wydajność procesu, umożliwia regulację grubości i struktury warstwy dyfuzyjnej.

Obróbka cieplna po nawęglaniu

Twardość stali węglowej nawęglonej i wolno chłodzonej wynosi 240 - 280 HV, a jej właściwości mechaniczne są nie najlepsze ze względu na rozrost ziaren zacho-dzący podczas procesu. W związku z tym nawęglone przedmioty poddaje się dalszej obróbce cieplnej polegającej na hartowaniu i niskim odpuszczaniu (rys. 3.6) w celu:

- otrzymania w warstwie wierzchniej struktury drobnoiglastego martenzytu z węglikami (rys. 3.7), co zwiększa twardość powierzchni do około 60 HRC; w war-stwie tej z reguły występuje również austenit szczątkowy (rys. 3.8), którego ilość zależy od gatunku nawęglonej stali, stężenia węgla w warstwie i rodzaju hartowania po nawęglaniu;

- zapewnienia znacznej ciągliwości i wymaganych właściwości wytrzymało-ściowych rdzenia; struktura rdzenia stali stopowych to najczęściej niskowęglowy martenzyt lub bainit, w niektórych przypadkach z wydzieleniami ferrytu.

Nowoczesne stale stopowe do nawęglania (odporne na roz-rost ziaren austenitu podczas nawęglania) umożliwiają sto-sowanie hartowania bezpośred-nio z temperatury nawęglania

gazowego, co znacznie uprasz-cza proces technologiczny.

Określony rozkład struktury na przekroju warstwy utwar-dzonej determinuje odpowiednie właściwości mechaniczne. Na rysunku 3.9 przedstawiono typowy rozkład twardości warstwy utwardzonej wraz z rozkładem stężenia węgla.

Rys. 3.6. Schemat obróbki cieplnej stali po nawęglaniu; a hartowanie bezpośrednie i niskie odpuszczanie, b - hartowanie jednokrotne z temperatury właściwej dla rdzenia, c -hartowanie jednokrotne z temperatury właściwej dla warstwy powierzchniowej, d - dwukrotne hartowanie

Rys. 3.7 Struktura warstwy nawęglonej, zahartowanej i odpuszczonej stali 15HN (pow. 500x)

Rys. 3.8. Zwiększona ilość austenitu szczątkowego (jasne pola) na tle martenzytu w warstwie utwardzonej stali

15HN (pow. 1000x)

Rys. 3.9. Rozkład twardości i stężenia węgla w warstwie nawęglonej i zahartowanej Zastosowanie nawęglania Nawęglanie z następującym po nim hartowaniem i niskim odpuszczaniem

zapewnia dużą twardość powierzchni obrobionych elementów, dużą odporność na ścieranie i naciski powierzchniowe, znaczną wytrzymałość zmęczeniową. Rdzeń po takiej obróbce cieplnej wykazuje dużą ciągliwość, sprężystość i odporność na dynamiczne obciążenia. W związku z tym nawęglanie jest stosowane w procesach wytwarzania silnie obciążonych, odpowiedzialnych elementów, takich jak: koła zębate, wałki zębate i z wielowypustami, wałki rozrządu, sworznie tłokowe.

Aby te duże wymagania były spełnione, twardość powierzchni powinna wynosić min 58 HRC, a dla silnie, obciążonych elementów 60 HRC (750 HV). Powierzchniowe stężenie węgla w wyrobach narażonych na ścieranie i zużycie kontaktowe powinno się zawierać w przedziale 0,9 - 1,0% C, a w przypadku dynamicznych obciążeń zmęczeniowych - w przedziale 0,7 - 0,8% C. Strukturę warstwy utwardzonej powinien stanowić skryto- lub drobnoiglasty martenzyt. Dopuszczalne jest występowanie ograniczonej ilości globularnych węglików oraz austenitu szczątkowego. Struktura rdzenia o twardości 30 - 45 HRC powinna składać się z martenzytu niskowęglowego lub bainitu bez wydzieleń ferrytu.

Za grubość warstwy utwardzonej przyjmuje się według PN-71/M-05010 odległość od powierzchni do miejsca o twardości 550 HV (50 HRC). Odpowiada to miejscu o stężeniu węgla 0,35 - 0,40%. Tak oznaczona grubość warstwy utwardzonej stanowi około 0,7 całkowitej grubości warstwy nawęglonej.

Grubość warstwy utwardzonej powinna być dobierana zależnie od przekroju elementu nawęglanego i odpowiednio do warunków pracy (np. dla kół zębatych powinna wynosić 0,15 - 0,20 modułu uzębienia).

Azotowanie

Ogólna charakterystyka

Azotowanie polega na dyfuzyjnym -nasycaniu stali azotan. Przebiega ono zwykle w zakresie temperatury 500 - 600°C w atmosferze zawierającej wolne atomy azotu. Azotowanie może być: krótko-, średnio- i długookresowe (rys. 3.10). Obecnie najczęściej stosuje się azotowanie gazowe i jarzeniowe. Może się ono odbywać także w złożu fluidalnym. W praktyce przeważa azotowanie ferrytyczne, wykonywane w temperaturze niższej od Ac1 obrabianej stali (z uwzględnieniem układu równowagi Fe - N).

Azotowanie gazowe odbywa się najczęściej w atmosferze częściowo zdysocjo-wanego amoniaku (NH3). Współcześnie stosuje się nowoczesne metody regulowanego azotowania gazowego, umożliwiające kontrolowanie składu strukturalnego war-stwy azotowanej. Grubość warstwy i twardość powierzchni azotowanej zależą od temperatury i czasu procesu, a także od składu chemicznego stali i aktywności atmosfery (rys. 3.11).

Azotowanie jonizacyjne (jonowe) odbywa się w atmosferze zjonizowanego azotu. Przyłożone napięcie wynosi 0,5 - 1,5 kV, a ciśnienie gazu jest obniżone do 10-2 — 1 Pa. W wyniku zderzeń jonów azotu z powierzchnią obrabianego przedmiotu wydziela się ciepło, a obrabiany przedmiot nagrzewa a się do temperatury azotowania. Zjawiska powierzchniowe, w wyniku których powstaje określona struktura warstwy, można regulować przez zmianę napięcia, ciśnienia oraz składu chemicznego gazu. Warstwy wierzchnie wytworzone w tym procesie odznaczają się - oprócz dużej odporności na ścieranie i wytrzymałości zmęczeniowej - znacznie większą ciągliwością w porównaniu z warstwami uzyskiwanymi podczas azotowania innymi metodami.

Struktura warstwy azotowanej

Warstwy wytwarzane w procesie konwencjonalnego azotowania gazowego są zwykle zbudowane z dwóch stref (rys. 3.12):

- strefy przypowierzchniowej, nie ulegającej trawieniu, składającej się z bogatych w azot węgloazotków Fe2-3(N,C) i azotków γ’ (Fe4N) lub tylko azotków γ’; w strefie węgloazotków ε mogą występować pory;

- strefy azotowania wewnętrznego, która w stalach węglowych jest roztworem stałym azotu w żelazie z wydzieleniami lub bez wydzieleń azotków żelaza; w przypadku stali stopowych strefa ta zawiera drobnodyspersyjne wydzielenia azotków pierwiastków stopowych (Cr, W, Mo, V, Ti) rozmieszczonych w podłożu ferrytycznym (rys. 3.13); strefa ta trawi się ciemniej niż rdzeń.

Rys. 3.12. Odmiany warstw azotowanych wytworzonych w temperaturze poniżej 590°C na stalach stopowych; P - strefa

przypowierzchniowa, Pp - strefa porowata, W - strefa azotowania wewnętrznego

Rys. 3.13. Mikrostruktura warstwy naazotowanej w stali 38HMJ: biała strefa azotków typu eprzy powierzchni oraz ciemno wytrawiony sorbit azotowy w strefie azotowania wewnętrznego z cienką siatką azotków (pow. 125x)

Wytwarzana metodą konwencjonalną strefa węgloazotków typu ε jest bardzo krucha. Gdy występują silne naciski jednostkowe w obszarze styku elementów, konieczne jest jej zeszlifowanie. Wiąże się to jednak ze zmniejszeniem grubości warstwy utwardzonej. Uzyskanie bezpośrednio w procesie obróbki cieplno-chemicznej

twardej warstwy jednostrefowej, wolnej od wydzieleń azotków przy powierzchni, jest możliwe jedynie metodami azotowania regulowanego (strefa azotków nie prze-kracza grubości 10-15 µm).

Jako kryterium efektywnie użytecznej grubości warstwy azotowanej przyjmuje się grubość strefy utwardzonej o twardości większej niż np. 600 HV1 dla stali wysokostopowych i specjalnych do azotowania bądź 50 HRC (550 HV) dla stali średniostopowych (PN-82/H-04550).

Tablica 3.2. Zastosowanie oraz twardości powierzchniowe i grubości efektywne warstw azotowanych Rodzaj stali

nazwa przykłady Twardość

powierzchniowa

Grubość warstwy

azotowanej [mm]

Przykłady wyrobów

Konstrukcyjne stale stopowe do azotowania Konstrukcyjne stale stopowe do nawęglania i ulepszania cieplnego Konstrukcyjne stale węglowe Stale narzędziowe do pracy na gorąco Stale narzędziowe do pracy na zimno Stale szybkotnące

38HMJ 33H3MF

18HGM 40H

45

WCL

NC10

SW7M

HV30 750-1200

HV10 550-800

HV1 350-500

HV10 900-1200

900-1100

HV1 950-1300

0,3

0,4

0,025

0,25

0,1

0,05

Wały korbowe, korbowody, koła zębate, pierścienie,

sworznie tłokowe

Śruby pociągowe, wrzecion, elementy przekładni i

sprzęgieł

Części słabo obciążone

Matryce kuźnicze

Ciągadła, matryce

Frezy, wiertła, gwintowniki

Zalety i zastosowanie azotowania

Z uwagi na liczne zalety zarówno procesu, jak i otrzymywanych warstw zakres zastosowania azotowania w przemyśle jest znaczny (tabl. 3.2) i systematycznie ro-śnie.

Do korzystnych cech azotowania pod względem strukturalnym, wytrzymałościo-wym i technologicznym należy zaliczyć:

- dużą twardość powierzchniową (tabl. 3.2), - zachowanie twardości i wytrzymałości w podwyższonej temperaturze (do

600°C), - zwiększoną odporność na ścieranie, zacieranie i zużycie adhezyjne, - odporność na korozję gazową i atmosferyczną, - dużą wytrzymałość zmęczeniową elementów azotowanych, - względnie niską temperaturę procesu, umożliwiającą wytworzenie twardej

warstwy na uprzednio ulepszonym cieplnie rdzeniu, - niewielkie odkształcenia elementów w procesie azotowania.

Borowanie

Borowanie polega na dyfuzyjnym nasycaniu borem warstwy wierzchniej stali w temperaturze 900 - 1000°C przez kilka do kilkunastu godzin. Proces najczęściej od-bywa się w proszkach lub pastach. Borowaniu dyfuzyjnemu poddaje się części maszyn i narzędzi narażone w eksploatacji na zużycie przez tarcie. Warstwy są zbudowane z borków żelaza FeB i Fe2B lub wyłącznie z bor-ku Fe2B. Mają one strukturę iglastą ukierunkowaną prostopadle do powierzchni (rys. 3.14). Warstwy te są stosunkowo kruche, szczególnie ich strefa przypowierzchniowa FeB.

Borowaniu poddaje się przede wszystkim średniowęglowe (0,35 - 0,45% C) oraz nisko-stopowe stale konstrukcyjne. Borowane części są zwykle hartowane i nisko odpuszczane. Ich twardość powierzchniowa wynosi około 2000 HV.

Warstwy borowane na stalach stopowych mają grubość 0,08 - 0,15 mm, a na stalach węglowych do 0,3 mm. Warstwy te charakteryzują się również dużą odpornością korozyjną w wodnych roztworach niektórych kwasów oraz dużą odpornością na utlenianie w wysokiej temperaturze.

Węgloazotowanie

Węgloazotowanie polega na jednoczesnym nasycaniu warstwy wierzchniej stali węglem i azotem w ośrodkach gazowych lub ciekłych. W zależności od temperatury

procesu węgloazotowanie może być niskotemperaturowe (500 - 600°C) lub wyso-kotempreaturowe (800 - 880°C), zwane również azotonawęglaniem.

Węgloazotowanie niskotemperaturowe jest odmianą azotowania i cel jego stosowania jest podobny. Wykorzystuje się je głównie w obróbce narzędzi ze stali szybkotnących i wysokstopowych w celu zwiększenia twardości i odporności na ścieranie.

Celem azotonawęglania połączonego z następującym po nim hartowaniem jest uzyskanie twardej , odpornej na ścieranie warstwy o podwyższonej wytrzymałości zmęczeniowej z zachowaniem ciągliwego rdzenia. Proces ten jest zbliżony do nawęglania i jest stosowany do stali nisko- i średniowęglowych niskostopowych. Osiągana twardość powierzchni jest nieco większa niż po nawęglaniu (63 - 65 HRC), natomiast grubość warstw jest mniejsza (0,1 - 0,8 mm).

Prawidłowa struktura, warstwy azotonawęglanej i zahartowanej powinna składać się z drobnoiglastego martenzytu z małą ilością austenitu szczątkowego bez wy-dzieleń węglików. Można ją uzyskać przy optymalnym stężeniu węgla (0,7 - 0,8%) i azotu (0,2 - 0,3%) w warstwie przypowierzchniowej.

Struktura rdzenia elementów azotonawęglanych zależy od rodzaju hartowania oraz gatunku stali i jest analogiczna do struktur rdzeni elementów nawęglanych i ob-robionych cieplnie.

PRZEBIEG ĆWICZENIA

Przedmiotem badań i analiz w tym ćwiczeniu są struktury i właściwości użytkowe stali obrobionych cieplno-chemicznie z wykorzystaniem nasycania dyfuzyjnego niemetalami. Przykłady procesów nasycania metalami przedstawiono w ćwiczeniu 8.

Wszelkie obserwacje i zadania należy wykonywać zgodnie ze szczegółową instrukcją ćwiczenia oraz z wykorzystaniem zawartych w niej dodatkowych materiałów.

Student wykonuje zadania wskazane przez prowadzącego laboratorium.

Tablica 3.3. Próbki do badań

Nr próbki Obróbka cieplna Odczynnik

3.1

3.1

3.3

3.4

3.5

Po nawęglaniu i wolnym studzeniu

Po nawęglaniu, jednokrotnym hartowaniu i niskim odpuszczaniu

Po azotowaniu gazowym

Po azotowaniu jonizacyjnym

Po borowaniu w proszkach

Azotal

Azotal

Azotal

Azotal

Azotal

1. Obejrzeć pod mikroskopem próbkę 3.1: - opisać, jak zmienia się struktura na przekroju warstwy nawęglonej, - wykorzystując odpowiedni obiektyw i okular z podziałką, zmierzyć grubość

warstwy nawęglonej. 2. Obejrzeć pod mikroskopem próbkę 3.2: - opisać strukturę warstwy utwardzonej i rdzenia, podać ich orientacyjne twar-

dości, - wykorzystując podane w instrukcji wyniki pomiarów twardości HV na prze-

kroju warstwy utwardzonej, wykonać wykres w układzie HV = f (odległość od po wierzchni) i wyznaczyć grubość warstwy utwardzonej.

3. Obejrzeć pod mikroskopem próbkę 3.3: - zidentyfikować strukturę poszczególnych stref warstwy dyfuzyjnej oraz na

szkicować i nazwać te strefy, - wykorzystując okular z podziałką, oszacować grubość poszczególnych stref

strukturalnych, - określić efektywnie użyteczną grubość warstwy azotowanej. 4. Obejrzeć pod mikroskopem próbki 3.3 i 3.4 oraz wyjaśnić przyczyny różnic w

strukturze. Opisać konsekwencje dla właściwości użytkowych. 5. Obejrzeć pod mikroskopem próbkę 3.5: - naszkicować strukturę oraz oznaczyć i nazwać poszczególne strefy, - zmierzyć grubość warstwy dyfuzyjnej. 6. Treść sprawozdania: - skład chemiczny badanych stali, - szkice i opisy wskazanych struktur, - wyniki pomiarów grubości warstw, - komentarz do wykonanych zadań, - wnioski z podaniem przykładów zastosowań analizowanych procesów obróbki

cieplno-chemicznej.


Dobrzański L. A., Metaloznawstwo z podstawami nauki o materiałach, wyd. 4, Warszawa, WNT 1998.

Nowoczesne technologie obróbki cieplnej, zeszyty 1 i 5, Warszawa, SIMP, IMP 1981.

Rudnik S„ Metaloznawstwo, Warszawa, PWN 1998.

Ćwiczenie 4

Stale narzędziowe

CEL ĆWICZENIA

Celem ćwiczenia jest zapoznanie się z właściwościami, podziałem, obróbką ciepli , strukturami oraz z zastosowaniem stali narzędziowych.


Stale narzędziowe są materiałami, z których wytwarza się narzędzia do produkcji różnych wyrobów. Są to narzędzia skrawające (np. wiertła, frezy, noże tokarskie, gwintowniki, pilniki, piły), tnące (ostrza noży, gilotyny), narzędzia do obróbki plastycznej na zimno i na gorąco (matryce, stemple, wykrojniki, przeciągacze), formy (odlewnicze i do wtryskarek) oraz inne.

Właściwości stali narzędziowych

Stale narzędziowe są stalami o minimalnej zawartości zanieczyszczeń, takich jak fosfor, siarka, tlen, wodór, arsen, antymon czy bizmut. Maksymalna zawartość fosforu i siarki w tych stalach wynosi 0,03% każdego z tych pierwiastków. Ze względu na wysoką czystość w polskich normach są klasyfikowane jako stale najwyższej jakości.

Ponieważ stalami narzędziowymi obrabia się elementy z różnorodnych materia-łów z zastosowaniem różnych technologii obróbki, potrzebne są stale o zdecydowanie różnych właściwościach. Bardzo często nie da się pogodzić wszystkich wymagań na najwyższym poziomie. Konieczny jest wtedy kompromis pomiędzy np. właściwościami wytrzymałościowymi a plastycznymi.

Od stali narzędziowych wymaga się przede wszystkim: - dużej twardości (często powyżej 60 HRC), - odporności na ścieranie, - odporności na zginanie, - odporności na cykliczne ściskanie, - odporności powierzchni na zmęczenie kontaktowe, - odporności na działanie karbu przy obciążeniach zmiennych, - odporności na kruche pękanie. W odniesieniu do stali pracujących w podwyższonej temperaturze dodatkowo

wymaga się takich właściwości, jak:

- niezmienność twardości do temperatury pracy narzędzia, - odporność na zmianę wymiarów podczas pracy narzędzia, - odporność powierzchni na utlenianie, - dobra przewodność cieplna. Niektóre z tych właściwości są bardziej istotne dla stali np. na narzędzia skra-

wające, a inne dla stali na formy odlewnicze Narzędzia podczas pracy ulegają zużyciu. W procesie zużywania się materiału.,

zachodzą zjawiska adhezji, dyfuzji, utleniania i ścierania. Ze względu na przewagę jednego z procesów zużycie można podzielić na: mechaniczne, adhezyjne, dyfuzyjne, cieplne i chemiczne.

Zużycie mechaniczne polega na usuwaniu cząstek materiału narzędzia wskutek tarcia pomiędzy materiałem obrabianym a narzędziem. Mogą powstawać wykrusze-nia, wyszczerbienia, wyłamania i pęknięcia.

Zużycie adhezyjne jest spowodowane zbliżeniem się cząstek materiału obrabia-nego i narzędzia na tak małe odległości, że zaczynają działać siły przyciągania mię-dzycząsteczkowego powodujące łączenie się tych materiałów. Siły zewnętrzne po-wstające w trakcie obróbki niszczą te złącza, także w materiale narzędzia.

Zużycie dyfuzyjne jest spowodowane wzajemną dyfuzją atomów materiału obrabia-nego i narzędzia i prowadzi do zmiany właściwości warstwy wierzchniej narzędzia.

Zużycie cieplne powstaje w wyniku nagrzewania się części narzędzia, co może zmniejszyć twardość tej części.

Zużycie chemiczne jest wywołane reakcjami chemicznymi między powierzchnią narzędzia a atmosferą, ośrodkiem chłodzącym-lub materiałem obrabianym.

Klasyfikacja stali narzędziowych

W polskich normach stale narzędziowe są podzielone na cztery grupy: - węglowe stale narzędziowe na narzędzia pracujące w temperaturze do około

200°C, - narzędziowe stale stopowe do pracy na zimno na narzędzia pracujące w tem-

peraturze do 200°C, czasem do 300°C, - narzędziowe stale stopowe do pracy na gorąco na narzędzia do obróbki

plastycznej, nagrzewające się powierzchniowo do temperatury 500°C - 600 C, - stale szybkotnące stosowane na narzędzia do obróbki skrawaniem, pracujące

w temperaturze do około 500°C. W każdej grupie występują gatunki stali różniące się składem chemicznym, a co

za tym idzie, właściwościami. Można spośród nich wybrać stal o żądanych właści-wościach i ekonomicznie uzasadnionej cenie. Ceny stali wysokostopowych (a do tych należy zdecydowana większość stali narzędziowych) są wielokrotnie wyższe od cen stali węglowych.

Wpływ dodatków stopowych na właściwości stali narzędziowych

Dodatki stopowe dodaje się do stali w celu zmiany właściwości mechanicznych lub fizykochemicznych.

Wpływ dodatków stopowych na przemiany austenitu

Dodatek takich pierwiastków, jak chrom, molibden, wanad, wolfram (dodatki węglikotwórcze) oraz nikiel, miedź, krzem i aluminium zwiększają hartowność stali. Pozwalają tym samym na stosowanie podczas hartowania ośrodków chłodzących o mniejszej intensywności chłodzenia, co zmniejsza naprężenia hartownicze. Dzięki większej hartowności można też uzyskać grubszą warstwę zahartowaną, co jest istotne w przypadku narządzi poddawanych wielokrotnemu ostrzeniu. Jednak pierwsza grupa wymienionych pierwiastków (Cr, Mo, V, W) obniża temperaturę początku i Ms) i końca (Mf) przemiany martenzytycznej. Prowadzi i to do zwiększenia udziału ilościowego austenitu szczątkowego w hartowanej stali, co zmniejsza jej twardość. Dodatki węglikotwórcze zmieniają także charakter krzywych na wykresie CTP, co ułatwia uzyskanie struktury bainitycznej, czasami bardziej pożądanej niż martenzytyczna. Kobalt, który występuje w niektórych stalach narzędziowych, w większej ilości działa odwrotnie niż pierwiastki węglikotwórcze, tzn. zmniejsza hartowność stali, ale i udział austenitu szczątkowego.

Wpływ dodatków stopowych na fazę węglikową

-Pierwiastki węglikotwórcze są to pierwiastki o dużym powinowactwie z węglem. Oznacza to, że łatwo reagują z węglem, tworząc związki nazywane węglikami. Wę-gliki stopowe są fazami mającymi większą twardość niż węgliki żelaza. Im większe jest powinowactwo danego pierwiastka z węglem, tym twardszy tworzą węglik. Gdy stal zawiera kilką dodatków węglikotwórczych, często powstają węgliki złożone, zawierające atomy różnych pierwiastków, np. węglik (W, Mo, V, Cr, Fe)23C6. Dla ułatwienia symbol takiego węglika zapisuje się w postaci M23C6, gdzie przez literę M oznacza się atomy wchodzące w skład danego węglika. Najczęściej jednak w stalach narzędziowych występują równocześnie dwa złożone węgliki lub więcej spośród takich typów, jak MC, M2C, M3C, M23C6, M6C i M7C3.

Nasycenie osnowy pierwiastkami węglikotwórczymi uzyskuje się w wyniku au-stenityzowania i hartowania stali. Podczas odpuszczania wydzielają się z osnowy stopowe węgliki złożone. Węgliki te z reguły są bardziej dyspersyjne (tzn. mają mniejsze rozmiary, czyli większy stopień dyspersji) niż węgliki żelaza w stalach wę-glowych. Wielkość tych węglików wynosi od kilku do kilkudziesięciu nanometrów (1 nm = 10-9 m) i z tego powodu są niewidoczne podczas obserwacji za pomocą mi-kroskopu metalograficznego. Większość węglików stopowych jest dużo bardziej od-

porna na koagulację w podwyższonej temperaturze niż węgliki żelaza. Duża dyspersja tych węglików i małe odległości między nimi silnie umacniają osnowę przez blokowanie ruchu dyslokacji.

Wpływ dodatków stopowych na proces odpuszczania

Dodatki węglikotwórcze opóźniają proces odpuszczania. Oznacza to, że aby doszło do takich samych zmian właściwości i struktury, jakie zachodzą w stali węglowej, konieczna jest wyższa temperatura odpuszczania. Dzięki temu zmniejszenie twardości ze wzrostem temperatury odpuszczania jest mniejsze w stalach stopowych niż w stalach węglowych.

Dodatkowo, w niektórych stalach wysokostopowych występuje zjawisko twardości wtórnej. Najwyraźniej jest to widoczne w stalach zawierających wolfram i molibden. Twardość wtórna jest to przyrost twardości zahartowanej stali w trakcie odpuszczania w stosunkowo wysokiej temperaturze (500 - 580°C) od 1 do 3 stopni w skali HRC. Przyczyną wzrostu twardości jest wydzielanie się z martenzytu i austenitu szczątkowego wysokodyspersyjnych węglików stopowych oraz przemiana austenitu szczątkowego w martenzyt. Przemiana austenitu szczątkowego zachodzi dziwki zubożeniu tego roztworu w rygiel i dodatki stopowe, co podwyższa temperaturę Ms i zarazem zmniejsza stabilność tej fazy. Wzrost twardości spowodowany tymi przemianami jest większy niż zmniejszenie twardości martenzytu ubożejącego w węgiel (rys. 4.1) i sumaryczna twardość wzrasta.

Obróbka cieplna stali narzędziowych

Obróbka cieplna narzędzi polega na hartowaniu i odpuszczaniu. Szybkość na-grzewania, temperatura i czas austenityzowania oraz ośrodek chłodzący (czyli szyb-kość chłodzenia podczas hartowania) zalezą od kładu chemicznego stali i od wielkości narzędzia. Temperatura i liczba cykli odpuszczania również są zależne od składu chemicznego stali. Z kolei temperatura pracy gotowego narzędzia zawsze musi być niższa od temperatury odpuszczania. W przypadku przekroczenia temperatury odpuszczania podczas pracy narzędzia proces odpuszczania będzie kontynuowany i twardość materiału będzie się zmniejszać Stale do pracy na zimno Stale węglowe Oznaczenia węglowych stali narzędziowych

Narzędzia wykonane ze stali węglowych mogą pracować w temperaturze nie przekraczającej 200°C. Stale te zawierają od 0,65 do 1,40% węgla. Są to więc praktycznie stale eutektoidalne i nadeutektoidalne. Zgodnie z PN-84/85020 stale te dzieli się na płytko i głęboko hartujące się. Stale płytko hartujące się ze względu na większą czystość mają mniejszą hartowność i można z nich wykonywać narzędzia, których średnice lub grubości nie przekraczają 20 mm, natomiast ze stali głęboko hartujących się wytwarza się narzędzia o większych rozmiarach. Trzeba jednak pa-miętać, że jedne i drugie stale cechuje niewielka hartowność i w zasadzie utwardzają się one tylko powierzchniowo, a rdzeń pozostaje niezahartowany.

Węglowe stale narzędziowe głęboko hartujące się według PN-84/85020 oznacza się literą N oraz liczbami od 7 do 13 określającymi średnią zawartość węgla w stali. I tak np. stal N7 zawiera średnio 0,7% C, a stal N13 1,3% C. Według normy PN-EN 10027-1 stosuje się nowe, zgodne z normami europejskimi oznaczenie stali. Stale niestopowe oznacza się literą C i liczbą będącą 100-krotną średnią zawartością węgla. I tak np. stal N7 oznacza się symbolem C70.

Węglowe stale narzędziowe płytko hartujące się oznacza się podobnie, z tym że za literą N i liczbą dodaje się literę E: są to stale od N7E do N13E. Stale te zawierają mniej siarki i fosforu oraz innych domieszek niż stale głęboko hartujące się. Stale płytko hartujące się są dzięki temu bardziej odporne na kruche pękanie.

Obróbka cieplna węglowych stali narzędziowych

Węglowe stale narzędziowe w stanie znormalizowanym mają strukturę zmieniającą się od struktury perlitycznej z minimalną ilością ferrytu (stal N7 i N7E) przez

perlityczną (stal N8 i N8E) do perlitu otoczonego siatką cementytu wtórnego (pozo-stałe stale). Ze względu na utrudnioną obróbkę mechaniczną materiałów o takiej strukturze stale te są dostarczane w stanie zmiękczonym. Stal po wyżarzaniu zmięk-czającym ma strukturę składającą się z cementytu kulkowego w osnowie ferrytu (rys. 4.2) i twardość 190 - 220 HB (w zależności od zawartości węgla).

Stale węglowe hartuje się w temperaturze od 760 do 800°C, chłodzenie prowadzi

się w wodzie (krytyczna szybkość chłodzenia dla tych stali wynosi około 160°C/s). Narzędzia o przekroju mniejszym niż 5 mm można hartować w oleju.

Po hartowaniu uzyskuje się strukturę martenzytu i austenitu szczątkowego (stale eutektoidalne i o zbliżonej zawartości węgla) oraz dodatkowo w stalach nad-eutektoidalnych nierozpuszczonego podczas austenityzowania cementytu kulkowego (temperatura austenityzowania jest zawarta pomiędzy Ac1 i Acm). Twardość zahar-towanych stali węglowych dochodzi do 65 HRC.

Stale węglowe odpuszcza się w temperaturze od 180 do 300°C przez 1 - 2 h i chłodzi na powietrzu. W trakcie odpuszczania od temperatury 80°C w martenzycie wydziela się węglik ε w postaci dyspersyjnych cząstek. W wyniku wydzielania stę-żenie węgla w martenzycie maleje i w efekcie zmniejsza się jego twardość. Ze wzro-stem temperatury cząstki węglika £ ulegają koagulacji, a od temperatury 300°C roz-puszczają się w osnowie. W ich miejsce pojawiają się większe wydzielenia cemen-tytu. Wzrost wielkości cząstek (przy równoczesnym zwiększaniu się odległości mię-

dzy nimi) również prowadzi do zmniejszenia twardości stali. W zakresie od 200 do 300°C dodatkowo austenit szczątkowy przemienia się w mieszaninę ferrytu i ce-mentytu i w efekcie stal uzyskuje strukturę odpuszczonego martenzytu. W stali nad-eutektoidalnej (rys. 4.3) występuje także cementyt kulkowy. Twardość zmniejsza się o około 4 HRC po odpuszczaniu w temperaturze 180°C i o około 10 HRC po od-puszczaniu w temperaturze 300°C.

Zastosowanie węglowych stali narzędziowych

Stale węglowe są najtańszymi stalami narzędziowymi i stosuje się je głównie na narzędzia do obróbki ręcznej lub maszynowej o małej szybkości pracy. Stale o naj-większej zawartości węgla wykorzystuje się na pilniki, narzędzia do obróbki kamieni, pierścienie do przeciągania rur, noże do papieru, narzędzia grawerskie, skrobaki (stale N12iN13). Ze stali o nieco mniejszej zawartości węgla wykonuje się wiertła, rozwiertaki, gwintowniki, narzynki, nacinaki do pilników, wykrojniki, piły do metali (stale N10, Nil). Ze stali o najmniejszej zawartości węgla wytwarza się narzędzia pracujące udarowo, np. takie jak matryce do pracy na zimno, przebijaki, dłuta, noże do nożyc pracujących na zimno, przecinaki, młotki, narzędzia do obróbki drewna.

Narzędzia wykonane ze stali węglowych mogą nagrzewać się do temperatury sięgającej 200°C.

Narzędziowe stale stopowe do pracy na zimno

Oznaczenia narzędziowych stali stopowych do pracy na zimno

Narzędziowe stale stopowe do pracy na zimno według PN-86/H85023 oznacza się literą N, za nią występuje jedna lub kilka liter określających najważniejsze do-datki stopowe oraz cyfry, które służą do rozróżniania gatunków stali zawierających identyczne składniki stopowe. Cyfry te nie są związane z zawartością pierwiastków stopowych. Litery oznaczające dodatki stopowe są inne niż w przypadku stali kon-strukcyjnych: M oznacza mangan, S - krzem, C - chrom, W - wolfram, L - molib-den, V - wanad, Z - grupę: krzem - chrom - wolfram - wanad oraz P - grupę: chrom - nikiel - wanad. Według normy PN-EN stale stopowe oznacza się w nastę-pujący sposób: jeśli zawartość jednego z dodatków stopowych przekracza 5%, na początku oznaczenia stali występuje litera X (jeśli nie przekracza 5%, litera ta nie występuje), dalej jest liczba będąca 100-krotną zawartością węgla, następnie sym-bole chemiczne dodatków stopowych w kolejności od największej zawartości i na końcu liczby określające zawartości tych pierwiastków, przy czym procentowe za-wartości pierwiastków są mnożone przez 4 w przypadku Cr, Co, Mn, Ni, Si i W, przez 10 dla Al, Be, Cu Mo, Nb, Pb, Ta, Ti, V i Zr, przez 100 dla Ce, N, P i S i przez 1000 w przypadku boru.

Stale te zawierają od 0,40 do 2,10% węgła, najczęściej występującym dodatkiem stopowym jest chrom, którego zawartość sięga do 13% (stale NC10 i NC11, odpo-wiednio według PN-EN X165Crl2 i X195Crl2) oraz wanad do 0,85% (w stali NC11LV - X100CrMoV5-l), wolfram do 2,0% (w stalach NZ2 i NZ3, odpowied-nio 45WCrV7-4-2 i 55WCrV7-4-2), molibden do 1,2% (stal NCLV -X100CrMoV5-l) i nikiel do 3,3% (stal NPW - 50NiCrWV12-5-2-4). Większą od podanych zawartość wolframu i wanadu ma stal NW9 - X90WCrV36-17-20 (do 10% wolframu i do 2,2% wanadu).

Obróbka cieplna narzędziowych stali stopowych do pracy na zimno

Narzędziowe stale stopowe do pracy na zimno są dostarczane w stanie zmięk-czonym. Mają one wtedy strukturę ferrytyczną z węglikami stopowymi. Twardość, zależnie od gatunku, wynosi od 217 do 269 HB. Tak mała twardość pozwala na ob-róbkę skrawaniem. Obróbka ta jest przyczyną pojawienia się naprężeń w warstwie przypowierzchniowej wyrobu i w celu ich usunięcia stosuje się często, zwłaszcza do narzędzi o skomplikowanych kształtach, wyżarzanie odprężające. Wyżarzanie to prowadzi się w temperaturze 600 - 650°C.

W celu uzyskania dużej twardości narzędzia poddaje się hartowaniu i odpusz-czaniu. Nagrzewanie do hartowania wykonuje się najczęściej jednostopniowo, jedy-nie dla narzędzi o skomplikowanych kształtach dwustopniowo. Temperatura auste-

nityzowania zależy od składu chemicznego stali i dla stali o malej ilości dodatków stopowych wynosi 780 - 850°C, a dla stali wysokostopowych sięga 1020°C. Tak wysoka temperatura austenityzowania jest związana z utrudnionym rozpuszczaniem się węglików stopowych w austenicie. Najtrudniej rozpuszczają się węgliki typu M6C i MC i te najczęściej pozostają w strukturze stali po zahartowaniu, łatwiej M2C, a najłatwiej M23C6. Im więcej węglików rozpuści się w austenicie, tym większe będzie nasycenie osnowy stali węglem i dodatkami stopowymi. Większość stali można hartować w oleju, gdyż dodatki stopowe zmniejszają krytyczną szybkość chłodzenia. Wyjątkowo stale NV, NV1 i NW1 trzeba chłodzić w wodzie. Struktura stali po zahartowaniu składa się z martenzytu, austenitu szczątkowego i nierozpusz-czonych podczas austenityzowania węglików. Twardość po hartowaniu, zależnie od gatunku stali, mieści się w granicach od 50 do 64 HRC.

Temperatura odpuszczania narzędziowych stali stopowych do pracy na zimno mieści się zazwyczaj w zakresie 150 - 320°C, a niektórych stali wyjątkowo do 450°C. Podczas odpuszczania wydzielają się z martenzytu i austenitu szczątkowego dyspersyjne węgliki stopowe, najczęściej typu M2C, MC lub M23C6, po czym austenit szczątkowy przemienia się podczas chłodzenia w martenzyt (rys. 4.4). Po obróbce cieplnej uzyskuje się twardość zazwyczaj powyżej 60 HRC. W kilku stalach wy-stępuje zjawisko twardości wtórnej.

Zastosowanie narzędziowych stali stopowych do pracy na zimno

Narzędziowe stale stopowe do pracy na zimno wykorzystuje się na narzędzia do obróbki plastycznej, do obróbki skrawaniem oraz na przyrządy pomiarowe. Do ty-powych zastosowań tych stali do obróbki plastycznej należą: wykrojniki, narzędzia do wytłaczania w zegarmistrzostwie, płyty tnące do wykrojników, formy do wytła-czania części z mas plastycznych, noże maszynowe do cięcia metali, marmuru i ce-ramiki, pierścienie do przeciągania prętów i rur na zimno, matryce do głębokiego tłoczenia blach, walce do walcowania na zimno.

Stale te szeroko stosuje się w produkcji narzędzi tnących, takich jak narzynki, szczęki do nacinania gwintów, piły tarczowe, taśmowe i ręczne, brzytwy, pilniki, rozwiertaki, wiertła, frezy, noże, kółka do cięcia szkła.

Stale do pracy na zimno, odznaczające się dużą stabilnością wymiarów, wyko-rzystuje się na przyrządy pomiarowe odporne na ścieranie: płytki pomiarowe, sprawdziany tu lej owe i gwintowe, wrzeciona śrub mikrometrycznych, liniały, ką-towniki.

Narzędzia wykonane ze stali do pracy na zimno nie mogą nagrzewać się do tem-peratury przekraczającej 300°C

Narzędziowe stale stopowe do pracy na gorąco

Oznaczenia narzędziowych stali stopowych do pracy na gorąco

Narzędziowe stale stopowe do pracy na gorąco według PN-86/H-85021 oznacza się literą W, za którą występują litery i cyfry oznaczające skład stali, podobnie jak w przypadku stali do pracy na zimno. W oznaczeniach literowych nie występują li-tery Z i P, natomiast dochodzą: N - oznaczające nikiel, K - kobalt i B - bor. Ozna-czenia według PN-EN są identyczne z oznaczeniami stali do pracy na zimno.

Stale do pracy na gorąco zawierają najmniej węgla ze wszystkich stali narzę-dziowych: 0,25 - 0,60%. Chrom występuje we wszystkich stalach tej grupy i jego maksymalna zawartość wynosi 5,5% (w stalach WCL i WCLV, odpowiednio 38CrMoV20-13-4 i 40CrMoV21-13-9), w większości występuje też molibden (do 3,0% w stalach WLV i WLK, odpowiednio 30MoCrV30-12-5 i 35CoMoCr 12-30--12) i wanad (do 1,1% w stali WCLV - 40CrMoV21-13-9), w niektórych nikiel (do 1,9% w stalach WNL i WNLV, odpowiednio 55NiCrMo6-3-2 i 55NiCrMoV8-5-6-l) oraz wolfram w stalach WWS1 - 30WCrV18-10-5 (do 5,0%) i WWV - X30WCrV36--11-3 (do 10%). Bor w ilości około 0,003% występuje w stali WCMB -36CrMoB 10-4-3. Taka zawartość boru wyraźnie zwiększa hartowność stali.

Obróbka cieplna narzędziowych stali stopowych do pracy na gorąco

Obróbka cieplna narzędziowych stali stopowych do pracy na gorąco jest podobna do obróbki stali do pracy na zimno. Zakres temperatury austenityzowania jest nieco większy i zawiera się w granicach 880 - 1140°C. Chłodzenie zazwyczaj prowadzi się w oleju, niektóre stale hartują się w strumieniu sprężonego powietrza. Po zahartowaniu uzyskuje się strukturę martenzytyczną z austenitem szczątkowym i, bardzo często, występują dodatkowo struktury bainityczne. Czasami stosuje się hartowanie izotermiczne, w wyniku którego uzyskuje się bainit wraz z austenitem szczątkowym. Zazwyczaj po hartowaniu pozostają nierozpuszczone sferoidalne wę-gliki stopowe. Twardość zahartowanych stali zależy od wzajemnego udziału tych wszystkich faz i mieści się w granicach 46-56 HRC.

Odpuszczanie, często dwukrotne, prowadzi się w temperaturze 400 - 600°C. Twardości uzyskuje się wyraźnie mniejsze niż w stalach do pracy na zimno, ale dzięki temu stale do pracy na gorąco mają lepsze właściwości plastyczne. Twardość po obróbce cieplnej wynosi od około 44 HRC do 56 HRC w stalach wykazujących twardość wtórną.

Zastosowanie narzędziowych stali stopowych do pracy na gorąco

Stale do pracy na gorąco ze względu na stosunkowo niewielką zawartość węgla mają dobre właściwości plastyczne i dzięki temu są odporne na obciążenia dyna-

miczne. Wykonuje się z nich matryce do prasowania i kucia na gorąco, stemple, szczęki do prasowania gwintów. Narzędzia te często obrabiają materiał nagrzany do Temperatury 1000°C. Dzięki temu, że kontakt ten nie jest ciągły, że następują prze-rwy pozwalające na stygniecie, powierzchnia narzędzia nagrzewa się tylko do tem-peratury 500 - 600°C, a jego rdzeń do 300 - 400°C.

Innym zastosowaniem tych stali jest ich użycie na formy do odlewania pod ci-śnieniem brązów, mosiądzów, stopów aluminium, magnezu, cynku. Powierzchnia takich form może chwilowo nagrzewać się nawet do 700°C.

Stale szybkotnące

Oznaczenia stali szybkotnących

Stale szybkotnące według PN-86/H-85022 oznacza się literą S oraz literami oznaczającymi najbardziej charakterystyczny składnik stopowy, przy czym, inaczej niż w przypadku innych stali narzędziowych, litera M oznacza molibden, C - pod-wyższoną zawartość węgla; pozostałe litery są zgodne z poprzednimi oznaczeniami. Za tą literą występuje liczba mówiąca o średniej zawartości danego dodatku. We-dług PN-EN stale szybkotnące oznacza się inaczej niż inne stale stopowe: na po-czątku litery HS, a następnie liczby oznaczające zawartości procentowe pierwiast-ków stopowych w następującej kolejności: wolfram, molibden, wanad i kobalt. Z kolei na narzędziach wykonanych z tych stali bardzo często występuje symbol HSS, który jest skrótem angielskiej nazwy stali szybkotnących.

Istnieją dwie grupy stali szybkotnących: bezkobaltowe SW18 - HS 18-0-1, SW7M - HS6-5-2 i SW12C - HS12-0-2 oraz kobaltowe SKC - HS12-0-2-5, SK5V - HS12-1-5-5, SK5M - HS6-5-2-5, SK8M - HS2-9-1-8 i SK10V -HS 12-1-5-5. Zawartość węgla wynosi od 0,75 do 1,45%, wszystkie stale zawierają około 4,3% chromu, wolfram w granicach od 1,3 do 19,0% i wanad 1,0 - 4,8%. W stalach o podwyższonej zawartości molibdenu znajduje się go 0,75 do 10,0%, a w stalach kobaltowych od 4,5 do 10,5% kobaltu.

Obróbka cielna stali szybkotnących

Stale szybkotnące poddaje się hartowaniu i dwu- lub trzykrotnemu odpuszczaniu. Obróbkę cieplną wykonuje się zwykle w kąpielach solnych. Zabezpiecza to po-wierzchnię stali przed i odwęgleniem. Stale szybkotnące ze względu na dużą zawartość dodatków stopowych mają małą przewodność cieplną, tego względu nagrzewanie do temperatury austenityzowania wykonuje się dwustopniowo, a dla narzędzi o skomplikowanych kształtach trzystopniowo (rys. 4.6). Stal podgrzewa się w solach o temperaturze 550, 850°C i dopiero przenosi do kąpieli solnej o temperaturze austenityzowania. Temperatura austenityzowania jest niższa o 50 - 70°C od tempe-

ratury solidus i wynosi od 1170 do 1270°C. Chłodzenie prowadzi się w oleju, a nie-kiedy w strumieniu sprężonego powietrza. Uzyskuje się strukturę składającą się z martenzytu, około 20% austenitu szczątkowego i nierozpuszczonych podczas au-stenityzowania węglików. Twardość zahartowanych stali szybkotnących wynosi 63 - 66 HRC.

Odpuszczanie prowadzi się bezpośrednio po hartowaniu. Zakres temperatury od-puszczania jest jednakowy dla wszystkich stali szybkotnących i wynosi od 550 do 570°C. Po obróbce cieplnej uzyskuje się strukturę odpuszczonego martenzytu wraz z sferoidalnymi węglikami (rys. 4.7). We wszystkich tych stalach występuje zjawi-sko twardości wtórnej i ich twardość wzrasta (nawet do 68 HRC).

Zastosowanie stali szybkotnących

Stale szybkotnące stosuje się na narzędzia skrawające, które podczas pracy są poddawane obciążeniom udarowym. Są to noże tokarskie i strugarskie, frezy, wier-tła, narzędzia do nacinania gwintów, rozwiertaki, segmenty i brzeszczoty pił. W przypadku narzędzi, które nie są narażone na pękanie, ostrza tnące wykonuje się z węglików spiekanych lub z ceramiki. Mają one większą twardość niż stal i mogą pracować w wyższej temperaturze. Często stale szybkotnące wykorzystuje się do wykonania przyrządów pomiarowych, gdyż stale te charakteryzują się dużą stabil-nością wymiarową.

Narzędzia z tych stali mogą nagrzewać się podczas pracy w miejscu styku z ma-teriałem obrabianym do temperatury 500 - 550°C.

PRZEBIEG ĆWICZENIA

1. Obejrzeć pod mikroskopem próbki (pow. 800x), określić struktury i ocenić udział poszczególnych faz.

2. Ocenić wpływ czasu i temperatury austenityzowania na ilość widocznej fazy węglikowej.

3. Narysować i opisać struktury trzech próbek wybranych przez prowadzącego. 4. Korzystając z tabeli, zbudować wykres twardości w funkcji temperatury od-

puszczania dla dwóch stali wybranych przez prowadzącego, dobrać wartości temperatury opuszczania gwarantujące maksymalną twardość narzędzia.

5. Opisać zmiany zachodzące w strukturze podczas odpuszczania.


Leda H., Współczesne materiały konstrukcyjne i narzędziowe, wyd. 2, Poznań, Wydawnictwo Politechniki Poznańskiej 1998.

Metaloznawstwo i obróbka cieplna materiałów narzędziowych, red. L. A. Dobrzański, Warszawa, W NT 1990. Przybyłowicz K., Metaloznawstwo, wyd. 6, Warszawa, WNT 1999.

Ćwiczenie 5

Żeliwa i staliwa

CEL ĆWICZENIA

Celem ćwiczenia jest poznanie odlewniczych stopów układu żelazo - węgiel z podkreśleniem znaczenia żeliw w konstrukcji maszyn. Ćwiczący powinien nauczyć się kojarzyć mikrostrukturę, w szczególności morfologię grafitu, z właściwościami mechanicznymi i eksploatacyjnymi odlewu.


Wprowadzenie

W układzie fazowym Fe - C (Fe3C) wyodrębnia się dwie grupy stopów odlewni-czych: staliwa i żeliwa. Kryterium podziału stanowi zawartość węgla. Staliwa to stopy nie zawierające eutektyki, gdyż stężenie węgla nie przekracza w nich 2,1% wagowych, natomiast w żeliwach zawierających ponad 2,1% składnikiem struktury jest eutektyka. Podziały w ramach staliw i żeliw są przedstawione dalej.

Staliwa

Odlewy staliwne uzyskują zasadniczy kształt podczas krzepnięcia ciekłego stopu w formie. Staliwa nie podlegają przeróbce plastycznej i to je istotnie różni od stali.

Są dwa podstawowe rodzaje staliw: niestopowe (dawniej nazywane węglowymi) i stopowe.

Staliwa niestopowe (węglowe)

Staliwo niestopowe to stop żelaza z węglem i pierwiastkami, których obecność wynika z procesu stalowniczego (Si, Mn, P, S). Stężenie węgla w staliwach niesto-powych może teoretycznie wynosić do 2,1%, lecz według obowiązującej obecnie normy PN-ISO 3755 1994 wynosi tylko do 0,25% wag., a pozostałych pierwiast-ków: Mn - 0,4 ÷ 1,0%, Si - 0,2 ÷ 0,6%, Pmax - 0,035%, Smax - 0,035%. Norma określa 4 gatunki staliw oznaczonych parami liczb będących minimalnymi warto-ściami Re - Rm [MPa]. Są to staliwa ogólnego przeznaczenia o symbolach: 200-400,

230-450, 270-480, 340-550; dla zamawiającego istotny jest tylko poziom ich wła-ściwości mechanicznych. Natomiast staliwo, którego podstawą odbioru jest także skład chemiczny, jest oznaczone dodatkowo literą W, np. 200-400 W. Jest to staliwo spawalne, gdyż pewność składu chemicznego gwarantuje spawalność. Poziom wła-ściwości mechanicznych staliwa niestopowego jest kształtowany przez zmianę za-wartości manganu (0,4 - 1,0%). Przykładowe właściwości mechaniczne dwóch staliw niestopowych podano w tablicy 5.1.

Tablica 5.1. Orientacyjne właściwości mechaniczne staliw (n - normalizowanie, uc - ulepszanie cieplne)

Gatunek Re [MPa] Rm [MPa] A5 [%] Z [%] KCU [J/cm2] 230 – 450 n 340 – 550 n L35HM n/nc L40HF n/nc

230 340 290/550 600/900

450-600 550-700 550/750 790/1200

22 15 18/14 10/4

31 21 25/30 18/8

50 40 31/27 25/20

Staliwa stopowe

Jeśli do staliwa wprowadzono celowo chociaż jeden pierwiastek metaliczny (naj-częściej Cr), to staliwo zalicza się już do stopowego. Poziom stężenia pierwiastka, powyżej którego staliwo jest uznawane za stopowe, wynosi dla Mn 1%, Si - 0,6%, Cr, Ni, W, Cu - 0,3%, natomiast dla Mo, Ti, V i dla innych rzadziej wprowadzanych pierwiastków granicą jest 0,1%. Jeżeli suma stężeń pierwiastków stopowych w staliwie nie przekracza 2,5%, to należy ono do staliw niskostopowych; gdy zawarta jest w zakresie 2,5 - 5%, to staliwo określamy jako średniostopowe, pozostałe staliwa zalicza się do wysokostopowych. Staliwa stopowe dzieli się także, podobnie jak stale, według zastosowań i właściwości. Najpopularniejsze grupy staliw stopowych to:

- staliwa konstrukcyjne (PX-87/H-83156), np. L20G, L35HM, L40HF, - staliwa odporne na korozję (PN-86/H-83158), np. LH14, L0H12N4M,

LH18N9, - staliwa żaroodporne i żarowytrzymałe (PN-90/H-83159), np. LH26,

LH29S2G, LH25N19S2. Symbol staliwa stopowego rozpoczyna litera L, po niej jest podana liczba okre-

ślająca stężenie węgla w setnych częściach procentu, dalej są litery oznaczające pierwiastki stopowe (H - Cr, G - Mn, M - Mo, N - Ni, S - Si, F – V) wraz z ich średnią zawartością procentową.

W tym miejscu należy poinformować, że polska wersja normy europejskiej PN EN 10027-1 Systemy oznaczania stali z 1994 r. przewiduje literę G przed symbolem staliwa. Stosowanie tego oznaczenia jest fakultatywne dla krajowych gatunków staliw, a obligatoryjne dla gatunków ujętych w normach europejskich. Przykład: staliwo L25H w systemie europejskim ma symbol G25CrMo4. Szczegóły oznaczania stali w systemie europejskim omówiono w ćwiczeniu 1.

Wykorzystanie staliw stopowych ma sens tylko po normalizowaniu lub ulepszaniu cieplnym, dlatego w normach są podane właściwości mechaniczne dla tych staliw. W stanie ulepszonym cieplnie gatunek L40HF uzyskuje szczególnie wysoki poziom właściwości wytrzymałościowych. W tablicy 5.1 podano wybrane właści-wości mechaniczne dwóch konstrukcyjnych staliw stopowych.

Właściwości odlewnicze

Staliwa charakteryzują się małą lejnością oraz dużym skurczem (objętościowym i liniowym). Efektem tego jest skłonność do tworzenia dużych jam skurczowych, odkształceń, a nawet pękania odlewów staliwnych. Niewielka różnica temperatury likwidus i solidus dla małych stężeń węgla (patrz układ równowagi Fe – Fe3C) sprzyja koncentracji jam skurczowych i jest powodem krzepnięcia liniowego. Wskutek małej lejności trudno jest wykonać skomplikowany, cienkościenny odlew staliwny.

Struktura

Struktura staliw węglowych, podobnie jak stali, składa się z ziaren ferrytu i perlitu. Udział ferrytu i perlitu zależy od stężenia węgła i manganu i decyduje o poziomie właściwości mechanicznych. Charakterystyczną cechą budowy staliw jest obecność ferrytu iglastego tworzącego strukturę Widmanstättena (rys. 5.1). Ferryt iglasty jest także typową strukturą spoin stalowych i stali przegrzanych, jego obecność powoduje zmniejszenie udarności.

Innymi cechami mikrostruktury odlewów staliwnych są gruboziarnistość oraz dendrytyczny układ ziaren ferrytu i perlitu. Dendryty powstające podczas krzepnięcia stopów są efektem mikrosegregacji chemicznej i przy małych powiększeniach przypominają drzewka (rys. 5.2).

Struktura staliwa stopowego zależy od składu chemicznego i wykonanej obróbki cieplnej. Może nią być ferryt lub perlit z węglikami, ferrytu austenitem, austenit, martenzyt odpuszczony.

Obróbka cieplna staliw

Podstawowym zabiegiem obróbki cieplnej staliw jest wyżarzanie odprężające. Jego celem jest usunięcie naprężeń, które powstały podczas krzepnięcia odlewu w związku ze skurczem staliwa. Nieusunięte naprężenia mogą powodować zmianę wymiarów odlewu podczas obróbki mechanicznej lub eksploatacji. W skrajnych przypadkach naprężenia odlewnicze prowadzą do pękania odlewu. Wyżarzanie od-prężające prowadzi się w temperaturze 500 - 600°C w czasie obliczonym według zasady: 1 h na 25 mm grubości odlewu, przy czym minimalnym przyjętym w prak-tyce czasem odprężania są 2 h.

Ważnym zabiegiem obróbki cieplnej odlewów jest wyżarzanie normalizujące. Jego celem jest rozdrobnienie ziarna oraz usunięcie ferrytu Widmanstättena w wyniku przemiany α→γ. Wyżarzanie to odbywa się w zakresie temperatury 850 - 950°C z chłodzeniem w spokojnym powietrzu. Gdy odlew po normalizowaniu stygnie z pie-cem, wyżarzanie nazywamy zupełnym.

Znacznie rzadziej wykonuje się wyżarzanie ujednoradniające (950 - 1150°C) lub ulepszanie cieplne. Staliwa stopowe, które powinny mieć strukturę austenityczną, poddaje się przesycaniu.

Obszar zastosowań

Zastosowanie staliw niestopowych zależy od poziomu ich właściwości mecha-nicznych. Mogą to być odlewy mało obciążone pracujące jako części samochodowe, taboru kolejowego, maszyn górniczych. Typowym zastosowaniem są pokrywy, ob-sady łożysk, koła bose i łańcuchowe o małych prędkościach obrotowych. Staliwa o większej wytrzymałości i mniejszej plastyczności są wykorzystywane na odlewy podstaw maszyn, kół zębatych.

Ogólnie, droższe staliwa stopowe są polecane wtedy, gdy odlewanie jest najko-rzystniejszą technologią ukształtowania detalu, a wymagane właściwości mecha-niczne nie pozwalają na użycie tańszego staliwa niestopowego. Zakres zastosowań wynika z nazwy staliwa, np. staliwo odporne na ścieranie o symbolu L120G13 (zwane staliwem Hadfielda) wykorzystuje się na rozjazdy kolejowe, części łamaczy i kruszarek, wykładziny młynów kulowych. Grupa staliw narzędziowych wyróżnia się największą zawartością węgla (do 2,1%), np. z L150HSM wytwarza się walce hut-nicze.

Żeliwa

Na wstępie określono żeliwo jako stop Fe-C, w którym występuje eutektyka. Przemiana eutektyczna w stabilnym układzie równowagi Fe – C zachodzi w temperaturze 1153°C

Roztwór ciekły (4,25%C) ↔ grafit + austenit (2,03 %C) Mieszanina eutektyczna w obu przypadkach nazywa się ledeburytem, a po przemianie

austenitu w perlit ledeburytem przemienionym (patrz rys. D.3 w dodatku). Rodzaj przemiany eutektycznej zachodzącej podczas krzepnięcia odlewu decyduje o

podstawowym podziale żeliw na białe (nazwa związana z błyszczącym przełomem spowodowanym obecnością kruchego, gładkiego przełomu cementytu) i szare (szara barwa przełomu związana z obecnością grafitu). Jeżeli przebieg krzepnięcia jest taki, że żeliwo zawiera cementyt i grafit, nazywa się je połowicznym lub pstrym.

Zarodkowanie grafitu w stopie Fe - C jest mało prawdopodobne, gdyż wymaga niezwykle wolnego chłodzenia w zakresie temperatury przemiany eutektycznej 1153°C. W normalnych warunkach krzepnięcia odlewów łatwiej dochodzi do prze-miany eutektycznej z wydzielaniem cementytu. Aby ułatwić zarodkowanie grafitu, wykorzystano wpływ krzemu na wzrost odstępu temperaturowego (1153 - 1148°C) dwóch wymienionych typów przemian eutektycznych. Dlatego każde żeliwo zawiera Si (od 0,5 do 3%) i stąd określenie, że Si stabilizuje grafit. I tak np. dodanie 2% Si powoduje wzrost różnicy temperatur eutektycznych do ≈ 30°C, głównie przez obni-żenie temperatury eutektycznej układu metastabilnego Fe - Fe3C (rys. 5.3). W praktyce żeliwa szare są więc stopami Fe ~ C - Si.

Krzem, a także fosfor zmniejszają zawartość węgla w eutektyce. Ujmuje to wy-rażenie na tzw. równoważnik węgla w żeliwie: CE= % C + 1/3 (% Si + % P) ozna-czające, że 1/3 stężenia Si i P może być traktowana jako C. Przy ocenie, czy dane żeliwo jest podeutektyczne czy nadeutektyczne, należy uwzględniać zwłaszcza obec-ność Si. Krzem umacnia ponadto ferryt, niestety ma też działanie niekorzystne każde 0,1% Si zwiększa o 5°C próg kruchości żeliwa.

Minimalne stężenie węgla w żeliwie może wynosić 2,1%, jednak w odlewnictwie nie stosuje się żeliw zawierających mniej niż 2,8% C, gdyż przy mniejszej zawartości tego pierwiastka zakres temperatury krzepnięcia (likwidus - solidus) wzrasta, a to pogarsza lejność.

W żeliwach kontroluje się również stężenie Mn, P i S. Mangan jest antygrafityzatorem, jak wszystkie pierwiastki tworzące stabilniejsze węgliki niż Fe3C; zawartość Mn nie przekracza na ogół 1%. Mangan wiąże szkodliwą siarkę, tworząc wtrącenia typu MnS.

Fosfor sprzyja grafityzacji (patrz wyrażenie na CE), lecz ułatwia także tworzenie cementytu na steadycie (potrójna eutektyka fosforowa). Stężenie P w żeliwie szarym może wynosić nawet 1,2 %.

Siarka utrudnia grafityzację. Typowa zawartość siarki wynosi około 0,035%, a w lepszych, wykazujących plastyczność żeliwach sferoidalnych mniej niż 0,02%. Stężenie siarki w żeliwie na ogół nie przekracza 0,12%.

Żeliwa szare

Żeliwa szare zawierają grafit, a cementyt znajduje się tylko w perlicie. Powstawaniu grafitu podczas przemiany eutektycznej sprzyjają następujące czynniki:

- duża wartość równoważnika węgla CE (% C + Si + P), - obecność innych pierwiastków sprzyjających grafityzacji (Cu, Ni, Al, Ti), - wolne chłodzenie odlewu podczas krzepnięcia (grube ścianki, forma

piaskowa) - dodatek modyfikatorów (stopy zwane żelazokrzemem: Si + ≈30% Fe z

dodatkiem Ca, Al, Sr).

Rola grafitu

Grafit powstający podczas przemiany eutektycznej ma kształt drobnych, połączonych płatków (rys. 5.4). Grafit pierwotny wydzielający się z cieczy w żeliwach nadeutektycznych tworzy grube płatki. Długość płatków obserwowana na zgładach metalograficznych mieści się w zakresie 10 - 1000 µm.

Powstawanie grafitu podczas krzepnięcia zmniejsza skurcz odlewniczy. Jego obecność w strukturze nadaje żeliwom szarym wyjątkowe właściwości eksploatacyjne.

Ponieważ kształt, wielkość i rozkład grafitu mają znaczny wpływ na właściwości mechaniczne żeliw, parametry te są opisane w normie. Ze względu na kształt i wielkość grafitu żeliwa szare dzieli się na:

- szare zwykłe (grafit płatkowy różnej wielkości), - modyfikowane (drobny grafit płatkowy), - sferoidalne (grafit sferoidalny), - wermikularne.

Morfologie grafitu spotykane w żeliwach pokazano na rys. 5.5. Żeliwo wermi-kularne nie jest jeszcze ujęte w polskich normach, natomiast w krajach anglosaskich jest często stosowane. Grafit w takim żeliwie ma morfologię pośrednią między grafitem płatkowym a sferoidalnym. Żeliwo wermikularne charakteryzuje się większą wytrzymałością i plastycznością niż żeliwo szare zwykłe przy lepszym tłumieniu drgań niż żeliwo sferoidalne. Żeliwo wermikularne uzyskuje się, gdy zawartość magnezu jest za mała do pełnej sferoidyzacji.

Żeliwa szare mają szereg cennych właściwości. Są to: - właściwości odlewnicze: mały (~ 1%) skurcz liniowy i objętościowy, co elimi-

nuje konieczność stosowania nadlewu, dobra lejność, która umożliwia wykonywanie skomplikowanych, cienkościennych odlewów; - zdolność do tłumienia drgań: im bardziej rozwinięta jest powierzchnia grafitu, tym tłumienie większe, w porównaniu ze stalą około 100 razy większe; - niewrażliwość na działanie karbu: grafit o znikomej wytrzymałości sam two-rzy karby wewnętrzne, stąd karby pojawiające się na powierzchni odlewu nie stanowią niebezpieczeństwa zarodkowania mikropęknięć; - wytrzymałość na ściskanie podobna do stali: osłabiające działanie grafitu nie ujawnia się przy ściskaniu, stąd liczne zastosowania żeliw na korpusy obrabiarek;

- właściwości ślizgowe: wystarczy potrzeć grafit, aby się o tym przekonać; - skrawalność: drobny, łamliwy wiór, gładka powierzchnia po skrawaniu.

W analizie właściwości mechanicznych żeliw przyjmuje się, że grafit ma zerową wytrzymałość na rozciąganie. Wynika to ze słabych wiązań (typu Van der Waalsa) pomiędzy heksagonalnymi płaszczyznami sieci grafitu. Ogólnie, obecność płatków grafitu powoduje, że żeliwa szare zwykle cechuje mała plastyczność (wydłużenie ~ 1%) i udarność oraz mały moduł Younga (E = 80 - 150 GPa). Mały moduł E sprzyja odporności żeliwa szarego na szok termiczny, żeliwa zachowują większość swoich właściwości w zakresie temperatury od -100°C do +350°C.

Struktura osnowy żeliw szarych

Fazy występujące oprócz grafitu to ferryt, perlit, eutektyka fosforowa. Osnowę, czyli fazę dominującą, współtworzą na ogół ferryt i perlit w różnych proporcjach. Istnieją także żeliwa szare o osnowie wyłącznie ferrytycznej lub perlitycznej. Warto podkreślić w tym miejscu, że żeliwo szare ferrytyczne przy małej wytrzymałości na rozciąganie wykazuje także znaczną kruchość (takie właściwości są przyczyną czę-stego pękania starych rurociągów żeliwnych). Zdecydowanie korzystniejsze są bardziej wytrzymałe żeliwa szare o osnowie perlitycznej, zwłaszcza że nadają się do obróbki cieplnej.

O rodzaju osnowy decydują skład chemiczny żeliwa i szybkość chłodzenia odlewu. Wpływ tych czynników przedstawiono poglądowo na rys. 5.6.

O właściwościach mechanicznych żeliwa decyduje struktura osnowy. W osnowie w ilości kilku procent może się pojawić wspomniana już eutektyka potrójna (steadyt), krzepnąca jako ostatnia w temperaturze 953°C. Steadyt jest twardy (duży zakres twardości: 400 - 900 HV), odporny na ścieranie, a jego kruchość przy niewielkim udziale w strukturze jest nieszkodliwa. Steadyt po-prawia lejność żeliwa i zdolność do wypełniania formy. Ilość, wielkość i rozkład steadytu mają istotne znaczenie dla właściwości eksploatacyjnych tulei cylin-

drowych silników spalinowych. Rysunek 5.7 przedstawia morfologię steadytu w żeliwnym odlewie tulei cylindrowej silnika okrętowego. Grubość ścianki tulei wynosi 20 mm, średnica 800 mm, wysokość 3 m.

Inną, często obserwowaną fazą są wtrącenia typu MnS. Zadaniem manganu w stopach żelaza z węglem jest m.in. wiązanie siarki i niedopuszczenie do powstania kruchych siarczków żelaza. W strukturze żeliw można także zauważyć bardzo twarde węgliki tytanu o charakterystycznym, regularnym kształcie i złotej barwie. Pochodzą one ze złomu używanego w procesie metalurgicznym.

Gatunki żeliw szarych zwykłych

W normie PN-92/H-83101 podaje się 6 gatunków żeliw szarych zwykłych ozna-czonych liczbami: 100, 150, 200, 250, 300, 350. Liczby te określają minimalną wartość Rm [MPa] odlewów o grubości ścianek od 15 do 30 mm. Podawanie składu chemicznego żeliwa nie jest wymagane, podstawą odbioru jest tylko wartość Rm. Właściwości mechaniczne i struktura odlewu z żeliwa szarego zmieniają się wraz z grubością ścianki, co wiąże się z różną szybkością stygnięcia stopu (tabl. 5.2).

Tablica 5.2. Zmiana wytrzymałości na rozciąganie w funkcji grubości ścianki odlewu z żeliwa szarego 200

Grubość ścianki odlewu [mm] Rm min [MPa] 4-8 8-15 15-30 30-50 50-80 80-150 150-300

270 220 200 160 140 130 120

Orientacyjny skład chemiczny (% wag) tej grupy żeliw przedstawia się nastę-pująco: C 2,7 - 3,6; Si 1 - 3; Mn 0,5 - 1,5; P 0,20 - 1,2; S 0,04 - 0,15.

Zastosowania

Żeliwa szare, zwane też maszynowymi, są powszechnie stosowane przez kon-struktorów. Z żeliw szarych 100 i 200 odlewa się proste i mało obciążone części maszyn, nie pracujące przy obciążeniach zmiennych. Osnową tych odlewów jest ferryt lub ferryt i perlit. Z gatunków o większej wytrzymałości (250 - 350 MPa) są wykonywane korpusy, łoża, stojaki, wrzeciona obrabiarek, a także koła zębate. Spe-cyfiką zastosowania żeliwa szarego 350 są szczelne odlewy wykorzystywane w in-stalacjach hydraulicznych.

Modyfikacjo żeliw szarych

Żeliwa o wyższej wytrzymałości, tj. gatunki 300 i 350, uzyskuje się dzięki zabie-gowi modyfikacji mającej na celu zmniejszenie płatków grafitu. Do ciekłego żeliwa tuż przed odlaniem dosypuje się niewielką ilość (0,1 - 0,5%) sproszkowanego mo-dyfikatora (stop Fe - Si z dodatkiem Ca, Al, Sr lub Ba), tworzącego liczne zarodki krystalizacji grafitu. Osnową żeliwa modyfikowanego jest perlit. Osiąga się to przez poddawanie modyfikacji żeliwa o małej zawartości węgła i krzemu (bez modyfikato-ra zakrzepłoby ono jako żeliwo białe lub połowiczne). Drobny grafit w mniejszym stopniu niż gruby zmniejsza właściwości wytrzymałościowe struktury perlityczno-grafitowej. Niestety, nie polepsza to właściwości plastycznych żeliwa. Żeliwa modyfikowane mogą zastępować niektóre odlewy staliwne, a nawet od-

kuwki stalowe. Odlewy z żeliwa modyfikowanego wykorzystuje się w przemyśle motoryzacyjnym, obrabiarkowym i maszyn budowlanych.

Obróbka cieplna żeliw szarych

Celem zabiegów obróbki cieplnej żeliw jest usunięcie naprężeń w odlewach oraz poprawa ich właściwości wytrzymałościowych. Usunięcie naprężeń zachodzi pod-czas wyżarzania odprężającego prowadzonego w temperaturze 500 - 600°C i czasie odpowiednim do grubości ścianki odlewu (standardowo 1 h / 25 mm, jednak nie kró-cej niż 2 h). Wyższa temperatura nie jest zalecana ze względu na możliwość grafity-zacji cementytu (rozpad na grafit i ferryt) w perlicie. Oczywiście nagrzewanie i stu-dzenie odlewu musi być wolne (≈ 50 K/h). Prawidłowo wykonane wyżarzanie od-prężające powoduje usunięcie z odlewu około 90% naprężeń własnych.

Obróbce cieplnej poprawiającej właściwości wytrzymałościowe poddaje się tylko żeliwa modyfikowane lub sferoidalne, w przypadku innych żeliw wzrost wytrzyma-łości jest nieznaczny. Wyżarzanie normalizujące ma na celu wzrost Rm, HB i odpor-ności na ścieranie. W temperaturze wyżarzania 850 - 950°C (1 h / 25 mm przekro-ju) zachodzi dyfuzja węgla z grafitu do austenitu, w efekcie zmniejsza się objętość grafitu i ferrytu, a wzrasta udział drobnoziarnistego perlitu.

Ulepszanie cieplne stosuje się wyłącznie do żeliw o osnowie perlitycznej. Trzeba podkreślić, że hartowanie powinno się odbywać w oleju ze względu na skłonność żeliw do pękania. Efektem ulepszania jest wzrost wytrzymałości żeliwa i odporności na ścieranie.

Szczególnie polecane jest hartowanie izotermiczne, będące skutecznym i ekono-micznym zabiegiem poprawy właściwości wytrzymałościowych żeliw. Polega ono na austenityzowaniu odlewu (830 - 870°C), a następnie umieszczeniu w ośrodku o temperaturze 300 - 500°C na kilkadziesiąt minut celem zajścia przemiany austenit → bainit. Odlew studzi się na powietrzu.

Żeliwo szare można poddać obróbce cieplno-chemicznej, np. chromowaniu dyfu-zyjnemu czy azotowaniu. Celem takich zabiegów jest uzyskanie bardzo twardej, od-pornej na ścieranie warstwy wierzchniej, przedłużającej znacznie żywotność ele-mentu odlanego z żeliwa.

Żeliwo sferoidalne

Po drugiej wojnie światowej metalurgia odniosła duży sukces, opracowano bo-wiem technologię podwójnej modyfikacji umożliwiającej uzyskanie grafitu sfero-idalnego. Rysunek 5.8 ilustruje kształt grafitu obserwowanego na przełomie żeliwa sferoidalnego.

Podwójna modyfikacja polega na dodaniu do kadzi granulek modyfikatora, czyli

stopu Fe - Si (wzbogaconego Ca, Al, Sr, Ba) w ilości 1,2%, oraz sferoidyzatorów, którymi są stopy FeSiMg7 (1%) i CuMgl7Ce (0,5%). Kadź zalewa się żeliwem, którego skład chemiczny jest taki, że po skrzepnięciu bez modyfikatorów byłoby że-liwem białym. Sferoidyzacja zachodzi dzięki oddziaływaniu magnezu na powierzchnię zarodków grafitu.

Żeliwo sferoidalne w porównaniu z szarym zwykłym ma większą wytrzymałość, plastyczność i udarność. Wartości Rm oscylują w granicach 400 - 800 MPa, wydłu-żenie (A5) od 2 do 15%, a minimalna udarność wynosi kilkanaście dżuli na centymetr kwadratowy. Podstawą odbioru żeliwa sferoidalnego są wartości Rm i A5.

W normie PN-92/H-83123 opisano 6 gatunków żeliw sferoidalnych oznaczanych nazwą „żeliwo" i wartościami Rm-A5, np. żeliwo 500-7 ma Rm= 500 MPa i A5= 7%. Wytwarza się następujące gatunki żeliw sferoidalnych: 400-15, 400-18, 500-7,

600-3, 700-2, 800-2 różniące się zawartością perlitu i ferrytu. Podawanie składu chemicznego nie jest przez normę wymagane. Dla orientacji warto wiedzieć, że za-wartości poszczególnych pierwiastków (w procentach wagowych) mieszczą się w granicach: 3,4 - 4 C; 2 - 3 Si; 0,1 - 0 8 Mn; 0,02 - 0,1 Mg; P < 0,01; S < 0,02. Małe stężenia siarki i fosforu są niezwykle ważne dla zachowania plastyczności żeliwa sferoidalnego.

Z żeliw sferoidalnych odlewa się elementy narażone na znaczne obciążenia (również zmienne), np. korpusy, obudowy, dźwignie, części napędów hydraulicznych, wrzeciona obrabiarek. Żeliwa 700-2 i 800-2 wykorzystuje się na wały korbowe, koła zębate, stoły pras, tuleje suwakowe, lemiesze pługów. Żeliwo sferoidalne zastępuje często staliwo, będąc materiałem tańszym i mającym szereg wymienionych już zalet związanych z obecnością grafitu.

Obróbka cieplna żeliw sferoidalnych jest podobna do obróbki żeliw szarych. Szczególnie korzystne właściwości osiąga się przez hartowanie izotermiczne nisko-stopowych żeliw sferoidalnych, co prowadzi do uzyskania osnowy bainitu i około 35% austenitu szczątkowego zamiast perlitu.

Żeliwo ciągliwe

Żeliwo to uzyskuje się przez wyżarzanie grafityzujące żeliwa białego podeutek-tycznego. W normie PN-92/H-83221 wyróżnia się 3 grupy żeliw ciągliwych:

- białe oznaczane literą W (z angielskiego White), - czarne oznaczane literą B (ang. Black), - perlityczne P. Po literze są liczby: dwie pierwsze oznaczają wytrzymałość na rozciąganie (mnożąc

przez 10 uzyskujemy wartość Rm w megapaskalach, liczba po myślniku określa wydłużenie A3 w procentach).

Aby uzyskać strukturę żeliwa ciągliwego białego, prowadzi się wyżarzanie gra-fityzujące odlewu obsypanego hematytem (Fe2O3) w temperaturze około 1000°C przez kilka dni! Podczas tak długiego wyżarzania odlewu następuje rozpad cementytu według reakcji: Fe3C → γ + grafit oraz odwęglenie powierzchni (utlenienie węgla). Po wyżarzaniu wierzchnia warstwa odlewu jest zbudowana tylko z ferrytu, głębiej pojawia się grafit o kształcie kłaczkowym otoczony ferrytem (przy chłodzeniu z piecem w zakresie 760 - 700°C), a przy szybszym chłodzeniu, także perlitem.

W normie są podane dwa gatunki żeliwa ciągliwego białego: W 35-04 stosowane na okucia budowlane (zamki, haki, wieszadła) i lepsze W38-12 (Am= 380 MPa, A3 = 12% dla średnicy odlewu 12 mm) wykorzystywane w przemyśle motoryzacyjnym. Żeliwo ciągliwe czarne i perlityczne otrzymuje się przez wyżarzanie odlewu z

żeliwa białego w ośrodku obojętnym (piasek) w temperatrze 950°C przez dwie doby. Żeliwo ciągliwe czarne powstaje przy bardzo wolnym studzeniu odlewu w zakresie 760 - 700°C, jego strukturę tworzą grafit kłaczkowy i ferryt. B30-06

i B35-10 to gatunki tej grupy żeliw stosowane na okucia budowlane, maszyny rolnicze, armaturę elektryczną (haki izolatorów, wsporniki przewodów) oraz w przemyśle motoryzacyjnym (piasty kół, dźwignie, obudowy przekładni).

Żeliwo ciągliwe perlityczne uzyskuje się, chłodząc odlew w powietrzu lub oleju. Chłodzenie w oleju prowadzi do powstania martenzytu. Zatem żeliwo ciągliwe czarne oprócz kłaczkowego grafitu (przypominającego prażoną kukurydzę) zawiera twardą osnowę perlityczną lub martenzytyczną. W normie wymienia się gatunki P45-06, P55-04, P65-02 stosowane w przemyśle motoryzacyjnym (obudowy, mosty, osłony, wały korbowe, korbowody). Żeliwo to zastępuje często odkuwki stalowe.

Żeliwo białe

Żeliwo białe nie zawiera grafitu. Znaczna ilość cementytu jest powodem dużej twardości (600 HB) i kruchości utrudniającej bardzo obróbkę skrawaniem. Żeliwo białe charakteryzuje się małą lejnością i dużym skurczem odlewniczym (≈ 2%) i z tych powodów jest stosowane głównie do wytwarzania żeliwa ciągliwego (patrz wy-żej). Wyjątkowym zastosowaniem żeliwa białego są bębny młynów i części maszyn do przeróbki kamieni.

Silną zależność struktury żeliwa od szybkości chłodzenia (rys. 5.6) wykorzystuje się przy odlewaniu walców. Skład jest tak dobrany, aby po skrzepnięciu powierzchnia walca miała strukturę żeliwa białego, strefa przejściowa żeliwa połowicznego (z udziałem cementytu i grafitu), a najwolniej stygnący rdzeń - strukturę żeliwa szarego.

Żeliwo stopowe

Istnieje kilkadziesiąt gatunków żeliw stopowych. Dodatki stopowe wprowadzane do żeliw umożliwiają wykorzystanie odlewów w szczególnych warunkach, wyma-gających np. odporności na korozję, odporności na ścieranie, żaroodporności. Pier-wiastki stopowe mogą ułatwiać (Si, Ni, P) lub utrudniać (Cr, V, Mo) grafityzację. Przy łącznej zawartości pierwiastków stopowych do 3% żeliwa określamy mianem niskostopowych, przy większej - wysokostopowych.

Najczęściej stosowanymi pierwiastkami stopowymi są: chrom, który zwiększa twardość, wytrzymałość i odporność na ścieranie, nikiel uodparniający żeliwo na działanie wysokiej temperatury, zapewniający także dużą udarność nawet w obniżonej temperaturze, molibden polepszający odporność na pełzanie i wytrzymałość, miedź poprawiająca Rm i Re , sprzyjająca powstawaniu osnowy perlitycznej i zapobiegająca tworzeniu ferrytu na granicy płatków grafitu, ma ona także korzystny wpływ na antykorozyjne właściwości żeliwa.

Z normy PN-88/H-83144 zaczerpnięto następujące przykłady żeliw stopowych: - ZlSi5Cr stosowane na odlewy żaroodporne i ognioodporne do temperatury

700°C (ruszty, retorty), zawierające 0,5-1% Cr, 4,5 - 6% Si, - ZsNi22 cechujące się odpornością na korozję i dużą udarnością, stosowane na

odlewy niemagnetyczne (osnowa austenityczna), zawierające 21 - 24% Ni, - ZIMoCr o dobrej odporności na ścieranie przy dobrej obrabialności, charaktery-

zujące się jednorodną strukturą na przekroju, zawiera 0,3 - 0,6% Mo, 0,2 - 0,5% Cr.

PODSUMOWANIE

Staliwo stosuje się wtedy, kiedy wyrób ma skomplikowany kształt i odlewanie ułatwi jego uzyskanie, a użycie żeliwa nie zapewni wymaganych właściwości mechanicznych. Pamiętajmy też, że struktura staliw jest bardziej izotropowa niż stali i żeliw. Żeliwo ma doskonałe właściwości odlewnicze i jest tanie. Należy więc wszędzie

tam, gdzie jest to możliwe, proponować odlew żeliwny, zwłaszcza że żeliwo sfero-idalne ma właściwości zbliżone do staliw i stali. Istnieje też spory wybór żeliw sto-powych.

PRZEBIEG ĆWICZENIA L

1. Obejrzeć pod mikroskopem nietrawiony zgład żeliwa szarego (próbki 5.1 - 5.4). Za pomocą okularu z podziałką zmierzyć wielkość grafitu w żeliwie i ocenić jego udział oraz rozkład. Narysować morfologię grafitu i ewentualnie rozpoznanych wtrąceń.

2. Zidentyfikować i narysować składniki struktury żeliwa białego podeutektycz- nego obserwowanego na trawionym zgładzie metalograficznym (próbka 5.5). Podać propozycje zastosowania takiego żeliwa

3. Narysować strukture próbki wyciętej z tulei cylindrowej silnika okrętowego odlanej żeliwa ZlCu1,4PVB (próbka 5.6). Skomentować udział i rozkład steadytu.

4. Rozpoznać, która próbka pochodzi z odlewu odlewu staliwnego. Opisać jej strukturę. Sprawozdanie powinno zawierać poprawne i właściwie opisane rysunki struktur

(wielkość, ilość i rozkład faz), krótką charakterystykę właściwości mechanicznych i odlewniczych obserwowanych materiałów, ich orientacyjny skład chemiczny oraz własne wnioski.


Blicharski M., Wstęp do inżynierii materiałowej, Warszawa, WNT 1998. Dobrzański L. A., Metaloznawstwo z podstawami nauki o materiałach, wyd. 4,

Warszawa, WNT 1998. Przybyłowicz K., Metaloznawstwo, wyd. 6, Warszawa, WNT 1999.

Ćwiczenie 6

Miedź i jej stopy

CEL ĆWICZENIA

Celem ćwiczenia jest poznanie właściwości i zastosowania miedzi oraz niektó-rych jej stopów.

NIEZBĘDNE WIADOMOŚCI .

Miedź, jej właściwości i zastosowanie

Miedź jest metalem krystalizującym w układzie regularnym ściennie centrowa-nym (typu Al) o temperaturze topnienia 1083°C i o gęstości większej od żelaza, wynoszącej 8,9 g/cm3. Ma niski poziom właściwości wytrzymałościowych i dobre właściwości plastyczne. Jej orientacyjne właściwości mechaniczne to: granica pla-styczności Re 60 MPa, wytrzymałość na rozciąganie Rm 230 MPa i twardość 30 HB, wydłużenie A10 50% i przewężenie Z 90%. Umocnić czystą miedź można jedynie w wyniku zgniotu. Po 60-procentowym zgniocie Re i Rm wzrastają do około 400 MPa, a twardość do ponad 100 HB. Natomiast właściwości plastyczne po zgniocie ulegają pogorszeniu. Na pogorszenie właściwości plastycznych ma także wpływ zanieczysz-czenie innymi pierwiastkami, takimi jak antymon, arsen, bizmut, fosfor, ołów i tlen.

Miedź ma największą po srebrze przewodność elektryczną oraz bardzo dobrą przewodność cieplną. Przewodność elektryczna zależy od czystości miedzi. Najsilniej zmniejszają ją zanieczyszczenia fosforem, krzemem i żelazem. Do zalet miedzi należy również jej dobra odporność na korozję. Jest ona prawie całkowicie odporna na działanie wody morskiej, gorsza jest jej odporność na zwykłą wodę, zawierającą dwutlenek węgla i tlen. W wyniku działania wilgotnego powietrza na powierzchni miedzi tworzy się warstwa patyny, która jest zasadowym węglanem miedzi i chroni ją w pewnym stopniu przed dalszą korozją. Miedź nie jest natomiast odporna na działanie atmosfery przemysłowej zawierającej dwutlenek siarki, gdyż tworząca się warstwa zasadowego siarczanu miedzi nie chroni przed korozją.

Zastosowanie miedzi technicznie czystej zależy od ilości zawartych w niej zanie-czyszczeń, W normie produkowane w Polsce gatunki miedzi dzieli się zależnie od czystości oraz sposobu wytwarzania: od najczystszej 99,99% do 99,0%. Miedź o największej czystości ze względu na jej bardzo dobrą przewodność elektryczną sto-

suje się w elektronice, a o nieco gorszej czystości, około 99,9%, na przewody elek-trotechniczne. Z gatunków o mniejszej czystości wykonuje się w przemyśle che-micznym i energetyce cieplnej części skraplaczy, wymienników cieplnych, chłodnic, a także pokrycia dachów zabytkowych budowli, urządzenia pracujące w obniżonej temperaturze.

Miedź bardzo często jest wykorzystywana jako dodatek stopowy do niektórych stali, staliw i żeliw oraz do stopów aluminium, cynku, stopów łożyskowych i do stopów złota i srebra. Jest również składnikiem wielu materiałów spiekanych. Jednak najszersze zastosowanie znalazła miedź jako składnik podstawowy stopów technicznych.

Stopy miedzi

Stopy miedzi są po stalach i stopach lekkich najczęściej stosowanymi stopami technicznymi. Większość tych stopów można podzielić ze względu na strukturę na dwie grupy:

- stopy o jednofazowej strukturze roztworu stałego na bazie miedzi (w przypadku mniejszych zawartości dodatku stopowego) lub ciągłego roztworu stałego (w sto pach z niklem, manganem, złotem, platyną i palladem),

- stopy o strukturze dwu- lub wielofazowej przy większych zawartościach do datku stopowego.

Stopy o strukturze roztworu stałego mają dobre właściwości plastyczne i dzięki temu mogą być obrabiane plastycznie na zimno, natomiast stopy dwu- i wielofazowe są stosowane w stanie lanym, a rzadziej obrabiane plastycznie na gorąco.

Najważniejsze stopy miedzi to mosiądze i brązy zawierające następujące pod-stawowe dodatki stopowe:

- mosiądze do 45% cynku, - brązy cynowe do 11% cyny, - brązy aluminiowe do 10% aluminium - brązy niklowe (zwane miedzioniklami) do 40% niklu, - brązy ołowiowe do 35% ołowiu, - brązy manganowe do 14% manganu - brązy krzemowe do % krzemu, - brązy berylowe do 2,5 berylu

Mosiądze

Mosiądze są najbardziej rozpowszechnionymi stopami miedzi. Cynk, który jest tańszy od miedzi obniża cenę stopu. Mosiądze zawierają od kilku do 45% cynku oraz mogą zawierać dodatek jednego lub kilku pierwiastków w ilości od 0,5 do 5%: ołowiu, manganu, aluminium, żelaza, krzemu i niklu, zgodnie z wykresem równo-

wagi (rys. 6.1) ze względu na strukturę mosiądze można podzielić na dwie grupy: mosiądze o strukturze α zawierające do 38% cynku oraz o strukturze α+β’ zawie-rające od 38 do 45% cynku.

Rys. 6.1. Układ równowagi miedź - cynk

Faza α jest roztworem cynku w miedzi o sieci regularnej ściennie centrowanej (Al). Rozpuszczalność cynku w roztworze α zwiększa się od 32% w temperaturze 902°C do 38% w 400°C. W związku z tym mosiądze o zawartości 32 - 38% Zn (czyli o strukturze α) bezpośrednio po zakrzepnięciu mają strukturę dwufazową α + β i podczas chłodzenia faza β całkowicie rozpuszcza się w roztworze α. Faza β jest roztworem stałym na bazie fazy międzymetalicznej CuZn i krystalizuje w ukła-dzie regularnym przestrzennie centrowanym (A2). Ułożenie atomów cynku i miedzi jest nieuporządkowane, tzn. atomy każdego z tych pierwiastków mogą zajmować dowolne położenie w sieci krystalicznej. Podczas chłodzenia, w temperaturze około 450°C, faza β ulega uporządkowaniu, tworząc fazę β', która jest uporządkowanym roztworem stałym. Uporządkowanie polega na zajmowaniu przez atom cynku cen-tralnego położenia w sieci krystalicznej. Przemiana nieporządek → porządek zawsze prowadzi do polepszenia właściwości wytrzymałościowych i pogorszenia plastycz-

nych. Faza β, mająca mniejszą twardość niż faza α w tej samej temperaturze, pod-czas chłodzenia przemienia się w twardą i kruchą fazę β'. Ze względu na dużą kru-chość nie stosuje się mosiądzów o jednofazowej strukturze β'.

Mosiądze, podobnie jak miedź, mają dobrą odporność na korozję, szczególnie w wodzie morskiej. Elementy mosiężne można łatwo łączyć za pomocą lutowania miękkiego (lutami cynowymi), twardego (lutami srebrnymi) oraz spawania gazowe-go.

Mosiądze do obróbki plastycznej na zimno

Mosiądze przeznaczone do obróbki plastycznej na zimno zawierają od 4% do 38% cynku i mają strukturę roztworu stałego α (rys. 6.2). Wraz ze wzrostem za-wartości cynku w mosiądzu wzrasta jego twardość od 40 HB (4% Zn) do 56 HB (20% Zn). Dalszy wzrost zawartości cynku do 38% nie wpływa już na zmianę twar-dości. Podobnie dzieje się z granicą plastyczności Re (wzrost odpowiednio od 70 MPa do 100 MPa) i wytrzymałością na rozciąganie Rm (wzrost od 230 do 320 MPa). Natomiast wydłużenie A zmienia się w inny sposób. Początkowo ze wzrostem udziału cynku zmniejsza się, a następnie (od 16% Zn) wzrasta i uzyskuje maksimum przy zawartości 32% cynku. Wydłużenie A10 osiąga wówczas wartość 67%, większą niż dla czystej miedzi. Z tego względu mosiądze o tej zawartości cynku mają najlep-szą tłoczność.

Obróbka plastyczna na zimno powoduje umocnienie materiału, tzn. polepszają się właściwości wytrzymałościowe a, pogarszają plastyczne. I tak np. dla mosiądzu o zawartości 37% cynku wraz ze wzrostem stopnia zgniotu od 0 do 80% twardość wzrasta z 56 HB do 180 HB, granica plastyczności Re, ze 100 MPa do 700 MPa i wytrzymałość na rozciąganie Rm z 320 MPa do 750 MPa, a wydłużenie Al0 zmniejsza się z 63% do 5% (rys. 6.3). Umocnienie jest spowodowane wzrostem gęstości dyslokacji zachodzącym podczas odkształcenia materiału. Gdy dyslokacji jest dużo, blokują się wzajemnie i utrudniają przemieszczanie się, a tym samym powodują wzrost naprężenia koniecznego do odkształcenia materiału.

Mosiądze oznacza się w dwojaki sposób: znakiem lub cechą. Znak mosiądzu tworzy się za pomocą symboli chemicznych. Pierwszym symbolem jest symbol chemiczny metalu zasadni-czego, czyli w przypadku mosiądzów jest to miedź. Następnie podaje się w kolejności malejącej zawartości symbole poszczególnych składników stopowych wraz z ich procentowym udziałem. Na przykład, mosiądz o znaku CuZn40Mnl,5 zawiera oprócz 40% cynku dodatkowo 1,5% manganu. W przypadku mosiądzów o większej ilości

Rys. 6.3. Wpływ stopnia zgniotu na właściwości mechaniczne mosiądzu o zawartości 37% cynku dodatków stopowych znak taki jest niewygodny w użyciu i dlatego oprócz znaku gatunek mosiądzu oznacza się za pomocą cechy. Składa się ona z litery M i liczby oznaczającej procentową zawartość miedzi. Jeśli mosiądz jest stopem wieloskładnikowym, pomiędzy literę M i liczbę wstawia się symbol najważniejszego po cynku składnika. I tak, mosiądz o znaku CuZn40Mnl,5 ma cechę MM58.-

W normie PN-92/H-87025 rozróżnia się 23 gatunki mosiądzów do obróbki plastycznej, z których 14 jest przeznaczonych do obróbki plastycznej na zimno. Wśród nich jest 10 mosiądzów dwuskładnikowych, tzn. składających się tylko z miedzi i cynku. Pozostałe zawierają dodatkowo takie składniki stopowe, jak ołów, mangan, żelazo, aluminium, cyna, krzem i nikiel. Ołów poprawia skrawalność, lecz przy zawartościach większych niż 2% pogarsza właściwości tak plastyczne, jak i wytrzymałościowe. Mangan oraz aluminium i żelazo, z którymi mangan zazwyczaj jest dodawany, zwiększają granicę plastyczności i wydłużenie. Żelazo dodatkowo wpływa

na rozdrobnienie ziarna. Nikiel natomiast zwiększa wydłużenie, udarność i wytrzymałość w podwyższonej temperaturze.

Mosiądze do obróbki plastycznej na zimno są wyrabiane w postaci taśm, pła-skowników, blach, drutów, prętów lub rur. Z tych półwyrobów mosiężnych o za-wartości cynku do 15% (np. M95, M90, M85) wykonuje się rurki włoskowate, rurki chłodnic, wężownice, membrany manometrowe, łuski amunicji małokalibrowej; z mosiądzów średniocynkowych (15 - 30% Zn), takich jak MA77 czy M70, rury do skraplaczy, wyroby otrzymywane przez precyzyjne głębokie tłoczenie, np. łuski armatnie, wyroby artystyczne. Mosiądze o zawartościach cynku 30-38% stosuje się na części obrabiane plastycznie, które następnie są poddawane skrawaniu, np. części zegarów, nity, nakrętki do szprych rowerowych, a także rury do chłodnic samochodowych.

Mosiądze do obróbki plastycznej na gorąco

Mosiądzów o większej zawartości cynku niż 38% nie można obrabiać plastycz-nie na zimno. Mają one strukturę dwufazową a + β' (rys. 6.4).

Ze względu na obecność kruchej fazy β' twardość wzrasta do około 80 HB, wy-trzymałość na rozciąganie Rm do 500 MPa, natomiast granica plastyczności tylko

nieznacznie się zwiększa, a właściwości plastyczne drastycznie maleją: wydłużenie spada poniżej 20%. Natomiast po podgrzaniu do temperatury powyżej 454°C (tem-peratura przemiany porządek → nieporządek) zamiast fazy β' pojawia się faza β, której twardość jest mniejsza niż fazy α. Mosiądz o takiej strukturze bardzo łatwo obrabia się plastycznie.

Mosiądzami przeznaczonymi do obróbki plastycznej na gorąco są np. M60, MO58, MA58. Są one dostarczane w postaci takich samych półwyrobów jak mo-siądze do przeróbki plastycznej na zimno. Wykonuje się z nich za pomocą obróbki plastycznej różne odkuwki precyzyjne, np. śruby z wygniatanym gwintem, a także części obrabiane skrawaniem po obróbce plastycznej. Z mosiądzu MA58 wykonuje się części odporne na ścieranie lub silnie obciążone statycznie.

Mosiądze odlewnicze

Mosiądze odlewnicze mają, podobnie jak mosiądze przeznaczone do obróbki pla-stycznej na gorąco, strukturę dwufazową α + β. Różni się ona jednak kształtem zia-ren ze względu na krzepnięcie dendrytyczne po odlaniu (rys. 6.5). Dendryty są to kryształy o najczęściej wydłużonym lub przestrzennie rozbudowanym kształcie; kry-stalizują w cieczy, krzepnąc jako pierwsza faza stała. Bardzo często ich skład od-biega od równowagowego i prowadzi do segregacji chemicznej, co pogarsza właści-wości odlewu.

Wytrzymałość na rozciąganie mosiądzów odlewniczych jest nieco mniejsza niż mosiądzów o strukturze α + β' przerobionych plastycznie i mieści się w granicach 300-500 MPa przy wydłużeniu A10 w granicach 5 - 20% i twardości 70 - 120 HB.

Wszystkie mosiądze odlewnicze są stopami wieloskładnikowymi. Oprócz cynku zawierają również ołów, mangan, aluminium, żelazo i krzem. Zawartość tych dodat-ków jest większa niż w mosiądzach do obróbki plastycznej. W przypadku zbyt dużej zawartości dodatku stopowego oprócz faz α i β.' możliwe jest pojawienie się dodat-kowej fazy, której obecność negatywnie wpływa na właściwości stopu. System oznaczania gatunków jest identyczny we wszystkich grupach mosiądzów i np. mo-siądz odlewniczy MM47 jest mosiądzem manganowo-olowiowo-żelazowym o znaku CuZn43Mn4Pb3Fe.

Mosiądze odznaczają się dobrą lejnością, osiągającą maksimum dla zawartości 38% Zn. Dobra lejność oznacza, że płynny metal dobrze wypełnia małe przekroje formy. Odlewy z mosiądzów stosuje się na wiele części maszyn, np. obudowy, czę-ści trące w budowie silników i maszyn narażone na ścieranie, łożyska ślizgowe. Dzięki temu, że odlewy są zwarte, nie zawierają porów, z mosiądzów można wyko-nywać na armaturę hydrauliczną i gazową, a dzięki odporności korozyjnej znajdują zastosowanie w przemyśle okrętowym.

Obróbka cieplna mosiądzów

Mosiądze poddaje się następującym zabiegom obróbki cieplnej: wyżarzaniu ujednorodniającemu, rekrystalizującemu i odprężającemu.

Najczęściej stosuje się wyżarzanie rekrystalizujące. Poddaje się mu mosiądze o strukturze a obrabiane plastycznie na zimno. Celem tego wyżarzania jest usunięcie umocnienia spowodowanego zgniotem i umożliwienie ewentualnej dalszej obróbki plastycznej. Temperatura wyżarzania zależy od gatunku mosiądzu i stopnia zgniotu i wynosi od 450cC (dla dużego stopnia zgniotu) do 650°C. Czas i temperatura wyżarzania muszą być tak dobrane, by nie nastąpił rozrost ziaren pogarszający podatność mosiądzu na dalszą obróbkę plastyczną. Rozrost ziaren szczególnie łatwo zachodzi w przypadku małego stopnia zgniotu.

Mosiądze poddane obróbce plastycznej na zimno i nierekrystalizowane powinno się wyżarzać odprężające. Celem tego wyżarzania jest zmniejszenie w materiale na-prężeń wewnętrznych, które mogą być przyczyną korozji naprężeniowej. Wyżarza-nie prowadzi się w temperaturze 200 - 300°C, zależnie od gatunku i stopnia zgniotu w czasie do kilkunastu godzin. Warunki wyżarzania muszą być tak dobrane, by nie zaszła rekrystalizacja materiału, co prowadziłoby do niepożądanego zmniejszenia umocnienia.

Naprężenia wewnętrzne mogą się czasem pojawić także w odlewach i wtedy również stosuje się wyżarzanie odprężające.

Korozja mosiądzów

Mosiądze wykazują dodrą odporność na korozję atmosferyczną oraz w środowisku wody morskiej i wodociągowej, ulegają natomiast korozji naprężeniowej i od-cynkowaniu.

Korozja naprężeniowa, zwana pękaniem sezonowym, polega na nagłym pękaniu, bez widocznego powodu, zazwyczaj wzdłuż granic ziaren. Przyczyną tej korozji jest działanie dwóch czynników: naprężeń w materiale oraz korozyjnego środowiska. Naprężenia mogą występować po obróbce plastycznej na zimno jako naprężenia własne lub wskutek działania sił zewnętrznych podczas pracy elementu. Najbardziej niebezpiecznym środowiskiem jest amoniak lub jego pary.

Odcynkowanie jest rodzajem korozji elektrochemicznej. Gdy mosiądz znajdzie się w elektrolicie (zawierającym szczególnie chlor), jego oba składniki - miedź i cynk -przechodzą do roztworu, z którego następnie wydziela się miedź w postaci gąbczastej. Po wytrąceniu miedzi korozja ulega przyspieszeniu, nie jest ona jednak widoczna, gdyż nie następuje zmiana kształtu przedmiotu. W wyniku korozji właściwości wytrzymałościowe gwałtownie się pogarszają. Korozji podlegają głównie mosiądze dwufazowe, w których rozpuszczeniu ulega faza β' z jednofazowych tylko zawierające więcej niż 20% cynku. Odcynkowanie może zachodzić również miejscowo i korozja ta przyjmuje postać wżerową.

Odporność mosiądzów na korozję zwiększają takie pierwiastki, jak aluminium, arsen, nikiel i cyna.

Brązy cynowe

Stopy miedzi z cyną nazywa się brązami cynowymi. Są to najstarsze stopy sto-sowane przez człowieka i do dzisiaj nie straciły znaczenia. Ich cena jest wyższa niż mosiądzów ze względu na cenę cyny, która jest droższa od cynku i miedzi. Dla ob-niżenia kosztu brązu część cyny zastępuje się czasem cynkiem. Stopy takie nazywano dawniej spiżami, a obecnie brązami cynowo-cynkowymi.

Brązy cynowe zawierają od 1 do 11% cyny, mogą także występować dodatki takich pierwiastków, jak cynk, ołów, mangan i fosfor w ilości od dziesiętnych do kilku procent. Ze względu na strukturę (rys. 6.6) można je podzielić na dwie grupy: brązy o strukturze roztworu stałego α, zawierające do 7% cyny, oraz o strukturze α + eu-tektoid (α + δ), zawierające powyżej 7% cyny. Roztwór a jest roztworem stałym cyny w miedzi. Eutektoid jest mieszaniną roztworu α i fazy δ. Faza δ jest roztworem starym na bazie fazy międzymetalicznej o wzorze Cu31Sn8. Faza δ ma twardość dużo większą (około 300 HB) niż roztwór a (70 - 110 HB). Według wykresu równowagi eutektoid ten nie powinien występować, lecz z powodu niejednorodności składu chemicznego po odlaniu występuje on już przy mniejszych zawartościach cyny.

Brązy cynowe do obróbki plastycznej na zimno

Brązy cynowe do obróbki plastycznej na zimno mają strukturę roztworu stałego α i zawierają od 2 do 8% cyny. Ze wzrostem zawartości cyny od 2 do 8% twardość brązów się zwiększa od 60 HB do 100 HB (rys. 6.7). Podobnie się zmienia granica plastyczności i wytrzymałość na rozciąganie: Re wzrasta od 100 do 160 MPa, a Rm od 300 do 400 MPa. Wzrasta też wydłużenie Al0 z 50% do ponad 70%, co jest zja-wiskiem nietypowym.

W wyniku zgniotu na zimno brązy silnie się umacniają. Ich granica plastyczności oraz wytrzymałość na rozciąganie wzrastają po 60-procentowym odkształceniu do około 750 MPa, a twardość do 150 HB. Wydłużenie, przewężenie i udarność gwał-townie się zmniejszają już po 20-procentowym zgniocie i np. wydłużenie Al0 osiąga wartość zaledwie 10%.

System oznaczania brązów jest po-dobny do oznaczeń mosiądzów. Znak brązu tworzy się identycznie: na po-czątku występuje symbol chemiczny metalu zasadniczego, następnie sym-bole dodatków stopowych w kolejności malejącej zawartości wraz z liczbą mówiącą o średniej zawartości tego pierwiastka. Cecha brązu cynowego składa się z litery B oznaczającej brąz oraz liczby wskazującej na procentową zawartość cyny. W przypadku brązów zawierających także ołów i cynk kolej-ne liczby oznaczają zawartość tych pierwiastków. Zgodnie z tymi oznacze-niami brąz cynowy CuSn4Pb4Zn3 ma cechę B443.

Według normy PN-92/H-87050 brązami cynowymi przeznaczonymi do

obróbki plastycznej na zimno są, oprócz wymienionego wcześniej brązu wieloskładnikowego B443; brązy dwuskładnikowe CuSn2 (B2), CuSn4 (B4), CuSn6 (B6) i CuSn8 (B8). Wszystkie one są produkowane w postaci blach, pasów, taśm, rur, drutów i prętów. Wytwarza się z nich rurki i sprężyny manometryczne, membrany, sita, śruby, giętkie węże, połączenia wtykowe, elementy przyrządów kontrolnych i pomiarowych oraz części dla przemysłu chemicznego i precyzyjnego. Brąz B443 dodatkowo ma większą odporność na ścieranie i z tego względu stosuje się go na elementy ślizgowe. Brązy nadają się do łączenia przez lutowanie i spawanie.

Odlewnicze brązy cynowe

Odlewnicze brązy cynowe mają strukturę składającą się z roztworu stałego α i eutektoidu (α+δ) (rys. 6.8). Zawierają one 9 -11% cyny. Obecność eutektoidu zawierającego twardą fazę δ zwiększa jego kruchość, co uniemożliwia obróbkę pla-styczną na zimno tych brązów.

Brązy cynowe są dobrym materiałem odlewniczym. Mają mały skurcz odlewniczy (poniżej 1%) i dobrą lejność. Pewną wadą tych brązów jest to, że odlewy nie mają ścisłej budowy, zawierają rzadzizny i pory skurczowe rozsiane w całej objętości stopu. Inną wadą jest skłonność do silnej segregacji dendrytycznej, a także do segregacji strefowej polegającej na tym, że zawartość cyny w strefie zewnętrznej wlewka jest większa niż w jego części środkowej. W brązach może też wystąpić segregacja ciężarowa związana z różnicą gęstości miedzi i cyny (gęstość miedzi 8,9 g/cm3, cyny 7,3 g/cm3).

Wytrzymałość brązów odlewniczych bezpośrednio po odlaniu jest mniejsza niż

brązów do obróbki plastycznej mimo większej zawartości dodatków stopowych. Wyższy poziom właściwości wytrzymałościowych uzyskuje się po obróbce cieplnej.

Wśród brązów odlewniczych zawartych w PN-91/H-87026 tylko jeden jest brą-zem dwuskładnikowym. Jest to brąz B10 (CuSn10) zawierający 10% cyny. W skład pozostałych brązów oprócz cyny wchodzą takie dodatki stopowe, jak ołów, cynk, nikiel lub fosfor. Fosfor i ołów polepszają w dużym stopniu odporność na ścieranie, sam ołów polepsza dodatkowo lejność brązów, ale pogarsza nieco właściwości wy-trzymałościowe.

Brązy odlewnicze stosuje się na części maszyn narażone na ścieranie, np. na pa-newki, napędy, łożyska, ślimacznice, pierścienie uszczelniające, a także na części narażone na korozję stosowane w przemyśle chemicznym, papierniczym i okręto-wym. Dodatkowo brązy te są odporne na działanie podwyższonej temperatury, około 200 - 300°C.

Obróbka cieplna brązów cynowych

Brązy cynowe są poddawane wyżarzaniu rekrystalizującemu i ujednorodniają-cemu.

Wyżarzanie rekrystalizujące stosuje się - podobnie jak w przypadku mosiądzów - do stopów o strukturze α przerobionych plastycznie na zimno. Celem tego wyża-rzania jest odzyskanie pogorszonych wskutek zgniotu właściwości plastycznych, co umożliwi dalszą obróbkę plastyczną. Wyżarzanie to prowadzi się w temperaturze od 500°C do 650°C w zależności od składu chemicznego i stopnia zgniotu w czasie około 1 h.

Wyżarzaniu ujednoradniającemu poddaje się przede wszystkim brązy odlewnicze, a prowadzi sieje w temperaturze 650 - 750°C w czasie od kilku do kilkunastu godzin. Wyżarzanie to ma na celu wyrównanie składu chemicznego i struktury w całym przekroju materiału, niejednorodnego z powodu silnej segregacji chemicznej odlewów. Niektóre z brązów (np. brązy aluminiowe) można obrabiać cieplnie w sposób typowy dla stali, tzn. można przeprowadzać hartowanie i odpuszczanie. Temperatura hartowania waha się w pobliżu 700°C, odpuszczanie prowadzi się w około 300°C. Po takiej obróbce cieplnej właściwości wytrzymałościowe wyraźnie wzrastają.

PRZEBIEG ĆWICZENIA

1. Obejrzeć struktury. 2. Skorelować obserwowane struktury z wykresami równowagi. 3. Ocenić wpływ składu chemicznego i fazowego na właściwości mechaniczne

stopów. 4. Ocenić wpływ obróbki plastycznej i cieplnej na właściwości mechaniczne sto-

pów. 5. Narysować i opisać obserwowane struktury.



Przybyłowicz K., Metaloznawstwo, wyd. 6, Warszawa, WNT 1999. Wesołowski K., Metaloznawstwo, Warszawa, WNT 1969.

Ćwiczenie 7

Stopy lekkie

CEL ĆWICZENIA

Celem ćwiczenia jest poznanie metali lekkich i ich stopów, zapoznanie się z ich właściwościami, zastosowaniem, strukturami i obróbką cieplną.


Metale lekkie

Do lekkich zalicza się metale o małej gęstości, parokrotnie mniejszej niż gęstość żelaza. Należą do nich aluminium, beryl, magnez i lit. Największe zastosowanie znalazły stopy na bazie aluminium i magnezu.

Aluminium, jego właściwości i zastosowanie

Aluminium jest metalem krystalizującym w układzie regularnym ściennie cen-trowanym (typu Al) o dosyć niskiej temperaturze topnienia, wynoszącej 660°C. Gę-stość aluminium jest trzykrotnie mniejsza niż żelaza i wynosi 2,7 Mg/m3.Właściwo-ści wytrzymałościowe czystego aluminium są niewielkie, ale ma ono dobre właści-wości plastyczne: granica plastyczności Rc osiąga około 35 MPa, wytrzymałość na rozciąganie Rm około 110 MPa, twardość do 25 HB, wydłużenie Al0 około 45% i przewężenie Z około 95%. W wyniku 50-procentowego zgniotu na zimno granica plastyczności i wytrzymałość na rozciąganie wzrastają odpowiednio do 130 i 150 MPa, wydłużenie natomiast zmniejsza się do 10%. Przewodność elektryczna i ciepl-na aluminium jest duża, jednak około dwukrotnie gorsza niż miedzi.

Aluminium ulega samorzutnej pasywacji polegającej na tworzeniu się na po-wierzchni cienkiej, lecz bardzo szczelnej i silnie przylegającej do metalu warstwy tlenku A12O3. Warstwa ta, nierozpuszczalna w wodzie, nie przepuszcza atomów tle-nu i chroni metal przed dalszym utlenianiem. Szybkość tworzenia się tej warstewki jest tak duża, że praktycznie powierzchnia aluminium nigdy nie jest metaliczna.

Oprócz odporności na utlenianie aluminium jest też odporne na działanie stężo-nego kwasu azotowego i suchych gazów, takich jak amoniak, chlor, dwutlenek wę-gla i dwutlenek siarki. Nieodporne jest natomiast na działanie wodorotlenków sodu, potasu i wapnia oraz kwasów beztlenowych (fluorowowodorowego i solnego).

Zastosowanie aluminium zależy od jego czystości. W normie PN-79/H-82160 rozróżnia się 8 gatunków aluminium o różnej czystości. Najczystsze gatunki uzy-skane dzięki rafinacji - o czystości 99,99 i 99,95% (oznaczane AR1 i AR2) - sto-suje się do budowy specjalnej aparatury chemicznej, na wyroby elektrotechniczne i elektroniczne. Aluminium hutnicze o czystości 99,8 i 99,7 (cecha A00 i AO) wyko-rzystuje się do produkcji folii, na części aparatury chemicznej oraz do platerowania. Wyroby ogólnego przeznaczenia produkuje się z aluminium o najmniejszej czystości 99,9 i 99% (cecha Al i A2). Ze specjalnych gatunków A0E i A1E o czystości 99,7 i 99,5% wykonuje się przewody elektryczne.

Oznaczenie gatunków aluminium według normy PN-EN-573 jest zgodne z ozna-czeniami stosowanymi w Unii Europejskiej i składa się z liter EN AW i czterech^ cyfr. Litera A oznacza podstawowy składnik, którym jest aluminium, W oznacza materiał do przeróbki plastycznej. Pierwszą cyfrą jest 1, oznacza ona czyste alumi-nium, tzn. minimum 99,00% Al, dwie ostatnie określają czystość i odpowiadają pierwszym dwóm cyfrom po przecinku. Jeśli w oznaczeniu na drugim miejscu jest zero, oznacza to, że granice zawartości poszczególnych zanieczyszczeń są typowe, a występujące tam cyfry od 1 do 9 wskazują na szczególną kontrolę jednego lub więcej pojedynczych zanieczyszczeń. Dodatkowo dopuszcza się oznaczenie czystości w nawiasach kwadratowych, np. aluminium o największej czystości oznacza się EN AW - 1199 [Al 99,99], a o najmniejszej EN AW - 1070 [Al 99,7]. Jeśli w aluminium występuje niewielki dodatek jakiegoś pierwiastka, to jego symbol chemicznym umieszcza się w nawiasie: EN AW - 1100 [Al 99,0Cu].

Magnez, jego właściwości i zastosowanie

Magnez jest metalem lżejszym od aluminium. Jego gęstość wynosi 1,74 Mg/m3. Krystalizuje w układzie heksagonalnym zwartym. Temperatura topnienia i właści-wości wytrzymałościowe magnezu są prawie identyczne z temperaturą topnienia i właściwościami aluminium, magnez ma jednak dużo gorsze właściwości plastyczne (np. wydłużenie Al0 tylko 7%).

Magnez odznacza się dużą aktywnością chemiczną. W wilgotnym powietrzu i w wielu roztworach wodnych pokrywa się warstewką porowatego wodorotlenku, która ze względu na brak szczelności nie chroni metalu przed dalszą korozją. Ma-gnez nagrzany do wysokiej temperatury gwałtownie łączy się z tlenem i tworzy tle-nek MgO. Nie jest też odporny na działanie kwasów i wielu związków chemicznych.

Zastosowanie czystego magnezu jest niewielkie, jedynie w przemyśle chemicz-nym. Głównie jest wykorzystywany do wyrobu stopów o osnowie magnezowej lub jako dodatek stopowy do stopów aluminium, miedzi, niklu i innych. W normie PN-79/H-82161 rozróżnia się dwa gatunki magnezu: o czystości 99,9% i 99,95%.

Stopy lekkie

Stopy aluminium do obróbki plastycznej

Głównym dodatkiem stopowym stopów aluminium przeznaczonych do obróbki plastycznej na zimno i na gorąco są miedź, magnez, mangan, cynk lub od niedawna także lit. Dodatkowo w mniejszych ilościach mogą występować nikiel, żelazo, chrom, tytan i krzem. Wszystkie te dodatki zwiększają właściwości wytrzymało-ściowe stopów, głównie przez tworzenie w strukturze roztworu stałego twardych wydzieleń faz międzymetalicznych. Większość z tych dodatków, takich jak miedź, krzem, magnez, cynk i mangan, rozpuszcza się w aluminium, tworząc ograniczony roztwór stały. W roztworze takim wraz ze spadkiem temperatury znacznie zmniejsza się rozpuszczalność danego pierwiastka, często od kilku procent w podwyższonej temperaturze do setnych części procentu w temperaturze pokojowej, a pierwiastek ten wydziela się w postaci fazy międzymetalicznej.

Według normy PN-79/H-88026 stopy aluminium do obróbki plastycznej oznacza się literami PA i liczbą, która określa gatunek stopu. Natomiast w nowej normie PN-EN 573 oznacza się te stopy zgodnie z normami europejskimi. Oznaczenie skła-da się, podobnie jak w przypadku czystego aluminium, z liter EN AW i czterech cyfr. Stopy są pogrupowane według głównego dodatku stopowego i pierwsza cyfra decyduje o danej grupie: stopy z miedzią - 2xxx, z manganem - 3xxx, z krzemem -4xxx, z magnezem - 5xxx, z magnezem i krzemem - 6xxx, z cynkiem - 7xxx, z in-nymi dodatkami - 8xxx. Druga cyfra wskazuje na wersję stopu: 0 - stop oryginalny, 1 - 9 różne wersje. Ostatnie dwie cyfry służą do identyfikacji różnych stopów. Po-dobnie jak w przypadku aluminium można stosować dodatkowe oznaczenie śfopu z użyciem symboli chemicznych, np. EN AW-6061 [Al MglSiCu] lub EN AW-2014 [Al Cu4SiMg]. Kolejność symboli zależy od udziału danego pierwiastka w stopie, liczby oznaczają jego procentowy udział.

Stopy aluminium do obróbki plastycznej są szeroko wykorzystywane na elementy konstrukcji lotniczych, samochodowych, okrętowych, elementy budowlane, w urzą-dzeniach przemysłu chemicznego i spożywczego, na przewody elektryczne.

Duraluminium

Duraluminium lub dural są handlowymi nazwami stopów aluminium z miedzią. Nazwa pochodzi od francuskiego słowa dur, które znaczy twardy. Duraluminium jest zatem „twardym aluminium". Poza miedzią, której zawartość w zależności od gatunku wynosi 2 - 4,9%, w duraluminium występuje też magnez (0,3 - 1,8%) i mangan (0,4 - 1,1%). Według dotychczasowych oznaczeń były to stopy od PA6 do PA8 i od PA21 do PA25, według nowych - stopy z serii 2xxx.

cach ziaren w niewielkim stopniu zwiększają wytrzymałość stopu. Większą wytrzymałość na rozciąganie i twardość uzyskuje się dzięki obróbce cieplnej, która nazywa się utwardzaniem dyspersyjnym.

Najpopularniejszym dura-luminium jest [AlCu4 Mgl], oznaczone jako PA6, zawie-rające od 3,8 do 4,8% miedzi, do 1,1% magnezu i do 1,0% manganu.

Zgodnie z układem równo-wagi Al - Cu (rys. 7.1) stop ten ma strukturę roztworu stałego αmiedzi w aluminium oraz fazy Θ, która jest fazą międzymetaliczną o wzorze CuAl2. Faza ta wydziela się wtórnie na granicach ziaren roztworu a wskutek zmniejszania się rozpuszczalności miedzi w aluminium od 5,7% w temperaturze 548°C do 0,1 % w temperaturze 20°C. Ze względu na tę minimalną roz-puszczalność miedzi roztwór a ma właściwie takie same wła-ściwości jak czyste aluminium, wydzielenia fazy Θ na grani-

Utwardzanie wydzieleniowe duraluminium

Utwardzanie wydzieleniowe lub inaczej dyspersyjne polega na umocnieniu roz-tworu stałego przez dyspersyjne (bardzo drobne) wydzielenia faz międzymetalicz-nych. Im drobniejsze wydzielenia, a tym samym mniejsze odległości między nimi, tym bardziej jest utrudniony ruch dyslokacji i dzięki temu wzrasta poziom właści-wości wytrzymałościowych.

Utwardzanie wydzieleniowe składa się z dwóch zabiegów: przesycania i starzenia (rys. 7.2). Przesycanie jest obróbką cieplną zaburzającą stan równowagi stopu. Dur-aluminium nagrzewa się do temperatury 500 - 520°C, w której uzyskuje się jedno-rodną strukturę roztworu stałego α dzięki całkowitemu rozpuszczeniu miedzi w aluminium. Po wygrzaniu stop chłodzi się szybko w wodzie. Krótki czas chłodzę-

nia nie pozwala na wydzielenie się fazy międzymetalicznej Θ i cała miedź pozostaje w roztworze stałym α. Roztwór taki nazywa się roztworem przesyconym, czyli zawierającym więcej pierwiastka rozpuszczonego, niż jest to możliwe w warunkach równowagi. Stabilność roztworu przesyconego zależy od temperatury, tzn. w niskiej temperaturze (np. -50°C) na skutek mocno ograniczonej dyfuzji roztwór taki jest stabilny. Przesycony roztwór słały ma właściwości wytrzymałościowe gorsze niż roztwór równowagowy z wydzieleniami fazy Θ, tzn. jest miękki i plastyczny. Stąd duraluminium bezpośrednio po przesyceniu jest obrabialne plastycznie na zimno -można je kształtować plastycznie, np. nitować.

Przesycony roztwór a nie jest stabilny w temperaturze powyżej 20°C i dąży do

stanu równowagą przez wydzielenie nadmiaru miedzi - ulega starzeniu. Starzenie jest procesem długotrwałym, polegającym na tworzeniu skupisk atomów miedzi w roztworze α, czyli stref przedwydzieleniowych, tzw stref G-P (Guinier-Preston), z których następnie powstają wydzielenia faz nierównowagowych pośrednich, kolejno Θ" i Θ’ oraz w odpowiednio wysokiej temperaturze fazy równowagowej Θ (CuAl2). Zarówno strefy G-P, jak i wydzielenia faz międzymetalicznych, całkowicie lub częściowo koherentnych z osnową (koherencja polega na spójności sieci krystalograficznych wydzielenia i osnowy), powodują umocnienie stopu (patrz ćwiczenie 11). Podwyższenie temperatury starzenia wpływa na zwiększenie wymiarów wydzieleń i zwiększenie odległości między nimi. Wynika z tego, że utwardzenie stopu jest tym mniejsze, im wyższa jest temperatura starzenia (rys. 7.3).

Starzenie może przebiegać samoistnie, czyli w temperaturze pokojowej. Zwane jest wtedy starzeniem samorzutnym. Strukturą stopu po trwającym kilka dni starze-

niu jest roztwór stały α z wydzieleniami stref G-P. Starzenie naturalne pozwala na

uzyskanie największego umocnienia.

Wytrzymałość na rozciąganie wzrasta od około 250 MPa bezpośrednio po przesycaniu do około 420, a nawet 450 MPa, twardość dochodzi wtedy do

115 HB. Dla przyspieszenia starzenia stosuje się wygrzewanie w temperaturze około

160°C w czasie od kilku do kilkunastu godzin. Przyspieszone starzenie jest nazywane starzeniem sztucznym. Po starzeniu sztucznym uzyskuje się mniejszą wytrzymałość - 400 MPa. Jest to spowodowane pojawieniem się zamiast stref G-P wydzieleń faz przejściowych Θ" i Θ’ które w mniejszym stopniu umacniają stop. Długotrwałe przetrzymywanie duraluminium w temperaturze powyżej 200°C prowadzi do prze-starzenia, związanego z wydzieleniem się fazy równowagowej Θ (CuAl2) i jej ko-agulacją (koagulacja jest to rozrost wydzieleń). Uzyskuje się wtedy trwałe zmięk-czenie stopu, a wytrzymałość na rozciąganie wynosi około 210 MPa. Stop po prze-starzeniu jest miękki; można go obrabiać plastycznie na zimno.

Odlewnicze stopy aluminium

Do typowych stopów odlewniczych należą siluminy. Siluminy są to stopy alumi-nium z krzemem i ewentualnie z dodatkiem magnezu, manganu, miedzi i niklu. Są to więc stopy z serii 4xxx według PN-EN 573. Według PN-76/H-88027 siluminy oznacza się literami AK (A - aluminium, K - krzem) i liczbą wskazującą na pro-centową zawartość krzemu, np. AlSil 1 oznacza się jako AK11.

Siluminy mają bardzo dobre właściwości odlewnicze, tzn. dobrą lejność, mały skurcz, dokładnie wypełniają formę, tworzą skoncentrowaną jamę usadową i nie wykazują skłonności do pękania na gorąco. Poziom właściwości wytrzymałościo-wych nie jest zbyt wysoki, wytrzymałość na rozciąganie zawiera się w granicach od 160 do 300 MPa przy bardzo małym wydłużeniu A5 = 0,2 - 4% i twardości od 50 do 100 HB. Dodatki stopowe, takie jak magnez i miedź, zwiększają wytrzymałość siluminów, mangan jest dodawany dla neutralizowania szkodliwego wpływu zanie-czyszczeń żelazem, nikiel poprawia odporność korozyjną stopu.

Siluminy ze względu na strukturę (rys. 7.4) można podzielić na trzy grupy: - podeutektyczne o zawartości 4 - 10% Si - są stosowane na odlewy głowic sil

ników spalinowych, części dla przemysłu maszynowego, motoryzacyjnego i lotni czego;

- eutektyczne o zawartości 10 — 13% Si — są używane na odlewy tłoków silni ków spalinowych, odlewy części o skomplikowanych kształtach, średnio obciążone części dla przemysłu elektrycznego i okrętowego, np. armaturę, części silników, pomp itp., pracujące w podwyższonej temperaturze (do 300°C) i odporne na korozję w wodzie morskiej;

- nadeutektyczne o zawartości 17 - 30% Si - są przeznaczone na odlewy silnie obciążonych silników spalinowych.

Podział ten oparto na strukturze siluminów wynikającej z układu równowagi Al -Si. Eutektyka w tych stopach powstaje w temperaturze 577°C przy zawartości 11,7% Si. Jest ona, zwłaszcza po niezbyt szybkim studzeniu, gruboziarnista i składa się z iglastych kryształów krzemu na tle roztworu stałego α krzemu w aluminium. Rozpuszczalność krzemu w aluminium jest niewielka i zmniejsza się wraz z tempe-raturą od 1,65% w temperaturze eutektycznej do 0,05% w 200°C. W siluminie na-deutektycznym na tle eutektyki, pomiędzy iglastymi kryształami krzemu, występują dodatkowo pierwotne kryształy Si w formie dużych, ostrokątnych wieloboków (rys. 7.5). Obecność dużych, ostrych kryształów krzemu wpływa na dużą kruchość silu-minów.

Rys. 7.5. Struktura siluminu nadeutektycznego AK 20 - wieloboczne szare kryształy pierwotne Si

na tle eutektyki składającej się z szarych igieł Si i jasnego roztworu a (trawiono 2% NaOH, pow. 400x)

W celu poprawienia właściwości wytrzymałościowych i plastycznych siluminów dokonuje się ich modyfikacji. Stosuje się ją głównie do stopów eutektycznych i na-deutektycznych. Do ciekłego stopu o temperaturze wyższej od temperatury odlewa-nia dodaje się modyfikatory powodujące rozdrobnienie struktury i zaokrąglenie kryształów krzemu. Modyfikatory zmieniają też układ równowagi Al - Si (rys. 7.6), obniżając temperaturę eutektyczną, i przesuwają punkt eutektyczny do większej za-wartości krzemu (około 14%).

Modyfikowane stopy eu-tektyczne po zakrzepnięciu mają strukturę drobnoziarnistej eutektyki złożonej z roztworu stałego α i zaokrąglonych wydzieleń krzemu oraz dendrytów roztworu α (rys. 7.7). Stop taki staje się stopem podeutektycznym, jego właściwości plastyczne ulegają poprawie, np. wydłużenie A5 zwiększa się do 8%, a równocześnie wzrasta poziom właściwości wytrzymałościowych.

Siluminy wieloskładnikowe zawierające magnez lub miedź, np. AlSi7Mg, AlSil3MglCuNi, w celu zwiększenia wytrzymałości

poddaje się utwardzaniu wydzieleniowemu: przesyca się z temperatury 500 - 530°C w wodzie i starzy w czasie 24 h w temperaturze 200°C. Wytrzymałość na rozciąganie siluminu AlSi7Mg wzrasta z 160 MPa po odlaniu do 210 MPa po utwardzaniu wydzieleniowym.

Stopami odlewniczymi aluminium poza siluminami są stopy z miedzią i magnezem. Stopy z miedzią oznacza się literami AM i liczbą wskazującą na procentową zawartość głównego dodatku. Zawartość miedzi w tych stopach wynosi od 4 do kilkunastu procent, poza tym stopy te mogą zawierać także tytan, magnez i krzem. Struktura stopów o większej zawartości miedzi (powyżej 5,7%) składa się z eutektyki α+CuAl2 na tle roztworu stałego a miedzi w aluminium. Stopy te mają dobrą lejność, można zwiększyć ich właściwości wytrzymałościowe przez utwardzanie wydzieleniowe. Stopy z magnezem (np. AlMg10 oznaczany jako AG 10) mają gorszą lejność, ale dobre właściwości wytrzymałościowe i plastyczne i są odporne na działanie wody morskiej. Należy je również obrabiać cieplnie, stosując utwardzanie wydzieleniowe. Rozpuszczalność magnezu w aluminium sięga do 19% (w temperaturze 450°C) i zmniejsza się do 2% w temperaturze pokojowej, co prowadzi do wydzielania fazy Al8Mg5. Dzięki tak dużej różnicy rozpuszczalności uzyskuje się silny efekt umocnienia dyspersyjnego.

Stopy magnezu

Stopy magnezu mają stosunkowo dobrą wytrzymałość (Rm do 240 MPa) przy bardzo małej gęstości (około 1,8 Mg/m3). Jako dodatki stopowe stosuje się aluminium, cynk, mangan, cyrkon, neodym oraz inne metale ziem rzadkich. Aluminium występuje w większości stopów w ilości od 3 do 10%, rozpuszcza się w magnezie i tworzy roztwór stały α. Rozpuszczalność aluminium w magnezie zmniejsza się od 12,7% w temperaturze eutektycznej (437°C) do 1,5% w temperaturze pokojowej przy wtórnym wydzielaniu roztworu y(rys. 7.8). Możliwe jest więc utwardzanie dyspersyjne stopów Mg - Al. Aluminium zwiększa wytrzymałość na rozciąganie stopu, osiąga ona maksimum przy zawartości około 4% Al, a także zwiększa wy-dłużenie do 14% przy zawartości 6% Al. Dodatkowo poprawia lejność i zmniejsza skurcz. Cynk występuje we wszystkich stopach magnezu w ilości od 0,5 do 5%. Cynk wpływa na właściwości stopu podobnie jak aluminium, a jego rozpuszczalność w magnezie również maleje ze spadkiem temperatury. Mangan, występujący w granicach 0,15 - 0,5%, również zwiększa wytrzymałość, a dodatkowo poprawia odporność na korozję oraz umożliwia spawanie stopu. Cyrkon rozdrabnia ziarno i poprawia właściwości mechaniczne w podwyższonej temperaturze.

Norma PN-88/H-88050 zawiera opis odlewniczych stopów magnezu. Stopy ma-gnezu oznacza się literą G, za nią jest litera określająca podstawowy dodatek i liczba podająca jego procentową zawartość. Stopy GA3, GA6, GA8 i GA10 oprócz aluminium zawierają mangan i cynk. Wykorzystuje się je na silnie obciążone odle-

wy, np. części samochodów i samolotów, części silników, obudowy przyrządów i maszyn.

Cennym dodatkiem stopowym są metale ziem rzadkich, np. cer, neodym, które silnie zwiększają odporność na działanie wysokiej temperatury. Stop GRE (MgRE3Zr) zawierający oprócz cyrkonu także 3% mieszaniny metali ziem rzadkich jest odporny na pełzanie w temperaturze 250°C. Silnie obciążone części maszyn, które muszą pracować w temperaturze 300°C, a chwilowo nawet 350°C, wykonuje się ze stopów, których głównym dodatkiem stopowym jest neodym. Są to stopy MgNd2Zr i MgNd3ZrZn zawierające do 3% neodymu i do 1% cyrkonu.

Najnowocześniejszymi superlekkimi stopami są stopy magnezu z litem. Zazwy-czaj stosuje się stopy wieloskładnikowe z dodatkami aluminium, kadmu, cynku lub srebra. Gęstość tych stopów nie przekracza 1,7 Mg/m3. Są przeznaczone na ele-menty rakiet i pojazdów kosmicznych oraz w przemyśle lotniczym.

Obróbka cieplna stopów magnezu

Do obróbki cieplnej stopów magnezu zalicza się wyżarzanie ujednoradniające, zmiękczające oraz utwardzanie wydzieleniowe.

Wyżarzanie ujednoradniające prowadzi się w temperaturze bliskiej solidusu (345 - 420°C) w ciągu 16 - 20 h w celu usunięcia segregacji dendrytycznej.

Wyżarzanie zmiękczające polega na wygrzewaniu w podobnej temperaturze w czasie 2 - 6 h w celu zmniejszenia twardości dzięki koagulacji wydzielonych skład-ników. Po tej obróbce uzyskuje się także największą wytrzymałość na pełzanie.

W celu utwardzenia wydzieleniowego przesycanie prowadzi się w temperaturze około 420°C dla stopów z aluminium i 530°C z neodymem. Czas wygrzewania w takiej temperaturze jest długi i sięga 24 h. Starzenie odbywa się w temperaturze 170 - 230°C w czasie od 4 do 16 h. Po takiej obróbce można uzyskać wytrzymałość na rozciąganie około 240 MPa przy wydłużeniu A5 - 5%.

PRZEBIEG ĆWICZENIA

1. Obejrzeć pod mikroskopem struktury danych stopów. 2. Porównać struktury z układami równowagi. 3. Narysować i opisać wybrane struktury. 4. Posługując się wykresami i tablicami, dobrać warunki utwardzania wydziele-

niowego wybranego stopu. 5. Ocenić wpływ zastosowania stopów lekkich na konstrukcję i właściwości eks-

ploatacyjne urządzeń.



Przybyłowicz K., Metaloznawstwo, wyd. 6, Warszawa, WNT 1999. Wesolowski K., Metaloznawstwo, Warszawa, WNT 1969.

Ćwiczenie 8

Warstwy powierzchniowe o specjalnych właściwościach

CEL ĆWICZENIA

Celem ćwiczenia jest: - poznanie charakterystyki warstwy wierzchniej materiału i jej znaczenia w

procesach eksploatacji wyrobów, - poznanie najważniejszych metod i technik wytwarzania warstw powierzchnio-

wych, - poznanie technologii wytwarzania, struktury i właściwości wybranych powłok

i warstw wierzchnich stosowanych w celu zwiększenia odporności materiałów me talowych na zużycie przez tarcie, korozję i utlenianie w podwyższonej temperaturze. NIEZBĘDNE WIADOMOŚCI Wprowadzenie

O trwałości i jakości wyrobów decyduje w znacznym stopniu warstwa wierzch-nia materiału, tj. wąska strefa przylegająca bezpośrednio do powierzchni, różniąca się budową i właściwościami od materiału położonego głębiej, nazywanego rdze-niem. Strefa ta istnieje niezależnie od rodzaju materiału i metod jego kształtowania W zależności od warunków eksploatacyjnych jest ona narażona na działanie wpły-wów zewnętrznych, takich jak: oddziaływanie korozyjne atmosfery, utlenianie w podwyższonej temperaturze i tarcie. Straty w gospodarce światowej spowodowane wycofywaniem wyrobów z eksploatacji w związku z degradacją warstwy wierzch-niej materiału liczy się w miliardach dolarów. Dlatego rozwojowi materiałów kon-strukcyjnych i narzędziowych od czasów starożytnych towarzyszą różnego rodzaju celowe zabiegi i technologie uszlachetniające powierzchnie produkowanych wyro-bów. Noszą one nazwę technologii obróbki powierzchniowej. W wyniku obróbki powierzchniowej na powierzchni wyrobu powstaje strefa materiału, która nosi na-zwę warstwy powierzchniowej. Warstwy powierzchniowe dzieli się na technolo-giczne warstwy wierzchnie i powłoki. Powłoką nazywa się warstwę powierzch-niową wtedy, gdy do jej budowy materiał jest dostarczany w całości lub w przewa-żającej części z zewnątrz. Natomiast technologiczna warstwa wierzchnia powstaje

w wyniku usunięcia poprzednio istniejącej warstwy wierzchniej bądź modyfikacji jej właściwości bez istotnego przyrostu grubości. Na początku technologie obróbki powierzchniowej stosowano przede wszystkim dla uzyskania walorów dekoracyjnych, później również w celu zwiększenia odporności na korozję i utlenianie w podwyższonej temperaturze, odporności na zużycie przez tarcie oraz w celu nadania powierzchni określonych właściwości fizycznych.

Obecnie powszechnie stosuje się różnego rodzaju materiały z odpowiednio zmodyfikowaną warstwą wierzchnią, do której uszlachetniania wykorzystuje się:

- różne zjawiska fizyczne, chemiczne i cieplne w celu nadania powierzchni żądanych właściwości,

- różne materiały i ich kompozycje w celu nadania powierzchni odpowiednich właściwości przez nanoszenie i wytwarzanie powłok ochronnych.

W ostatnim okresie następuje proces integracji zagadnień dotyczących warstwy wierzchniej materiałów, w wyniku której powstała odrębna dziedzina nauki i techniki, nazywana inżynierią powierzchni Obejmuje ona całokształt problemów naukowo-technicznych związanych z konstruowaniem, wytwarzaniem i stosowaniem warstw powierzchniowych o lepszych właściwościach niż podłoże.

Charakterystyka właściwości warstwy wierzchniej materiału

Pojęcie warstwy wierzchniej materiału

Warstwa wierzchnia materiału powstaje w wyniku procesów fizykomechanicznych lub fizykochemicznych zachodzących podczas jego kształtowania.

Warstwa wierzchnia nie jest jednolita, lecz składa się z odrębnych strefo zróżnicowanej strukturze i właściwościach. Jej zasięg w głąb materiału również nie jest równomierny i może wynosić od kilkudziesięciu angstremów do kilku dziesiątych milimetra. Struktura i właściwości warstwy wierzchniej w dużym stopniu decydują o zachowaniu się wyrobów w czasie ich eksploatacji. Występowanie warstwy wierzchniej jest spowodowane:

- odrębnym stanem energetycznym powierzchni, co zwiększa energię powierzchniową i aktywność adsorpcji,

- nałożeniem się wpływów zjawisk mechanicznych, cieplnych i chemicznych na powierzchnię materiału w czasie jego obróbki,

- mechanicznym, cieplnym i fizykochemicznym oddziaływaniem otoczenia na powierzchnię elementu w czasie jego eksploatacji.

Rozróżnia się warstwę wierzchnią powstającą w wyniku procesu technologicznego wykonywania elementu od warstwy wierzchniej powstającej w wyniku jego użytkowania. Istotny w obu przypadkach wpływ czynników zewnętrznych może mieć różnorodną postać, np. adsorpcji, dyfuzji, korozji, erozji, kawitacji, przy czym czynniki te mogą spowodować nieodwracalne lub odwracalne zmiany właściwości warstwy wierzchniej.

Proces technologiczny wytwarzania elementu charakteryzuje się podwyższaniem poziomu określonych właściwości fizykomechanicznych, fizykochemicznych, ste-reometrycznych warstwy wierzchniej do wymaganego stanu. Proces eksploatacji charakteryzuje natomiast powolne, lecz ciągłe pogarszanie się właściwości użytko-wych elementu nadanych w procesie technologicznym, a w konsekwencji zanikiem odporności warstwy wierzchniej elementu na zużywanie się. Zasadniczym zadaniem procesu technologicznego jest więc nadanie takich właściwości elementom, a przede wszystkim warstwie wierzchniej, które będą możliwie najdłużej zachowane w okre-ślonych warunkach eksploatacyjnych.

W celu scharakteryzowania warstwy wierzchniej określa się następujące czynniki (rys. 8.1):

- strukturę geometryczną powierzchni, - stan warstwy wierzchniej, - właściwości fizyczne, chemiczne i fizykochemiczne warstwy wierzchniej.

Struktura geometryczna powierzchni

Struktura geometryczna powierzchni przedmiotu jest zbiorowym określeniem geometrycznych właściwości zewnętrznej granicy warstwy wierzchniej. Wyróżnia się powierzchnię:

- rzeczywistą, odgraniczającą przedmiot od otoczenia, - geometryczną, czyli nominalną, określoną rysunkiem przedmiotu, - zaobserwowaną, przedstawiającą przybliżony, w zależności od metod i do-

kładności obserwacji, obraz powierzchni rzeczywistej (rys. 8.2). Do najistotniejszych cech struk-

tury geometrycznej zalicza się błędy kształtu, falistość, chropowatość, kierunkowość nierówności oraz wady struktury.

Rys. 8.2. Struktura geometryczna powierzchni przedmiotu

Stan warstwy wierzchniej

Stan warstwy wierzchniej można określić na podstawie jej grubości, struktury, umocnienia, stanu naprężeń oraz wad - czyli zaburzeń lub odstępstw od stanu ty-powego dla danej warstwy.

Grubość warstwy wierzchniej przyjęto określać jako głębokość zalegania naprężeń własnych trudną do wyznaczania powszechnie dostępnymi metodami, gdyż na ogół granica między warstwą wierzchnią a rdzeniem materiału nie jest wyraźnie do-strzegalna. O wiele łatwiej uchwytna jest granica występowania zmian strukturalnych spowodowanych przemianami mechanicznymi, cieplnymi lub chemicznymi, które zależą w decydującym stopniu od rodzaju procesów obróbkowych lub eksplo-atacyjnych.

Struktura warstwy wierzchniej nie jest jednorodna. Warstwa wierzchnia składa się z wielu podwarstw, z których każda ma inną budowę i właściwości. Dla przy-kładu, w warstwie wierzchniej metalu obrabianego obróbką skrawaniem lub zgniotem można wyróżnić osiem stref, a kolejną dziewiątą strefę stanowi rdzeń niezmienionego materiału (rys. 8.3).

Strefa I - zewnętrzna - jest utworzona z zaadsorbowanych polarnych cząstek pochodzenia organicznego, strefa II z zaadsorbowanych cząstek wody, strefa III jest strefą zaadsorbowanych gazów. Strefy I - III przenikają się wzajemnie. Strefa IV

zawiera tlenki metali i powstaje wskutek reakcji tlenu z materiałem. Strefa ta w za-leżności od budowy i właściwości tlenków tworzy warstwę ochronną przed korozją. Intensywność reakcji czynnika korodującego z metalem zależy od rodzaju procesów reakcji chemicznej i dyfuzji tego czynnika przez warstwę tlenków. Strefa V powstaje w wyniku zniszczenia krystalitów na powierzchni metalu, co jest spowodowane działaniem ostrza narzędzia. Struktura strefy V jest prawie bezpostaciowa, jednak przy odpowiednio dużym powiększeniu można wykryć odłamki krystalitów. Strefa ta jest nazywana strefą Beilby'ego, od nazwiska odkrywcy. Strefa VI zawiera ob-szar warstwy wierzchniej, w którym istnieje metal odkształcony plastycznie o wi-docznym kierunku odkształcenia. Strefa VII zawiera odkształcenia plastyczne, a strefa VIII - odkształcenia sprężyste. Strefa IX zawiera niezmieniony materiał rdze-nia.

Rys. 8.3. Schemat strefowej budowy warstwy wierzchniej utworzonej po obróbce skrawaniem

Umocnienie warstwy wierzchniej polega na zwiększeniu jej twardości wskutek działania czynników cieplnych, chemicznych lub mechanicznych, które powodują zmiany struktury, składu chemicznego lub odkształcenie plastyczne krystalitów w materiale warstwy.

Naprężenia własne warstwy wierzchniej są to naprężenia zalegające w warstwie wierzchniej, które pozostają w niej po zaprzestaniu działania obciążeń zewnętrz-nych.

Wady warstwy wierzchniej to zaburzenia lub odstępstwa od normalnej struktury warstwy wierzchniej danego materiału typowej dla danych warunków, w których została ona utworzona. Do wad warstwy wierzchniej materiałów metalowych zalicza się: mikropęknięcia, szczeliny, wtrącenia, pory, wgniecenia, wyrwy itp. Podczas odkształceń sprężystych i plastycznych wady warstwy wierzchniej często przejawiają tendencję do zwiększenia swoich rozmiarów lub stają się zaczątkiem nowych wad, co w efekcie powoduje istotne zmniejszenie wytrzymałości materiału.

Właściwości użytkowe warstwy wierzchniej

Wartość użytkowa warstwy wierzchniej jest często najważniejszym czynnikiem decydującym o wartości użytkowej wyrobu, czyli jego zdolności do spełniania wymagań eksploatacyjnych (rys. 8.4). Składa się na nią cały szereg właściwości eksploatacyjnych, z których można wymienić:

- odporność na ścieranie, - twardość, - odporność na korozję, - odporność na utlenianie w podwyższonej temperaturze, - odporność na działanie obciążeń zmiennych, - odporność na szoki termiczne, - zdolność odbijania promieni świetlnych, estetyczny wygląd i inne.

Aby świadomie projektować procesy uszlachetniania warstwy wierzchniej

materiałów, należy poznać relacje zachodzące pomiędzy technologią wytwarzania, strukturą a wyżej wymienionymi właściwościami eksploatacyjnymi warstw powierzchniowych. Odpowiednio dobrana i wykonana warstwa powierzchniowa umożliwia:

- zastąpienie drogich materiałów tańszymi, - zwiększenie niezawodności, - zmniejszenie awaryjności narzędzi, części maszyn i urządzeń, - zmniejszenie częstości remontów i wymiany zużytych elementów,

- zmniejszenie strat spowodowanych korozją, - zmniejszenie zanieczyszczenia środowiska naturalnego w wyniku zastąpienia

energochłonnych technologii wytwarzania technologiami oszczędnymi i ekologicz-nymi,

- zmniejszenie oporów tarcia powierzchni współpracujących, co wiąże się z oszczędnością energii i zmniejszeniem strat spowodowanych nadmiernym zużywa-niem się pracujących elementów.

Istnieje wiele przykładów bezpośredniej zależności pomiędzy jakością warstwy powierzchniowej a jakością elementów maszyn, np.:

- dobrą współpracę i dużą trwałość prowadnic obrabiarek uzyskuje się przez skrobanie lub frezowanie z następującym po nim szlifowaniem górnych prowadnic i przez nagniatanie dolnych,

- obróbka cieplno-chemiczna wywołuje wstępne naprężenia ściskające oraz wzrost granicy sprężystości, co zwiększa odporność na działanie karbu oraz wytrzymałość zmęczeniową elementu,

- zużycie ścierne w połączeniach ruchowych jest najmniejsze, gdy kierunki nie równości na współpracujących powierzchniach są do siebie prostopadłe,

- odporność na zużycie elementów stalowych zwiększa się wraz ze wzrostem zawartości węgla w warstwie wierzchniej i ze wzrostem twardości.

Metody i techniki wytwarzania warstw powierzchniowych

Świadome oddziaływanie różnymi metodami na powierzchnię materiału o okre-ślonej warstwie wierzchniej nosi nazwę obróbki powierzchniowej. Jej celem jest wytworzenie warstwy powierzchniowej, która przy określonych uwarunkowaniach techniczno-ekonomicznych najlepiej spełnia stawiane wymagania eksploatacyjne.

Metody wytwarzania warstw powierzchniowych można podzielić na trzy grupy w zależności od sposobu zmiany charakteru i właściwości warstwy wierzchniej ma-teriału istniejącej przed obróbką (tabl. 8.1).

Do grupy pierwszej można zaliczyć tak zwane metody ubytkowe. Polegają one na zastępowaniu warstwy wierzchniej o nieodpowiednich właściwościach nową war-stwą wierzchnią, wolną od pierwotnych wad, odsłoniętą na skutek ubytku ściernego lub ubytku spowodowanego rozpuszczaniem chemicznym bądź elektrochemicznym.

Do grupy drugiej można zaliczyć tak zwane metody bezubytkowe. Polegają one na zmianie niektórych właściwości istniejącej warstwy wierzchniej bez istotnego przyrostu jej grubości, np. przez odkształcenie plastyczne, hartowanie powierzch-niowe lub wprowadzanie dodatkowych składników za pomocą dyfuzji.

Do grupy trzeciej zalicza się metody wytwarzania warstw powierzchniowych w postaci powłok zbudowanych wyłącznie z materiału dostarczonego z zewnątrz lub stanowiących produkt reakcji materiału dostarczonego z zewnątrz z materiałem ob-rabianego podłoża.

Tablica 8.1. Klasyfikacja metod wytwarzania warstw powierzchniowych

Metody wytwarzania warstw powierzchniowych Warstwy wierzchnie powłoki ubytkowa bezubytkowa Wzrost wymiaru wyrobu Odtłuszczanie

- Chemiczne - elektrolityczne

trawienie - chemiczne - elektrolityczne

obróbka ścierna - docieranie - gładzenie - dogładzanie oscylacyjne - obróbka strumieniowo-

ścierna - obróbka luźnymi

kształtkami ściernymi - polerowanie mechaniczne - polerowanie chemiczne

Dogniatanie - rolowanie - dogniatanie diamentem - przepychanie - śrutowanie - kulowanie - młotkowanie

hartowanie - indukcyjne - płomieniowe - laserowe - elektronowe

nasycanie dyfuzyjne - nawęglanie - azotowanie

Galwanotechnika - osadzanie elektrolityczne - osadzanie chemiczne - osadzanie konwersyjne

Metalizowanie - niewspomagane - wspomagane (CVD, PVD)

Stopowanie - laserowe - elektronowe - plazmowe

Natryskiwanie cieplne - gazowe - płomieniowe - łukowe - plazmowe

Metalizowanie zanurzeniowe - ciągłe - indywidualne

Osadzanie par - naparowywanie - rozpylanie jonowe

malowanie platerowanie

W odróżnieniu od pierwszej, w metodzie drugiej nie usuwa się istniejącej war-stwy wierzchniej, lecz dzięki wprowadzonym odkształceniom plastycznym bądź od-działywaniom cieplnym i chemicznym poprawia się jej właściwości mechaniczne i geometryczne. Metody ubytkowe i bezubytkowe nie zmieniają zasadniczo charakteru istniejącej warstwy wierzchniej. Dlatego powstające w wyniku ich stosowania warstwy powierzchniowe nazywa się technologicznymi warstwami wierzchnimi. Z kolei warstwy powierzchniowe powstające w wyniku stosowania metod zwięk-szających wymiary obrabianego elementu wskutek dodawania materiału z zewnątrz nazywa się powłokami.

Najnowsze techniki wytwarzania warstw powierzchniowych zmierzają do łączenia kilku metod, np. natryskiwania cieplnego i malowania, hartowania, azotowania i wytwarzania powłok azotku tytanu, nagniatania i obróbki cieplno-chemicznej. Wytwarzane warstwy powierzchniowe charakteryzują się wtedy bardzo dobrymi właściwościami użytkowymi.

Wybrane warstwy wierzchnie o specjalnych właściwościach

Powłoki nakładane galwanicznie

Powłoki galwaniczne są nakładane na przedmioty wykonane z metali lub stopów metali w kąpieli galwanicznej z udziałem lub bez udziału zewnętrznego źródła prą-du. Stosuje się je powszechnie ze względu na dobrą odporność na korozję, walory dekoracyjne i odporność na ścieranie.

Najbardziej znanym i powszechnie stosowanym procesem nakładania powłok ochronnych metodą elektrolityczną jest chromowanie galwaniczne. Chrom w szeregu napięciowym zajmuje miejsce w grupie metali elektroujemnych, jednak z uwagi na dużą zdolność do pasywacji ma on właściwości metali szlachetnych. Spasywowany chrom ma potencjał normalny +1,19 V, a więc wyższy od platyny.

Chromowanie galwaniczne odbywa się w wannach galwanicznych zasilanych prądem stałym z prostownika lub prądnicy prądu stałego. Do chromowania stosuje się kąpiele będące wodnym roztworem bezwodnika kwasu chromowego z dodatkiem kwasu siarkowego. Najważniejszymi warunkami procesu, od których zależy odpo-wiednia jakość powłok, są skład i temperatura kąpieli oraz gęstość prądu. Zazwy-czaj do otrzymania powłok chromu przyjmuje się temperaturę kąpieli 320 K i kato-dową gęstość prądu 35 -i- 50 A/dm2. Powłoki otrzymane w tych warunkach są gład-kie i błyszczące.

Chromowanie galwaniczne stopów żelaza w zależności od technologii wytwarza-nia prowadzącej do różnej budowy powłok można podzielić na dekoracyjne i tech-niczne. Dekoracyjne powłoki chromu nakłada się na podwarstwach miedzi i niklu lub niklu. Zewnętrzna warstwa chromu o grubości 1 ÷ 5 µm ma tutaj jedynie zabez-pieczać powierzchnię przed porysowaniem i zmatowieniem, ponieważ nawet błysz-czący nikiel z czasem żółknie i ulega ścieraniu.

Wymagania co do jakości chromowych powłok dekoracyjnych zostały określone w normie PN-83/H-97006.

Zewnętrzna warstwa chromu o grubości ponad 1,5 (im w wielowarstwowej powłoce deko-racyjnej jest szczelna, odporna na ścieranie i chroni podłoże przed korozją. Grubość tej warstwy nie przekracza 5 µn. Powłoki dekoracyjne na podwarstwie Cu-Ni stosuje się po-wszechnie w produkcji samo-

chodów, motocykli, rowerów, wagonów kolejowych i tramwajowych, armatury sa-nitarnej, okuć meblowych i budowlanych, przyrządów precyzyjnych oraz innych elementów dekoracyjnych, które muszą mieć estetyczny wygląd, być odporne na ścieranie i korozję. W chromowaniu technicznym nakłada się grubsze powłoki chromu – 10 ÷150 µm - bezpośrednio na stal lub stopy miedzi dla uzyskania od-powiedniej twardości i odporności na ścieranie. Tą metodą praktycznie można na-kładać powłoki o grubości do 1 mm, jednak są one wtedy bardzo nierównomierne i kruche.

Powłoka chromu może być szara, błyszcząca lub mleczna w zależności od wa-runków wytwarzania. Najlepsze jakościowo błyszczące powłoki chromu mają twar-dość 1000 ÷ 1200 HV.

Powłoki nie zmieniają swojego wyglądu na powietrzu, są odporne na działanie kwasu azotowego i siarkowego oraz na zużycie przez tarcie.

Powłoki chromu technicznego są bardziej porowate. Ich szczelność i odporność na korozję chronionego podłoża uzyskuje się dopiero przy grubościach większych od 0,1 µm. Chromowanie techniczne stosuje się zarówno do przedmiotów nowych, jak i regenerowanych. Powłoki są gładkie, odporne chemicznie, twarde, o małym współczynniku tarcia w połączeniach zarówno z powierzchnią chromowaną, jak i stalową.

Chromowanie techniczne znacznie zwiększa trwałość tłoczników i matryc do prze-twórstwa tworzyw sztucznych, gumy i skóry. Doskonałe wyniki uzyskuje się również w przypadku chromowania cylindrów silników, pierścieni tło-kowych, prowadnic zaworów, siłowników hydraulicznych, spraw-dzianów itp. Przez chromowanie techniczne można regenerować zużyte ele-menty narzędzi i części maszyn. Ubytki materiału - maksymalnie do 0,5 mm -

po wyrównaniu powierzchni przez szlifowanie uzupełnia się powłoką chromową z odpowiednim naddatkiem na obróbkę wykańczającą. Powłoki wytwarzane metodą zanurzeniową

Metalizowanie zanurzeniowe polega na wytwarzaniu na powierzchni wyrobów ze stopów żelaza powłoki metalowej trwale związanej z podłożem przez zanurzenie w ciekłym metalu lub stopie metali niskotopliwych. Powłoki wytwarzane metodą zanu-rzeniową charakteryzują się dobrą odpornością na korozję i utlenianie w podwyż-

szonej temperaturze. Najbardziej rozpowszechnione w przemyśle są metody cynkowa-nia i aluminiowania.

Warunki procesu metalizowania zanurzeniowego muszą być tak dobrane, aby było można uzyskać odpowiednią grubość i jakość powłoki przy niezmienionych właściwościach wyrobu. Na właściwości powłoki wpływa wiele czynników, a zwłaszcza przygotowanie powierzchni wyrobu, skład ciekłego stopu, rodzaj pokry-wanego stopu żelaza, szybkość wyciągania przedmiotu z kąpieli, temperatura kąpieli i czas zanurzania.

Aluminium i cynk tworzą ze stopami żelaza, w temperaturze procesu trwale związane z podłożem roztwory i fazy międzymetaliczne. Powłoki zanurzeniowe są więc zwykle wielowarstwowe, przy czym warstwę zewnętrzną stanowi strefa zbu-dowana z materiału powłokowego o składzie kąpieli, powstająca podczas wyciąga-nia przedmiotu z cieczy.

Cynkowanie zanurzeniowe jest procesem polegającym na przetrzymywaniu przez określony czas odpowiednio przygotowanych przedmiotów stalowych w kąpieli cyn-kowej o zawartości cynku 96,5 ÷ 99%. W wyniku reakcji fizykochemicznych za-chodzących na granicy pokrywanego materiału i ciekłego cynku o temperaturze zwykle około 715 K tworzy się warstwa faz międzymetalicznych Fe - Zn. Ma ona w temperaturze procesu postać głównie słupkowych kryształów prostopadłych do sta-lowego podłoża. Rozróżnia się w niej strefę fazy γ zawartości 21 ÷ 28% Fe, przy-legającą do podłoża, strefę fazy γ o zawartości 7 ÷ 11,5% Fe oraz strefę fazy ξ o zawartości 6 ÷ 6,2% Fe, stykającą się z kąpielą. Granica warstwy faz międzymeta-licznych z podłożem jest w zasadzie linią prostą, natomiast granica z kąpielą cyn-kową jest nierównomierna - bardzo silnie rozwinięta (rys. 8.7). Z upływem czasu warstwa faz międzymetalicznych przesuwa się w głąb materiału, przy czym od strony zewnętrznej kryształy fazy ξ systematycznie odrywają się i przechodzą do cieczy. Kryształy te mają ciężar wła-ściwy większy od ciężaru właściwego kąpieli i wolno opadają na dno wanny, w której odbywa się cynkowanie.

Czas przetrzymywania wyrobu stalowego w kąpieli wynosi zwykle od kilku do kilkunastu minut. W czasie wyciągania wyrobu z kąpieli na powierzchni wytworzonej uprzednio warstwy faz mię-

dzymetalicznych zostaje również wyniesiona pewna ilość kąpieli cynkowej, która krzepnie i tworzy zewnętrzną warstwę powłoki. W warstwie tej, o składzie chemicznym zbliżonym do składu kąpieli, występują również kryształy oderwane od warstwy faz międzymetalicznych w czasie cynkowania.

Grubość, struktura i skład chemiczny warstwy faz międzymetalicznych zależą od składu chemicznego podłoża, temperatury i składu kąpieli oraz czasu cynkowania. Grubość, struktura i skład chemiczny zewnętrznej warstwy w powłoce cynkowej zależą od składu kąpieli i szybkości wyciągania przedmiotów z wanny.

Rozróżnia się dwie metody cynkowania: ciągłą i jednostkową (indywidualną). Metodą ciągłą cynkuje się półwyroby (blachę, drut, rury, złączki rurowe itp.),

które przechodzą płynnie w ruchu ciągłym przez wszystkie stanowiska technolo-giczne linii cynkowania. Metodą indywidualną pokrywa się wyroby gotowe, które są dostarczane na kolejne stanowiska linii za pomocą odpowiednich urządzeń dźwigo-wych. Wieszaki ze wsadami mogą poruszać się w kierunku poziomym wzdłuż linii do cynkowania oraz w kierunku pionowym, co zapewnia zanurzenie i wynurzenie z kąpieli.

Trwałość powłoki cynkowej zależy w sposób istotny od jej grubości. Cynk wskutek działania atmosfery pokrywa się warstwami nalotowymi, złożonymi głównie z węglanu cynku, które go chronią, a tym samym powierzchnię stali. Z biegiem czasu wskutek ścierania warstwy te są usuwane, ale odnawiają się systematycznie kosztem cynku znajdującego się w powłoce. Grubość powłoki powoli maleje, a o szybkości jej degradacji decyduje otaczająca atmosfera.

Cynkowanie zanurzeniowe stosuje się powszechnie w produkcji rur wodociągo-wych, złączek, kolanek, śrubunków, pokryć dachowych, rynien, zbiorników itp. Ocynkowane elementy można łączyć za pomocą nitowania, spawania, lutowania lub skręcania śrubami.

Aluminiowanie zanurzeniowe polega na przetrzymywaniu wyrobów - najczęściej ze stopów żelaza - w kąpieli ciekłego aluminium przez czas niezbędny do utworzenia się powłoki o żądanej grubości.

Proces aluminiowania zanurzeniowego można realizować przez aluminiowanie: - ciągłe, - indywidualne. Obie metody różnią się zasadniczo pod względem asortymentu pokrywanych wy-

robów, struktury uzyskiwanych powłok, a przede wszystkim urządzeń niezbędnych do ich wytwarzania.

Aluminiowanie ciągłe jest bardzo rozpowszechnioną technologią stosowaną na skalę przemysłową. Polega ono na pokrywaniu cienką, stosunkowo plastyczną war-stewką Al powierzchni drutów, taśm stalowych, blach itp.

O właściwościach użytkowych zanurzeniowych powłok aluminiowych decyduje ich skład chemiczny, grubość i struktura. Czynniki te mogą być regulowane w szerokim zakresie za pomocą takich parametrów procesu, jak sposób przygotowania

powierzchni taśmy, skład chemiczny i temperatura kąpieli, prędkość taśmy oraz sposób jej wyciągnięcia z wanny. Temperatura kąpieli Al wynosi około 980 K. W nowoczesnych liniach ciągłych czas przebywania taśmy w kąpieli wynosi zaled-wie kilka sekund.

W czasie zanurzania taśmy stalowej w kąpieli tworzą się dwie zasadnicze war-stwy powłoki aluminiowej - strefa przejściowa zbudowana z kruchych związków Fe - Al oraz osadzająca się na niej w czasie wyciągania z kąpieli zewnętrzna warstwa o składzie zbliżonym do składu kąpieli.

Grubość i właściwości przejściowej warstwy stopowej decydują o przyczepności powłoki do podłoża i jej właściwościach mechanicznych. Całkowita grubość powło-ki mieści się w granicach 15 ÷ 100 µm. Rozrost przejściowej warstwy stopowej można ograniczyć przez obniżenie temperatury kąpieli aluminiowej, skrócenie czasu przebywania taśmy w kąpieli, a zwłaszcza przez dodanie krzemu do kąpieli. Wpływ krzemu na zmniejszenie grubości przejściowej warstwy stopowej zaznacza się wy-raźnie przy zawartości około 6% Si.

W praktyce zaleca się kąpiele aluminiowe o temperaturze 970 ÷ 985 K, zawie-rające 6 ÷ 8% Si, i możliwie krótki czas przebywania taśmy w kąpieli. Wytworzona powłoka jest na tyle plastyczna, że procesy wytwarzania wyrobów z blachy alumi-niowanej (tłoczenie, zginanie, wiercenie, cięcie) nie powodują jej łuszczenia.

Aluminiowanie zanurzeniowe blach umożliwia zwiększenie ich odporności na ko-rozję 3 ÷ 8 razy w porównaniu z powłokami cynkowymi. Istotną zaletą powłok Al jest również brak toksyczności w zetknięciu z artykułami spożywczymi oraz możli-wość zwiększania estetyki wyrobów przez trwałe barwienie.

Dla nadania blachom aluminiowanym większej żaroodporności wykonuje się dalszą obróbkę, polegającą na wyżarzaniu dyfuzyjnym w temperaturze 1220 ÷1320 K w celu przereagowania całej warstwy aluminium w żaroodporne związki żelaza z glinem.

Blachy aluminiowane można stosować w warunkach korozji atmosferycznej lub w wielu mediach chemicznych (gazowych lub ciekłych), w korozji gazowej w połą-czeniu z odkształceniem oraz korozji gazowej w wysokiej temperaturze. Blachy aluminiowane można tłoczyć i łączyć przez zaginanie i zwijanie brzegów, zgniatanie i spawanie oraz za pomocą śrub i nitów.

Aluminiowanie indywidualne jest procesem wytwarzania powłok aluminiowych na wyrobach gotowych, takich jak odlewy, konstrukcje spawane lub tłoczone, przez ich zanurzanie w kąpieli aluminium lub jego stopów.

Istota procesu aluminiowania nieciągłego polega na zanurzeniu wyrobów - naj-częściej ze stopów żelaza - o uprzednio przygotowanej powierzchni w kąpieli cie-kłego aluminium lub jego stopów o temperaturze 950 ÷ 1220 K z szybkością nie przekraczającą 10 m/min, przetrzymywaniu w tej kąpieli przez okres niezbędny do utworzenia się powłoki o żądanej grubości i następnie wynurzeniu z kąpieli z szyb-kością około 0,1 ÷ 10 m/min.

Powłoki są zbudowane z dyfuzyjnej warstwy zewnętrznej, którą stanowią krystality słupkowe fazy FeAl3,. oraz wypełniającego wolne obszary między nimi stopu eutektycznego bogatego w aluminium (Al + FeAl3). Dyfuzyjna warstwa przejściowa oddziela warstwę zewnętrzną od pokrywanego podłoża, a jej głównym składnikiem strukturalnym są „językowate" kryształy fazy Fe2Al5 (rys. 8.8).

Czynnikiem wpływającym w bardzo poważnym stopniu na strukturę powłok aluminiowych jest rodzaj pokrywanego materiału. Warstwa przejściowa powłoki aluminiowanej w tych samych warunkach procesu najszybciej wzrasta na podłożu fer-rytycznym, a znacznie wolniej w przypadku aluminiowania stali wysokowęglowych i żeliw (rys. 8.9).

Na stopach Fe - C o dużej zawartości węgla dyfuzyjna warstwa przejściowa fazy Fe3Al5 w powłoce jest bardzo zredukowana w porównaniu z powłoką

wytworzoną na żelazie Armco. Podobny efekt uzyskuje się przez dodanie do kąpieli krzemu w granicach 6 ÷ 8%. Rozrost fazy przejściowej nie wywiera szkodliwego wpływu na właściwości powłoki wytworzonej na gotowym wyrobie, a więc nie podlegającej takim odkształceniom jak blacha aluminiowana w metodzie ciągłej. Powłoki aluminiowe wytwarzane metodą indywidualną są również znacznie grubsze, a przez to bardziej odporne na korozję atmosferyczną i gazową w wysokiej tempe-raturze.

Warstwy dyfuzyjne

Nasycanie dyfuzyjne jest to proces wprowadzania pierwiastków w postaci ato-mowej do warstwy wierzchniej metali lub stopów metali. Efekt procesu zależy od czasu jego trwania i temperatury, materiału podłoża oraz od stężenia ośrodka ak-tywnego, z którego pochodzi pierwiastek wzbogacający warstwę wierzchnią.

Warstwy dyfuzyjne wytwarza się ze względu na ich cenne właściwości użytko-we, takie jak: duża twardość i odporność na ścieranie, żaroodporność oraz odpor-ność na korozję. Pierwiastkami nasycającymi są najczęściej takie niemetale, jak wę-giel, azot, siarka i bor oraz metale: glin, chrom, tytan i krzem.

Jednym z mniej znanych procesów nasycania dyfuzyjnego, ale bardzo interesują-cym ze względu na cenne właściwości użytkowe powstającej warstwy, jest chro-mowanie dyfuzyjne. Jest to proces polegający na nasycaniu warstwy wierzchniej stopów żelaza chromem, prowadzony w środowisku stałym, gazowym lub ciekłym.

Spośród znanych metod największe zastosowanie w praktyce znalazło chromo-wanie w proszkach z uwagi na prostotę technologii i łatwą obsługę procesu. Inne metody okazały się bardzo skomplikowane i drogie. Prace nad nimi nie wyszły poza skalę prób laboratoryjnych bądź półtechnicznych.

W wyniku chromowania dyfuzyjnego stopów żelaza w zależności od zawartości węgla w podłożu tworzą się dwa typy warstw powierzchniowych. W stopach o za-wartości węgla poniżej 0,15% warstwa jest zbudowana z roztworu stałego chromu w ferrycie, a w stopach powyżej tej granicy warstwa powierzchniowa o charakterze powłoki jest zbudowana z węglików chromu (rys. 8.10).

Na stalach wysokowęglowych tworzy się zwykle węglik typu M7C3 zawierający około 60% Cr, 30% Fe i 10% C o strukturze iglastych kryształów prostopadłych do powierzchni. W szczególnych przypadkach, np. po długotrwałym chromowaniu żeliwa o zawartości węgla powyżej 3,5%, w powłokach uzyskuje się trzy rodzaje węglików: M3C przy podłożu, M7C3 w środku i M23C6 przy powierzchni.

Warstwa roztworu stałego powstająca wskutek dyfuzji chromu do ferrytu zawiera około 30% Cr przy powierzchni, jest niewiele twardsza od podłoża stalowego i po 5 h chromowania w temperaturze 1270 K ma grubość około 200 um. Ma ona szare zabarwienie, jest dość porowata i chropowata, co powoduje, że niezwykle trudno jest ją całkowicie oczyścić z proszku chromującego, który pod wpływem wilgoci szybko koroduje. Z tego względu chromowanie stali niskowęglowych nie znalazło praktycznego zastosowania.

Powłoka węglikowa powstająca wskutek reakcji chromu z węglem z podłoża stalowego ma barwę srebrzystą z wyraźnym połyskiem, twardość około 2000 HV, dobrą odporność na ścieranie, korozję i żaroodporność. Grubość powłoki zależy od zawartości węgla w podłożu stalowym oraz od temperatury i czasu procesu chro-mowania (rys. 8.11). Wartość użytkową mają powłoki o grubości 15 ÷ 40 um.

Rys. 8.11. Zależność grubości powłok chromowanych dyfuzyjnie od czasu chromowania dyfuzyjnego

w temperaturze 1270 K dla różnych gatunków stali

Chromowanie dyfuzyjne z powodzeniem można stosować do obróbki elementów narażonych podczas eksploatacji na zużycie przez tarcie i korozję atmosferyczną lub gazową w podwyższonej temperaturze. Zwiększenie trwałości takich elementów, jak sprawdziany tłoczkowe, narzędzia do obróbki plastycznej na zimno i na gorąco oraz formy do przetwórstwa tworzyw sztucznych wynosi od kilku procent do kilkudzie-sięciu razy w zależności od warunków pracy wyrobów. Części maszyn i narzędzia,

np. sprawdziany tłoczkowe, formy do tworzyw sztucznych itp., które podczas eks-ploatacji podlegają jedynie statycznym lub niewielkim dynamicznym obciążeniom, po chromowaniu dyfuzyjnym nie wymagają już zastosowania obróbki cieplnej utwardzającej podłoże stalowe. Utwardzenie podłoża stalowego jest jednak niezbęd-ne w przypadku chromowania elementów narażonych na znaczne obciążenia dyna-miczne, takich jak np. matryce do tłoczenia i kucia oraz matryce do przeciwbieżnego wyciskania stali i stopów metali kolorowych.

Obróbkę cieplną elementów stalowych należy wykonać w takiej samej tempera-turze jak elementów z materiałów bez powłoki. Nie jest wymagane stosowanie at-mosfer ochronnych, ponieważ powłoka chromowana ma właściwości żaroodporne do temperatury 1250 K. Po hartowaniu chromowanych elementów stalowych w oleju na ich powierzchni występują zanieczyszczenia, które można usunąć przez polerowanie mechaniczne. Nie obserwuje się po tych zabiegach wyraźnego ubytku grubości powłok chromowanych.

W przypadku hartowania przedmiotów o niewielkich gabarytach, wykonanych ze stali wysokostopowych, np. typu NC10, można chłodzić elementy z temperatury au-stenityzowania w wodzie wraz z retortą. Uzyskuje się wtedy odpowiednią twardość przy niezmienionym stanie powłoki.

PRZEBIEG ĆWICZENIA

Są przygotowane próbki z powłokami ochronnymi do obserwacji mikroskopo-wych i pomiarów mikrotwardości, próbki do przyspieszonej próby korozji i próby twardości przez zarysowanie szkła oraz wybrane eksponaty elementów konstrukcyj-nych i narzędzi z powłokami ochronnymi.

1. Obserwować pod mikroskopem wszystkie próbki. 2. Narysować struktury powłok i podłoża próbek wskazanych przez prowadzą-

cego. 3. Określić rozkład twardości HV0,05 w powłoce i w podłożu w funkcji odległo-

ści od powierzchni dla próbki 8.2. 4. Porównać twardość próbek ze stali NC6 w stanie surowym, po obróbce ciepl-

nej oraz po chromowaniu dyfuzyjnym w próbie zarysowania szkła. 5. Porównać odporność korozyjną próbek cynkowanych, aluminiowanych oraz

próbek bez powłoki w próbie przyspieszonej korozji w roztworze H2O2. 6. Wykonać sprawozdanie z ćwiczenia, w którym należy zamieścić rysunki

struktur wraz z opisem składu fazowego, wyniki badań, ich analizę i wnioski.

Tablica 8.2. Wykaz badanych próbek Nr Typ powłoki i podłoża Odczynniki do trawienia Powiększenie

przy obserwacji8.1 8.2 8.3 8.4 8.5 8.6

Powłoka dekoracyjna Ni-Cu-Ni-Cr na stali Powłoka chromu technicznego na żeliwie szarym (fragment pierścienia tłokowego z naniesionymi odciskami HV0,05) Powłoka cynkowa wytworzona metodą zanurzeniową na stali 20 Powłoka aluminiowa wytworzona metodą zanurzeniową na żelazie Armco Powłoka aluminiowa wytworzona metodą zanurzeniową na żeliwie szarym Powłoka chromowa dyfuzyjnie wytworzona na stali NC6

Azotal Azotal Azotal Azotal Azotal Podłoże – azotal, powłoka – 10% KOH + 10% K3Fe(CN)6

500x 500x 100x i 500x 100x i 500x 100x i 500x 500x


Burakowski T., Wierzchoń T., Inżynieria powierzchni metali, Warszawa, WNT 1995.

Młynarczak A., Jakubowski J., Obróbka powierzchniowa i powłoki ochronne, Poznań, Wydawnictwo Politechniki Poznańskiej 1998.

Poradnik galwanotechnika, Warszawa, WNT 1985.

Ćwiczenie 9

Ceramika inżynierska

CEL ĆWICZENIA

Najczęściej ceramikę wykorzystuje się w budownictwie i pokrewnych działach gospodarki. W przemyśle budowy maszyn stosuje się ceramikę specjalną, zwaną także ceramiką inżynierską.

Celem ćwiczenia jest poznanie składu chemicznego, struktury i właściwości ce-ramiki maszynowej stosowanej głównie do wytwarzania elementów narzędzi skra-wających i części silników spalinowych narażonych na działanie wysokiej tempera-tury.

DEFINICJA I PODZIAŁ CERAMIKI

Ceramiką nazywa się materiały składające się z tlenków, azotków lub węglików i stąd rozróżnia się odpowiednio ceramikę tlenkową, azotkową lub węglikową. W opisie składu ceramiki podaje się ilościowy udział odpowiednich związków. W niektórych gatunkach ceramiki występują obok siebie tlenki, węgliki albo azotki.

Produktami wyjściowymi do wytwarzania wyrobów ceramicznych są proszki od-powiednich związków, które za pomocą zabiegów formowania, zagęszczania oraz spiekania w wysokiej temperaturze przekształca się w postać zwartego wyrobu zgodnie z przeznaczeniem. Temperatura spiekania ceramiki dochodzi do 1800°C. Omawiana w tym ćwiczeniu ceramika inżynierska powstaje między innymi z tlen-ków A12O3, ZrO2 lub z azotków Si3N4 wytworzonych syntetycznie. Ceramika z natu-ralnych kopalin nie ma ważnej właściwości - wysokiej temperatury topienia. Zanie-czyszczenia obecne w kopalinach tworzą z podstawowym składnikiem eutektyki, co obniża temperaturę topienia poniżej wartości maksymalnych, np. 2040°C dla tlenku aluminium.

Przedmiotem tego ćwiczenia jest ceramika inżynierska, charakteryzująca się naj-lepszymi możliwymi do osiągnięcia właściwościami. Zajmuje ona w gospodarce państw uprzemysłowionych skromne miejsce - 16-procentowy udział na rynku ma-teriałów ceramicznych (rys. 9.1). Główny przedmiot obrotów i źródło dochodów producentów ceramiki stanowi ceramika gospodarcza, tj. sanitarna, budowlana, stołowa i inne. Ceramika inżynierska figuruje na rys. 9.1 jako techniczna. Podsta-wowa różnica pomiędzy właściwościami ceramiki gospodarczej i inżynierskiej to

wytrzymałość na zginanie - odpowiednio 100 i 1000 MPa. Pomimo skromnego udziału w sprzedaży ceramice inżynierskiej poświęca się dużo uwagi w państwach uprzemysłowionych. W USA na badania poprawiające jej jakość przeznacza się około 1/3 środków przewidzianych na rozwój nowych materiałów. Szczegóły tech-niczne produkcji dobrej ceramiki inżynierskiej (również gospodarczej) pozostają ta-jemnicą wytwórców i dlatego racjonalnym sposobem wykorzystania zalet współczesnej ceramiki jest zakup odpowiedniego wyrobu na podstawie katalogów producentów o uznanej renomie na rynkach międzynarodowych.

CERAMIKA W BUDOWIE MASZYN I PRODUKCJI NARZĘDZI

Z oceny pracy współczesnych maszyn i pojazdów, np. samochodów, wynika, że materiały metalowe zastosowane w ich budowie osiągnęły wysoki stopień doskona-łości. Złożyły się na to długi okres doskonalenia i zbierania doświadczeń w produkcji metali i ich stopów oraz ważne osiągnięcia w poprawie jakości i potanieniu metali w ciągu ostatnich 20 lat, prezentowane w innych ćwiczeniach tego skryptu. Produkuje się także bardzo wydajne narzędzia skrawające np. z węglików spiekanych z nałożonymi warstwami TiC lub TiN. Powstaje zatem pytanie, co jest powodem finansowania i realizowania prac i badań zmierzających do wyprodukowania silników spalinowych, narzędzi skrawających i innych odpowiedzialnych wyrobów z ceramiki.

Z ważniejszych powodów uzasadniających stosowanie ceramiki można wymienić stabilność chemiczną, twardość i odporność na zużycie ścierne, mały ciężar, zróżni-cowane właściwości cieplne. Omówimy je pokrótce.

Stabilność chemiczna. Związki chemiczne tworzące ceramikę, w szczególności tlenki, są produktami reakcji chemicznych prowadzących do maksymalnego zmniej-szenia energii swobodnej układu, co zapewnia powstałym produktom obojętność chemiczną, w szczególności odporność na utlenianie w podwyższonej temperaturze eksploatacji, np. w turbinach gazowych. W rezultacie turbiny i silniki z elementami ceramicznymi powinny pracować dłużej i spalać paliwo w wyższej temperaturze, co zwiększy sprawność urządzenia. Również narzędzia do skrawania metali wykonane z ceramiki można eksploatować w wyższej temperaturze, a co za tym idzie, skrawać z większymi prędkościami.

Twardość i odporność na zużycie ścierne. Materiały ceramiczne są w większo-ści twardsze niż hartowane stale narzędziowe i węgliki spiekane typu Co + WC. (rys. 9.2). Ze względu na zużycie ścierne ceramikę lokuje się za najtwardszymi znanymi materiałami, takimi jak diament, azotek i węglik boru.

Mały ciężar. Wyroby z ceramiki są o ponad połowę lżejsze niż wyroby ze stali, gdyż gęstość A12O3 jest równa 3,7 g/cm3, a Si3N4 3,3 g/cm3. W przemyśle samocho-dowym, gdzie intensywnie poszukuje się sposobów zmniejszenia ciężaru, lżejszy silnik lub inne elementy mogą być argumentem za stosowaniem materiałów ceramicznych.

Zróżnicowane właściwości cieplne. Poszczególne gatunki ceramiki inżynierskiej różnią się przewodnictwem cieplnym. Ceramika węglikowa, np. SiC, dobrze prze-wodzi ciepło, podczas gdy np. A12O3 jest dobrym izolatorem cieplnym. Szczegółowe wartości współczynników przewodzenia ciepła oraz inne parametry różnych gatun-ków ceramiki zestawiono w tablicy 9.1. W wyniku dobrego przewodzenia ciepła przez SiC ceramika ta jest odporna na gwałtowne zmiany temperatury, na tzw. szok

Wytrzymałość na rozciąganie

Materiał Kolor Gęstość [g/cm3]

Moduł E [105 MPa]

20°C 1000°C

Wytrzymałość na ściskanie [MPa]

TwardośćHV

Odporność na pękanie[MPa×m½]

Al2O3 > 99% zwarty MgO ZrO2 z Y2O3 SiC spiekany SiC prasowany na gorąco Si3N4 spiekany Si3N4 prasowany na gorąco Sialon

Żólty Żółty Kremowy Kremowy Kremowy Kremowy Kremowy szary

3,9 5,75 5,97 3,15 3,2 3,2 3,2 3,2

4 2 3,8 4 3,1 3,2 3

300-400 500-700 >1000 350-470 350-450 500-750 700-1000 400 (rozcią- ganie)

250-350 200 200 400 480 500 800

3300 2000 2200 2200 2000 3000 3500

2200 1250 1250 2200 2500 1600 1800

5 8,1 9,7 4,5 3,8 4,6 7 5

termiczny, co pozwala wytwarzać z niej łopatki turbin gazowych pracujących w temperaturze do 1500°C. Łopatki turbin gazowych wykonane z SiC są mało wraż-liwe na pękanie w czasie chłodzenia po wyłączeniu turbiny z eksploatacji i dalszym schłodzeniu do temperatury otoczenia. Właściwości ceramiki pozwalają na projek-towanie i wytwarzanie wyrobów mniej lub bardziej wrażliwych na zmiany tempe-ratury podczas eksploatacji. PODSTAWOWE GATUNKI CERAMIKI INŻYNIERSKIEJ Tlenek aluminium

Tlenek aluminium był pierwszym materiałem wykorzystanym w produkcji cera-miki narzędziowej. Istotnym czynnikiem stanowiącym o jej jakości było ciągłe roz-drabnianie ziaren od wyjściowych wartości 150 µm do 1 µm w obecnie produkowa-nej ceramice A12O3. Przełomy ceramiki drobnoziarnistej, a także ceramiki z nieko-rzystnymi, dużymi ziarnami przedstawiono na rys. 9.3.

Ceramika z tlenku aluminium należy do gorszych gatunków, gdyż w próbie zgi-nania osiąga wytrzymałość do 600 MPa. Częściej stosuje się ceramikę mieszaną, w skład której oprócz tlenku aluminium wchodzą węgliki tytanu, które zwiększają jej wytrzymałość na zginanie do 650 MPa.

Azotek krzemu

Ceramika azotkowa Si3N4 należy do nowszych gatunków ceramiki inżynierskiej, jej najlepsze gatunki uzyskują wytrzymałość na zginanie ponad 1000 MPa. W for-mie zmodyfikowanej występuje pod nazwą sialon. Kolejnym sposobem jej udosko-nalenia było umocnienie za pomocą wiskersów SiC. Dzięki temu powstała ceramika o największym współczynniku odporności na propagację pęknięć, przekraczającym 16 MPa m⋅ Ceramikę azotkowa przeznaczoną na narzędzia skrawające pokrywa się warstwą tlenków, aby zwiększyć odporność na utlenianie.

Tlenek cyrkonu

Ceramikę, której podstawowym składnikiem jest ZrO2, określa się ogólnie jako cera-mikę cyrkonową. Spośród innych gatunków ceramiki wyróżnia się ona wytrzymałością na zginanie (2500 MPa) oraz zadowalającą odpornością na propagację pęknięć, dochodzącą do 10 MPa m⋅ . Z łych względów jest częściej używana na elementy konstrukcyjne aniżeli na narzędzia skrawające. Ceramiki cyrkonowe tracą swe właściwości w temperaturze 800 - 1000°C, lecz w temperaturze niższej dobrze spełniają swą funkcję, np. w łożyskach tocznych pracujących w temperaturze 300 - 400°C.

Więcej informacji o właściwościach i zastosowaniu współczesnej ceramiki inżynierskiej zamieszczono w tablicy 9.1.

NIEKTÓRE OGRANICZENIA W STOSOWANIU WYROBÓW Z CERAMIKI INŻYNIERSKIEJ

Pomimo badań i prób ceramika wciąż pozostaje materiałem o niezadowalającej ciągliwości i odporności na kruche pękanie. Obecnie największe wartości parame-trów charakteryzujących ciągliwość ustępują znacznie parametrom innych materia-łów konstrukcyjnych uznawanych za mało ciągliwe, jak żeliwo szare lub siluminy.

W produkcji wyrobów z ceramiki trudnym do opanowania problemem jest skurcz gotowego wyrobu po spiekaniu na gorąco, wynoszący od 0,5 do 5% w zależności od metody produkcji. Opanowanie i kontrola tego zjawiska wymaga doświadczenia w projektowaniu, tak aby było możliwe formowanie wyrobów z odpowiednimi naddat-kami rekompensującymi skurcz po spiekaniu. Pożądane jest uzyskanie wyrobów o wymiarach finalnych, gdyż skrawanie ceramiki jest bardzo trudne i możliwe tylko narzędziami z diamentu lub azotku boru BN.

Wykorzystanie ceramiki w produkcji narzędzi do skrawania nie może się ograni-czać do zamontowania nowego narzędzia ceramicznego w starej, mało sztywnej ob-rabiarce, gdyż ostrze popęka w wyniku drgań obrabiarki. Inwestycja w nowe obra-biarki jest możliwa tylko w przypadku wielkoseryjnej produkcji, a na to mogą sobie pozwolić wielcy producenci. Skrawanie ceramiką w małych warsztatach jest nie-opłacalne i jest źródłem niekorzystnych opinii o przydatności ceramiki jako mate-riału narzędziowego. Sytuacja poprawiła się, gdy wynaleziono ceramikę azotkową z wiskersami węglika krzemu, której odporność na pękanie jest wystarczająca, aby zamontować ją w zwykłych obrabiarkach.

Pomimo utrudnień w eksploatacji ceramika znajduje coraz większe zastosowanie.

PRZEBIEG ĆWICZENIA

1. Na podstawie obserwacji i informacji zawartych w tablicy 9.1 zidentyfikować wybrane płytki ceramiczne.

2. Na podstawie odcisków po pomiarze twardości HV30 sklasyfikować dostar-czone materiały ceramiczne, stal SW7M oraz spiek węglikowy. Obserwacje prowa-dzić przy powiększeniu 500x.

3. Na podstawie danych katalogowych dobrać właściwe materiały skrawające. 4. Narysować powierzchnie przełomów dostarczonych próbek (powiększenie 30

lub 50x).

PODZIĘKOWANIE

Autor dziękuje profesorowi Mieczysławowi Kawalcowi za pomoc w przygoto-waniu materiałów do ćwiczenia.

LITER ITURA UZUPEŁNIAJĄCA

Leda H., Strukturalne aspekty właściwości mechanicznych wybranych materiałów, Poznań, Wydawnictwo Politechniki Pozańskiej 1998.

Oczoś K., Kształtowanie ceramicznych materiałów technicznych, Rzeszów, Oficyna Wydawnicza Politechniki Rzeszowskiej l996.

Ćwiczenie 10

Materiały kompozytowe

CEL ĆWICZENIA

Celem ćwiczenia jest poznanie podstawowych rodzajów kompozytów, w których do umacniania tworzyw sztucznych lub stopów metali zastosowano wysoko wy-trzymałe włókna lub twarde cząstki ceramiczne. Ćwiczący powinni znać właściwo-ści i zastosowanie wybranych kompozytów oraz wyjaśnić, dlaczego wysoko wy-trzymałe włókna skutecznie umacniają słabsze tworzywa, takie jak polimery lub miękkie stopy aluminium. Konieczna jest znajomość właściwości wysoko wytrzy-małych włókien, podstaw mechaniki kompozytów oraz najważniejszych cech użyt-kowych najczęściej produkowanych kompozytów. Celowe jest również wyjaśnienie przyczyn zastosowania kompozytów w wybranych wyrobach. NIEZBĘDNE WIADOMOŚCI Elementy mechaniki kompozytów

Materiały będące przedmiotem tego ćwiczenia można zdefiniować następująco: kompozyty są to materiały łączące dodatnie cechy materiałów bardzo wytrzymałych, lecz jednocześnie mniej ciągliwych lub nawet kruchych, oraz materiałów o dużej ciągliwości, lecz mniej wytrzymałych. Nowe materiały powstałe z połączenia tak różnych tworzyw są w dużym stopniu pozbawione wad, którymi cechuje się każda grupa eksploatowana oddzielnie. Do materiałów bardzo wytrzymałych zalicza, się między innymi włókna węglowe, włókna boru lub włókna szkła. W ćwiczeniu nie zajmujemy się superwytrzymałymi, lecz bardzo cienkimi włóknami zwanymi wi-skersami. Ich małe średnice ( 1 - 5 µm) sprawiają pewne trudności w produkcji kompozytów, stąd ich zastosowanie jest ograniczone, lecz nie wykluczone. Podawa-ne w katalogach wartości wytrzymałości na rozciąganie wysoko wytrzymałych włó-kien uzyskuje się podczas pomiaru włókien o standardowej długości 25,4 mm. Dłuż-sze włókna z powodu obecności na ich powierzchni większej liczby defektów i wad powierzchniowych są słabsze; w próbie rozciągania pękają przedwcześnie i dlatego nie można w pełni wykorzystać ich znakomitych właściwości.

Włókna „zatopione" w miękkiej żywicy lub w miękkim metalu w próbie rozcią-gania zachowują się odmiennie. Oddzielone od siebie warstwą miękkiego materiału

tworzącego osnowę kompozytu nie niszczą się wzajemnie, a kompozyt przenosi na-prężenia nawet wtedy, gdy włókna popękają i ulegną skróceniu do odcinków znaj-dujących się pomiędzy defektami powierzchniowymi. Z doświadczeń wynika, że odległości pomiędzy sąsiednimi defektami w przeciętnym wysoko wytrzymałym włóknie są większe od wartości lc, tzn. długości krytycznej. Pojęciem tym określa się odcinek włókna, który w czasie pracy nie wyciągnie się z osnowy. Przy rzeczywi-stych długościach fragmentów włókien bez defektów i uszkodzeń powierzchnio-wych, równych dziesięciokrotnej długości krytycznej lc kompozyt traci tylko 5% swej maksymalnej wytrzymałości na rozciąganie. Tak więc włókna zainkludowane

w żywicy lub w miękkim metalu pozwalają na pełne wykorzystanie ich dobrych cech. Inną właściwością i zarazem korzystną cechą charakteryzującą włókna w miękkiej osnowie jest rozkład naprężeń rozciągających. Maksymalne naprężenia rozciągające w włóknie koncentrują sio w jego środkowej części. Dzięki temu podczas rozciągania siłami ponad wytrzymałość kompozytu włókna pękają w środkowej swej części. Zgodnie z sytuacją przedstawioną na rys. 10.1 powstały przełom jest bardzo rozbudowany, a to oznacza, że aby zniszczyć kompozyt, należy zużyć więcej energii.

Włókna wysoko wytrzymałe

Włókna uzyskujące w procesie produkcji bardzo duże wartości wytrzymałości na rozciąganie znajdują zastosowanie w produkcji kompozytów. Właściwości częściej stosowanych włókien zestawiono w tablicy 10.1.

W pierwszej kolumnie przedstawiono właściwości włókien o przeciętnych para-metrach, np. o wytrzymałości na rozciąganie około 1000 MPa. Wyniki te stanowią wartości odniesienia dla pozostałych włókien należących do grupy wysoko wytrzy-małych. Wartości uznawane za korzystne przedstawiono w jasnych polach tablicy, a wartości niekorzystne w ciemnych. Łatwo zauważyć, że ważnym czynnikiem różni-cującym włókna jest ich gęstość. Włókna polimerowe wyróżniają się małą gęstością, natomiast popularne włókna szklane są w porównaniu z innymi ciężkie. Stanowi te ważny czynnik eliminujący włókna szklane z produkcji wielu wyrobów, np. sprzętu sportowego. Na uwagę zasługują włókna polietylenu, mniej popularne, aczkolwiek znakomite i znajdujące zastosowanie w kamizelkach kuloodpornych i w budowie ożaglowania wyczynowych żaglowców transoceanicznych. W handlu są osiągalne pod nazwą Spectra. Włókna aramidowe należą do grupy tworzyw sztucznych o bu-dowie pierścieniowej, otrzymywanych przez wydzielanie z roztworów polimerów w kwasie siarkowym. Opatentowane nazwy handlowe włókien aramidowych to Kevlar

i Twaron. Ich dużą zaletą jest odporność na kruche pękanie, co pozwala na produkcję odzieży sportowej, np. kombinezonów dla motocyklistów. Cechą tą korzystnie się różnią od włókien węglowych, szklanych i ceramicznych.

Tablica 10.1. Wybrane właściwości wysoko wytrzymałych włókien stosowanych do wytwarzania kompozytów (białe pola - zalety, ciemne pola - wady)

1) KTS - konwencjonalne tworzywa sztuczne (poliamid, polietylen). 2) PE - polietylen wysoko wytrzymały. 3) HT - w łókna wysoko wytrzyma łe. 4) HM - włókna wysokomodułowe. 5) Temperatura rozpadu. 6) Temperatura mięknięcia.

Włókna węglowe występują jako włókna wysoko wytrzymałe oraz jako włókna wysokomodułowe. Te drugie są też określane mianem włókien grafitowych. Mankamentem obydwu grup włókien węglowych jest ich kruchość, co wyklucza ich zastosowanie w postaci samodzielnego wyrobu. Kolejnym parametrem różnicującym właściwości włókien, a tym samym produkowanych z nich kompozytów, jest moduł sztywności E. W konstrukcjach wymagających większej sztywności kompozyty z włóknami węglowymi dominują nad produktami z włóknami szklanymi i polimero-wymi. Włókna ceramiczne są wykorzystywane w wyrobach przeznaczonych do pracy w podwyższonej temperaturze, a ich użycie jest ograniczone wysoką ceną. W praktyce produkcyjnej duże zastosowanie znalazły włókna węglowe i szklane

w osnowie z żywic termoutwardzalnych i termoplastycznych, włókna kevlarowe w osnowie z żywic termoutwardzalnych oraz włókna ceramiczne w osnowie ze stopów aluminium. Rozpowszechniły się też kompozyty z osnową ze stopów aluminium i z cząstkami ceramiki, omawiane dalej.

Kompozyty z włóknami szklanymi

W skali przemysłowej często produkuje się kompozyty składające się z włókien szklanych w żywicy poliestrowej lub włókien szklanych w żywicy epoksydowej. Lepsze właściwości uzyskuje się z zastosowaniem żywicy epoksydowej. Jednak żywica poliestrowa jest tańsza i dlatego również jest wykorzystywana, zwłaszcza w wyrobach, od których nie wymaga się optymalnych właściwości, np. w łódkach i kajakach do rekreacyjnego pływania. W produkcji sprzętu wyczynowego używa się częściej kompozytów składających się z włókien węglowych i żywicy epoksydowej. Do kompozytów często wprowadza się włókna szklane o symbolu E, zawierające tlenki A12O3 - MgO - SiO2 w proporcjach tworzących eutektykę potrójną. Istotne dla kształtowania właściwości kompozytów są śladowe zawartości tlenków metali alkalicznych we włóknach ze szkła E. Jony sodu lub potasu są wymywane ze szkła w wodzie i w środowisku wilgotnym, co powoduje powstawanie dodatkowych mi-krokarbów powierzchniowych osłabiających wyrób szklany. Jednak brak lub tylko śladowa obecność tlenków sodu lub potasu nie wystarcza do uodpornienia kompo-zytów na niekorzystne działanie wody. Niemal wszystkie znajdujące się w sprzedaży włókna szklane są przez ich producentów powlekane cienką warstwą związków si-lanowych. Obecność związków silanowych na powierzchni włókien szklanych zmniejsza przenikanie wody przez granicę włókno - żywica, co zwiększa przyczepność żywicy do włókien, a to z kolei zwiększa wytrzymałość kompozytów na zginanie i ścinanie, szczególnie w kierunkach prostopadłych do osi wzdłużnej włókien.

Kompozyty z włóknami węglowymi

W potocznym języku używa się dwóch określeń: włókna węglowe i włókna gra-fitowe. Obydwa te materiały różnią się właściwościami wynikającymi z odmiennych warunków wytwarzania. W obu przypadkach produktem wyjściowym jest najczęściej włókno z tworzywa sztucznego o symbolu PAN, które po zwęgleniu w zakresie temperatury od 1600 do 1800°C tworzy włókna węglowe, natomiast po zwęgleniu w zakresie temperatury od 2500 do 2600°C tworzy włókna grafitowe. Te drugie cha-rakteryzują się większym stopniem uporządkowania atomów w pierścieniach wę-glowych oraz są mniej zdefektowane. Jak wynika z liczb przedstawionych w tablicy 10.1, włókna węglowe oznaczone HT są bardziej wytrzymałe niż włókna grafitowe, lecz mają od nich mniejszy moduł sprężystości E. Twórcy włókien, projektanci sa-molotów i inni użytkownicy nie byli zadowoleni z istnienia tak różnych właściwości

włókien węglowych i grafitowych i skierowali wysiłek badawczy i produkcyjny na wyprodukowanie włókien łączących najlepsze cechy obu grup. W rezultacie po-wstały nowoczesne włókna o znakomitych właściwościach, przedstawionych na rys. 10.2. Włókna te pozwalają na produkcję kompozytów o właściwościach mechanicz-nych nieosiągalnych dla innych materiałów konstrukcyjnych (rys. 10.3).

W kompozytach polimerowych jako osnowę stosuje się żywice epoksydowe. Ży-

wice te należą do gatunku termoutwardzalnych, tzn. polimeryzują i utwardzają się w temperaturze od 60 do 180°C. Możliwe jest zastosowanie żywic epoksydowych utwardzanych chemicznie. Według informacji producentów czas polimeryzacji -

utwardzania w temperaturze otoczenia - wynosi około 7 dni. Jednak z doświadczenia wynika, że proces całkowitego utwardzania trwa co najmniej miesiąc i dlatego odpowiedzialne wyroby z kompozytów z osnową epoksydową utwardza się przez kilka godzin w temperaturze do 180°C. Zasadą jest również utwardzanie kompozytów z osnową polimerową pod ciśnieniem wytworzonym mechanicznie, pneumatycznie lub hydraulicznie.

Porównanie kompozytów z włóknami szklanymi z kompozytami z włóknami węglowymi

Gdy od wyrobów kompozytowych wymaga się najlepszych właściwości przy najmniejszym ciężarze, kompozyty z włóknami węglowymi dominują nad kompo-zytami z włóknami szklanymi. Dotyczy to profesjonalnego sprzętu sportowego, sa-molotów bojowych i innych zastosowań militarnych, w przypadku których wysoka cena nie stanowi bariery. W innych wyrobach wysoka cena włókien węglowych (około 100 zł za kilogram) jest przeszkodą w ich powszechnym wykorzystaniu. Dlatego produkuje się także kompozyty z włóknami szklanymi, których cena wynosi około 10 zł za kilogram. Przykładem mogą być szybowce PW5 i PW6 zaprojektowane na Politechnice Warszawskiej i wykonane z kompozytów żywica epoksydowa - włókna szklane. Szybowce te zostały uznane przez Międzynarodową Federację Lotniczą za nową klasę szybowców sportowych. Warunkiem obecności w tej klasie jest pominięcie w produkcji włókien węglowych. Jednak kompozyty z włóknami szklanymi są cięższe i mniej sztywne (tabl. 10.2).

Przy obciążeniach cyklicznie zmiennych kompozyty z włóknami szklanymi są mniej wytrzymałe niż kompozyty z włóknami węglowymi, pomimo że mają nieco większą wytrzymałość przy obciążeniu doraźnym. Kompozyty z włóknami węglo-wymi dominują również podczas pracy w środowisku wilgotnym i w podwyższonej temperaturze. Jednak w innych próbach ujawniają się pozytywne cechy kompozytów z włóknami szklanymi. I tak, w próbie rozciągania kompozyty z włóknami szklanymi wykazują większe wartości wydłużenia (parametr A w tablicy 10.2) oraz większą zdolność do pochłaniania energii przy działaniu sił statycznych i dynamicznych. W wyniku tego wyroby z kompozytów z włóknami szklanymi podczas niszczenia nie rozpadają się na drobne części, lecz jeszcze przez pewien czas pozostają zwarte pomimo obecności pęknięć w wyrobie. Z powyższych powodów, a także ze względu na niższą cenę wiele wyrobów produkuje się z kompozytów hybrydowych, tzn. z udziałem włókien szklanych i węglowych.

Tablica 10.2. Właściwości mechaniczne wybranych kompozytów

Rm [MPa] Re [MPa] E

[105 MPa] ściskanie

A [%] Materiał umacniający

0° 90° 0° 90° 0° 90° 0° 90°

γ [g/cm3]

Włókno węglowe A Włókno węglowe WW Włókno grafitowe WM Włókno grafitowe UWM Polimer PRD Szkło S Bor

14901350880 1350149017601560

47-80 40-80 34-68 13-20 20-26 34-60 61-88

1490 1350 880 656 300 677 2700

270 237 200 305 102 170 270

1,22 1,49 1,82 3,04 0,74 0,54 2,03

0,10 0,09 0,09 0,06 0,05 0,13 0,2

1,2 0,9 0,5 0,5 2,0 3,0 0,7

0,5-0,9 0,5-0,9 0,5-0,8 0,2-0,3 0,3-0,5 0,3-0,5 0,3-0,5

1,55 1,575 1,63 1,60 1,38 1,98 2,07

Kompozyty z Kevlarem

Włókna kevlarowe w odróżnieniu od włókien szklanych, węglowych, boru lub ceramicznych mogą być stosowane w postaci przędzy lub tkaniny, gdyż wówczas nie tracą swych znakomitych właściwości eksploatacyjnych. Wykonuje się z nich kamizelki kuloodporne, kombinezony motocyklowe, rękawice, obuwie sportowe i ochronne. W rękawicach z Kevlaru można zgniatać szkło. W tych wyrobach wyko-rzystuje się odporność Kevlaru na ścieranie i zdolność do pochłaniania energii. Te dwie ostatnie cechy wykorzystuje się również w kompozytach. Ze względu na mniej-sze wartości modułu sprężystości Kevlaru wyroby kompozytowe są również mniej sztywne niż kompozyty z włóknami węglowymi, ale za to cechują się większą udar-nością(rys. 10.4).

Kompozyty odlewane (metalowo-ceramiczne)

Omówione kompozyty umocnione włóknami ciągłymi należą do droższych mate-riałów konstrukcyjnych. Okazało się, że można również wykorzystać dobre właści-wości bardzo twardych cząstek, np. SiC lub A12O3. Popularność zdobyły kompozyty z osnową ze stopów aluminium wzmocnioną cząstkami krzemu lub tlenku alumi-nium. Na rysunku 10.5 przedstawiono strukturę kompozytu z udziałem 20% SiC. Osnowę stanowi stop aluminium z udziałem 9% Si, 0,6% Mg, 0,8% Ti i 0,009% Sr.

Pozornie łatwa produkcja kompozytów odlewanych z osnową ze stopów alumi-nium sprawia jednak trudności. Cięższe cząstki ceramiczne dodane do stopionego metalu opadają do dolnej części odlewu, co uniemożliwia racjonalne kształtowanie właściwości tworzonego wyrobu. Z tego powodu producenci kompozytów odlewa-nych z osnową ze stopów aluminium zaopatrują się w półprodukty kompozytowe w postaci gąsek, z których już łatwiej można uzyskać poprawny odlew z równomiernie rozłożonymi cząstkami ceramicznymi, co pokazano na rys. 10.5. Znanymi dostaw-cami półproduktów kompozytów aluminiowych są firmy Duralcan oraz Alcoa.

Podstawowym celem produkcji kompozytów odlewanych z osnową ze stopów aluminium jest zwiększenie modułu sprężystości E materiału odlewanego, co czyni produkty z kompozytów, np. ramy rowerowe oznaczone w katalogach symbolem MMC, bardziej sztywnymi. Obecność twardych cząstek zwiększa również odporność na zużycie ścierne.

Ważną zaletą kompozytów z osnową ze stopów aluminium, stosowanych do pro-dukcji tłoków w silnikach spalinowych, jest ich większa odporność na rozwój mi-kroszczelin powstających w tłokach w wyniku cyklicznych zmian temperatury (rys. 10.6). Niektóre wyroby kompozytowe ze stopów aluminium do przeróbki plastycz-

nej można przerabiać plastycznie na gorąco, lecz wymaga to szczególnej ostrożności, gdyż dopuszczalne odkształcenia rozciągające i ści-skające są mniejsze aniżeli w zwykłych stopach aluminium.

W niektórych rozwiązaniach w produkcji tłoków stosuje się tzw. preformy w postaci po-rowatego elementu konstrukcyjnego wykonanego ze spieczonych wstępnie węglików krzemu lub tlenku aluminium. Podczas zalewania tłoka stopionym metalem i w wyniku następnego do-ciskania pory w preformie wypełniają się me-talem i tworzą zwarty fragment tłoka w miej-scach najbardziej narażonych na ścieranie.

Przykłady wyrobów kompozytowych

Tyczka do skoku o tyczce

W historii skoku o tyczce sportowcy używali kolejno tyczek bambusowych, sta-lowych, z kompozytów z włóknami szklanymi oraz obecnie z kompozytów z włók-nami węglowymi i grafitowymi (rys. 10.7). Tyczka sportowa z rys. 10.7 ma średni-cę zewnętrzną 39,5 mm i grubość ścianki 2,25 mm. W próbie spłaszczania napręże-nie niszczące wynosi 320 MPa. Dla porównania można dodać, że w podobnej próbie

rurki stalowe wykonane ze stali chromowo-molibdenowej o strukturze bainitycznej wymagały do spłaszczenia wytworzenia naprężeń 2580 MPa. Przedstawione wyniki są dowodem, że w rywalizacji materiałów stalowych i kom-pozytowych te pierwsze w nie-których próbach dominują nad materiałami kompozytowymi.

Rakieta tenisowa

Ramę rakiety tenisowej w przekroju poprzecznym przedstawiono na rys. 10.8. Na wewnętrznej ściance jest widoczna siatka o średnicy oczek około 5 mm, wykonana z Kevlaru. Włókna węglowe nawinięto na rdzeń z folii poli-merowej usztywniony sprężonym powietrzem, który umieszczono w formie o wykroju wewnętrznym kształtującym ramę rakiety. Przez zwiększenie ci-śnienia dociśnięto włókna węglowe do formy. Folia rozprężająco-dociskowa pozostaje wewnątrz ramy

PRZEBIEG ĆWICZENIA

1. Obejrzeć pod mikroskopem i narysować strukturę następujących wyrobów kompozytowych:

a) tyczki sportowej, b) rakiety tenisowej, c) próbki do pomiaru wytrzymałości na zginanie udarowe z włóknami węglowy

mi, szklanymi oraz kevlarowymi: na rysunku zaznaczyć granicę pomiędzy fragmentami z różnymi włóknami,

d) próbki materiału kompozytowego ze stopu Al + 20% SiC. 2. Przedstawić wnioski wynikające z analizy informacji z tablic 10.1 i 10.2.

PODZIĘKOWANIE

Autor dziękuje panom: prof. Marianowi Dudziakowi, dr. hab. Ignacemu Wier-szyłłowskiemu, Janowi Gierakowi z klubu sportowego AZS w Poznaniu, dr. Jackowi Jackowskiemu, mgr. Janowi Jakubowskiemu za życzliwe udostępnienie wyrobów z kompozytów oraz pomoc w realizacji celów tego ćwiczenia.


Leda H., Strukturalne aspekty właściwości mechanicznych wybranych materiałów, Poznań, Wydawnictwo Politechniki Poznańskiej 1998.

Leda H., Kompozyty polimerowe z włóknami ciągłymi, Poznań, Wydawnictwo Po-litechniki Poznańskiej 2000.

Śleziona J., Technologia kompozytów, Gliwice, Wydawnictwo Politechniki Śląskiej 1998.

Ćwiczenie 11

Procesy umacniające materiały metaliczne

CEL ĆWICZENIA

Celem ćwiczenia jest poznanie przez studentów najważniejszych procesów (me-chanizmów) umocnienia występujących w strukturze metali i stopów. Mechanizmy te są wykorzystywane w przemyśle w technologiach wytwarzania i przetwarzania tworzyw metalicznych, w wyniku czego uzyskuje się materiały i wyroby mające najkorzystniejsze właściwości mechaniczne.

Studenci powinni zrozumieć omawiane procesy umacniania i umieć wskazać je w stosowanych powszechnie materiałach i technologiach. Powinni także umieć ziden-tyfikować te elementy oglądanych struktur metalograficznych, które są istotnym czynnikiem umacniającym. NIEZBĘDNE WIADOMOŚCI Wprowadzenie

Przez umocnienie rozumiemy zmiany w strukturze materiału prowadzące do wzrostu jego cech wytrzymałościowych, takich jak granica plastyczności, wytrzy-małość na rozciąganie i twardość. Wszystkie te cechy reprezentują, bardziej lub mniej bezpośrednio, stan naprężeń koniecznych do uruchomienia poślizgu dysloka-cji, czyli wywołania odkształcenia plastycznego. Bezpośrednim odzwierciedleniem naprężenia potrzebnego do uruchomienia poślizgów dyslokacji w skali makrosko-powej, a więc w znacznym obszarze polikryształu, jest wyraźna granica plastyczno-ści (Re). Występuje ona w niektórych stopach, w szczególności w miękkich stalach. Jeśli nie udaje się zaobserwować wyraźnej granicy plastyczności, przyjmujemy, że odkształcenie plastyczne w skali makroskopowej rozpoczyna się, gdy odkształcenie względne osiągnie 0,2%. Odpowiadające temu naprężenie nazywamy umowną gra-nicą plastyczności (R0,2).

Istotą wszystkich sposobów umacniania jest zwiększenie oporu ruchu dyslokacji. Tak więc wszelkie elementy struktury metalu utrudniające lub uniemożliwiające po-ślizg dyslokacji umacniają materiał. Temu umocnieniu towarzyszy z reguły zmniej-szenie plastyczności i udarności materiału.

Na wartość oporu ruchu dyslokacji, a więc i poziom umocnienia, składają się następujące czynniki:

- opór sieci krystalicznej metalu (σo) występujący w sieci doskonalej, bez defektów,

- umocnienie roztworowe (σr) wywołane przez obecność w sieci innych atomów, - umocnienie odkształceniowe (σj) wynikające z hamowania ruchu

dyslokacji przez dyslokacje mnożące się w wyniku odkształcenia, - umocnienie granicami ziaren (σg.z.), - umocnienie twardymi cząstkami (σcz), zwane umocnieniem

wydzieleniowym (ewentualnie dyspersyjnym). Założywszy addytywność wymienionych elementów umocnienia, wartość

granicy plastyczności można wyrazić następującym wzorem:

σe=σo+σr+σd+σg.z.+σcz (11.1)

Niżej omówmy pokrótce wymienione elementy równania (11.1), które konstytuują właściwości mechaniczne metali i ich stopów.

Opór sieci krystalicznej

Opór sieci zależy od geometrii rozmieszczenia atomów w przestrzeni (typu sieci) oraz od rodzaju tych atomów. Czynniki te determinują możliwe systemy poślizgu oraz naprężenie konieczne do uruchomienia poślizgu dyslokacji, tzw. krytyczne naprężenie poślizgu. Naprężenie to, zwane też krytycznym naprężeniem stycznym lub krytycznym naprężeniem ścinającym, odnosi się do pojedynczego, izolowanego kryształu (monokryształu).

Przyjąwszy, iż wykonujący ćwiczenie wie z wykładów, co to są dyslokacje, przypomnijmy najważniejsze informacje o ich zachowaniu się i wpływie na właściwości mechaniczne metali.

Najmniej energii potrzeba do uruchomienia dyslokacji w płaszczyznach łatwego (ściślej mówiąc: najłatwiejszego) poślizgu, którymi są płaszczyzny najgęściej obsadzone atomami. Na danej płaszczyźnie poślizgu istnieje jeden kierunek lub więcej kierunków, w których poślizg jest najłatwiejszy. Określona płaszczyzna poślizgu oraz dany kierunek poślizgu stanowią system poślizgu.

Opór sieci krystalicznej jest więc wielkością charakterystyczną dla danego metalu.

Oczywiście, odkształcenie plastyczne, z jakim mamy do czynienia w praktyce, odbywa się w materiale polikrystalicznym, a więc składającym się z wielu ziaren. Każde z nich ma sieć krystaliczną inaczej zorientowaną w przestrzeni, a zatem maksymalne naprężenie styczne, które jest wytworzone w danym elemencie pod wpływem przyłożonych sil, działa pod różnymi kątami względem kierunków łatwego po-

ślizgu w różnych ziarnach. Wobec tego w wielu ziarnach zostaną uruchomione sys-temy poślizgu inne niż najłatwiejszy w danym ziarnie system. Stąd naprężenie styczne potrzebne do odkształcenia polikryształu jest około 1,5 raza większe niż w przypadku monokryształu (pomijamy tu na razie wpływ granic ziaren).

Zrozumienie dyslokacyjnego mechanizmu odkształcenia metali, określającego wartość sił potrzebnych do odkształcenia, ma zasadnicze znaczenie dla zrozumienia wszystkich mechanizmów umocnienia.

Umocnienie roztworowe

Jest ono spowodowane zniekształceniem sieci krystalicznej przez rozpuszczone w niej atomy różnowęzłowe i międzywęzłowe, które ograniczają swobodną drogę po-ślizgu dyslokacji.

Różnowęzłowymi nazywamy atomy, które zastępują w sieci krystalicznej atomy metalu rozpuszczalnika. Jest to możliwe wówczas, gdy wielkość atomów rozpusz-czalnika i pierwiastka rozpuszczonego jest zbliżona.

Umocnienie przez atomy różnowęzłowe jest tym większe, im większa jest różnica średnic atomowych i im większe jest stężenie atomów rozpuszczanych. Można je wyrazić następującym wzorem:

21

23

cr ⋅= εσ (11.2)

gdzie: e - względna różnica wielkości atomów,

c - stężenie pierwiastka rozpuszczonego. Typowymi roztworami różnowęzłowymi są stopy metali, które nie łączą się ze

sobą w fazy międzymetaliczne. Szereg stopów o istotnym zastosowaniu praktycz-nym ma strukturę różnowęzłowych roztworów stałych. Należą do nich między in-nymi liczne stopy miedzi, aluminium i tytanu o stosunkowo niewielkiej zawartości pierwiastka rozpuszczonego. W pewnym sensie zaliczyć do nich należy także stale stopowe, w których oprócz pierwiastków międzywęzłowych, w szczególności węgla, znajdują się (w istotnych ilościach) metaliczne pierwiastki tworzące z żelazem roz-twór różnowęzłowy.

Międzywęzłowymi nazywamy atomy, które lokują się w lukach między węzłami sieci krystalicznej, czyli między atomami metalu rozpuszczalnika. Atomy rozpusz-czające się są z reguły większe od luk, które mogą zająć. W efekcie atomy między-węzłowe, „wciśnięte" w sieć krystaliczną, zniekształcają ją i przez to utrudniają po-ślizg dyslokacji. Utrudnienie poślizgu dyslokacji, a więc i umocnienie, jest tym większe, im większe są atomy rozpuszczające się międzywęzłowo i im jest ich wię-cej.

Umocnienie odkształceniowe (dyslokacyjne)

Umocnienie to, zwane też umocnieniem przez zgniot, jest spowodowane przez mnożenie dyslokacji w wyniku odkształcenia plastycznego. Bardzo duża liczba dyslokacji, przy dużych odkształceniach osiągająca 1012/cm2 (oznacza to, że łączna długość dyslokacji przypadająca na 1 cm3 wynosi 1012 cm), powoduje skutki podobne do nadmiaru samochodów na ulicach miasta, a więc wzajemne blokowanie się dyslokacji poruszających się według różnych systemów poślizgu.

Oczywiście, zanim dojdzie do takiej sytuacji, są uruchamiane systemy poślizgu, które cechuje zarówno małe krytyczne naprężenie styczne, jak i zgodność kierunku poślizgu z działającym naprężeniem stycznym. Później, po wyczerpaniu najłatwiej-szych możliwości poślizgu są uruchamiane systemy poślizgu wymagające większych naprężeń. A to właśnie oznacza umocnienie materiału, czyli konieczność przyłożenia większych naprężeń, by kontynuować odkształcenie.

Dyslokacje poruszające się w różnych kierunkach i po różnych płaszczyznach poślizgu spotykają się i blokują wzajemnie, tworząc sploty dyslokacji, co jeszcze bardziej zwiększa wartość naprężenia konieczną do kontynuowania odkształcenia.

Trzeba dodać, iż opisane zjawisko przebiega nieco inaczej w różnych stopach. Decy-duje o tym energia błędu ułożenia, będąca charakterystyczną cechą danego stopu.

Energia błędu ułożenia (w skrócie: EBU) jest energią (wyrażaną w dżulach na centymetr kwadratowy) potrzebną do utworzenia błędu ułożenia o jednostkowej po-wierzchni (błąd ułożenia stanowi kilka lub więcej warstw atomów ułożonych inaczej niż warstwy sąsiednie).

Wartość EBU, a tym samym liczba błędów ułożenia, wpływa na rodzaj i właści-wości występujących w stopie dyslokacji. Jest to o tyle istotne, że tylko niektóre ro-dzaje dyslokacji są zdolne do poślizgu poprzecznego, który polega na zmianie płasz-czyzny poślizgu. Z kolei zdolność do poślizgu poprzecznego umożliwia dyslokacjom omijanie najrozmaitszych przeszkód stojących im na drodze.

W rezultacie w metalach i stopach o małej EBU, w których strukturze są liczne błędy ułożenia, dyslokacje poruszają się niemal wyłącznie prostoliniowo, tworząc tzw. pasma poślizgu. Niemożność „manewru" dyslokacji sprawia, że łatwo dochodzi do ich zablokowania, co z kolei powoduje znaczne umacnianie się tych metali w wy-niku niewielkich nawet zgniotów. Wyrażają to duże współczynniki we wzorze uj-mującym wzrost naprężeń koniecznych do dalszego odkształcenia:

nrzrz K εσ ⋅=

przy czym: σrz - naprężenie rzeczywiste, K - współczynnik umocnienia, εrz

n - odkształcenie rzeczywiste (logarytmiczne), n - wykładnik.

Do metali i stopów o małej EBU, a tym samym cechujących się intensywnym

umacnianiem, zwłaszcza w początkowym stadium odkształcenia, zalicza się między innymi stale austenityczne oraz miedź i jej stopy, które odznaczają się dużym wy-kładnikiem potęgowym n, około 0,5.

Na stopień umocnienia wpływa oczywiście również współczynnik umocnienia K, szczególnie przy małych wartościach EBU. Przyjmuje on także większe wartości dla stopów, szczególnie umocnionych w inny sposób, np. przez wydzielenia dyspersyj-nych cząstek.

Dużą EBU odznaczają się metale o sieci regularnej przestrzennie centrowanej, a więc przede wszystkim żelazo i jego stopy (z wyjątkiem stali austenitycznych), a z metali o sieci ściennie centrowanej nikiel i aluminium oraz jego stopy. Metale te, dzięki znacznie większej możliwości poprzecznego poślizgu dyslokacji, umacniają się zasadniczo słabiej (n ~ 0,2); podczas odkształcenia tworzą strukturę komórek mikrometrowej wielkości o ścianach ze splątanych dyslokacji.

Jak już wyżej wspomniano, odkształcenie plastyczne polikryształu przebiega nie-równomiernie w różnych ziarnach, które ulegają niejednakowemu odkształceniu i tym samym niejednakowemu umocnieniu. Przejawia się to przez różne odkształcenie sąsiednich ziaren, wynikające z innego zorientowania ich sieci krystalicznej wzglę-dem działających naprężeń i z różnej gęstości komórek dyslokacyjnych lub pasm po-ślizgu, które przy większych zgniotach łączą się w tzw. pasma odkształcenia.

Ogólnie, wartość umocnienia jest funkcją gęstości dyslokacji, zgodnie z poniż-szym wzorem:

21

ρβσ Gbd = (11.4)

gdzie: β - stała zależna od sposobu odkształcenia i typu sieci krystalicznej, G - moduł sprężystości postaciowej, b - wektor Burgersa, ρ - gęstość dyslokacji.

Wzór ten wskazuje czynniki wpływające na efekt umocnienia dyslokacyjnego, jednak stosowanie go w praktyce jest utrudnione z uwagi na trudność wyznaczenia gęstości dyslokacji (znacznie częściej zatem korzystamy ze wzoru 11.3). Trzeba również pamiętać o tym, iż jego stosowanie jest ograniczone do stosunkowo dużej liczby dyslokacji (powyżej 106/cm2). Przy małych koncentracjach dyslokacji zwięk-szanie ich liczby prowadzi do wzrostu plastyczności, a więc zmniejszenia parame-trów wytrzymałościowych. Wynika to z tego, że zbyt mała liczba dyslokacji nie wy-starcza do uzyskania znaczącego odkształcenia. Wpływ gęstości dyslokacji na gra-nicę plastyczności metali ilustruje rys. 11.1.

Umocnienie granicami ziaren

Ten rodzaj umocnienia jest szczególnie godny polecenia z uwagi na to, że z reguły towarzyszy mu zwiększenie udarności. Jest to związane z tym, iż szkodliwe domieszki, takie jak fosfor, siarka, arsen, cyna, bizmut i inne, gromadzą się na gra-nicach ziaren i zmniejszają ich spójność (adhezję). W związku z tym im większa jest powierzchnia granic ziaren (czyli im drobniejsze ziarno), tym niniejsza jest koncen-tracja tych szkodliwych zanieczyszczeń przypadająca na jednostkę powierzchni gra-nicy.

Umacniająca rola granic ziaren wynika z tego, że dyslokacje przemieszczające się przez poślizg wewnątrz ziaren z reguły nie mogą przekroczyć ich granicy, co ogranicza możliwości odkształcenia.

Umocnienie granicami ziaren jest wyrażone zależnością Halla-Petcha:

21

..

−⋅= dkzgσ (11.5)

gdzie: k - stała materiałowa zależna od temperatury i prędkości odkształcenia, d - średnia średnica ziarna.

W związku z tym, że umocnienie przez rozdrobnienie ziaren prowadzi do wzrostu udarności, ta metoda umocnienia może być stosowana bez ograniczeń. Współcześnie opracowano metody uzyskiwania materiałów o ziarnach wielkości mikrometrowej, a nawet nanometrowej (umownie przyjęto, że materiały o wielkości ziarna poniżej 100 nm zaliczamy do tzw. nanomateriałów).

Najważniejsze przemysłowe metody uzyskiwania materiałów drobnoziarnistych to:

- działania na etapie procesu metalurgicznego, takie jak zabiegi modyfikacji przez dodanie do ciekłego stopu substancji tworzących liczne zarodki krystalizacji, odtlenianie wytopów przez wprowadzenie pierwiastków tworzących wysokodysper- syjne cząstki (np. A1N) zapobiegające rozrostowi ziarna, np. w trakcie obróbki cieplnej,

- bardzo szybkie chłodzenie ciekłego metalu, - metody metalurgii proszków, w tym uzyskiwanie nanometrowej wielkości czą-

stek, a po procesie scalania ziaren metody mechanicznego stapiania (mechanicznej syntezy),

- odpowiednia przeróbka plastyczna, w szczególności kontrolowane (regulowane) walcowanie,

- obróbka cieplna, w której wykorzystuje się przemiany fazowe (np. wyżarzanie normalizujące) lub proces tworzenia nowych ziaren (rekrystalizację).

Metody te są coraz częściej wykorzystywane jako efektywne sposoby polepsza-nia kompleksu właściwości mechanicznych.

Umacnianie cząstkami

Polega ono na utworzeniu twardych, drobnych (dyspersyjnych) cząstek, możliwie równomiernie rozmieszczonych, w plastycznej osnowie czystego metalu lub roztwo-ru stałego. Cząstki te utrudniają ruch dyslokacji tym bardziej, im są twardsze i licz-niejsze.

Ze względu na wielkość i właściwości mechaniczne cząstki można podzielić na dwie kategorie:

- cząstki ścinane przez dyslokacje, - cząstki omijane przez dyslokacje. Zarówno ścinanie cząstek przez dyslokacje, jak i ich omijanie (zgodnie z mecha-

nizmem zaproponowanym przez Orowana) powoduje umocnienie stopu. Przy stałym udziale objętościowym cząstek jest ono zależne od ich średnicy i właściwości me-chanicznych. Te dwa czynniki decydują o naprężeniu potrzebnym do ścięcia cząstek przez dyslokację lub ich ominięcia, które jest tym łatwiejsze, im większe są odległo-ści między cząstkami (rys. 11.2). Z rysunku 11.2 wynika, iż istnieje pewna opty-malna średnica cząstek (o danych właściwościach mechanicznych) zapewniająca maksymalne umocnienie.

Na podstawie wskazanego przez Orowana mechanizmu omijania cząstek przez dyslokacje opracowano wzory pozwalające w przybliżeniu określić efekt umocnienia cząstkami. Podstawową zależnością jest wzrost umocnienia wraz z malejącą odle-głością między cząstkami. Jeśli wyrazimy tę zależność przez udział objętościowy cząstek w stopie i ich średnią średnicę (przy założeniu, że kształt cząstek jest zbliżo-

ny do kuli), to umocnienie stali twardymi (a więc nie ulegającymi ścięciu przez dys-lokacje) cząstkami można wyrazić wzorem Orowana-Ashby'ego:

bdGb

cz ln2πλ

σ = (11.6)

gdzie: G - moduł sprężystości postaciowej, b - średnia wartość wektora Burgersa, d - średnia średnica cząstek mierzona na przekroju, λ- średnia odległość między cząstkami mierzona od ich krawędzi.

Rys. 11.2. Naprężenie styczne konieczne do ścięcia cząstek przez dyslokacje (krzywa 1) lub ominięcia

ich (krzywa 2) przy założeniu stałego udziału objętościowego cząstek

W zależności od tego, w jaki sposób cząstki znalazły się w osnowie stopu, mó-wimy o umacnianiu dyspersyjnym i umacnianiu wydzieleniowym. O pierwszym mówimy wówczas, gdy cząstki umacniające zostały wprowadzone „z zewnątrz", np. bardzo drobne cząstki A12O3 wprowadzone do aluminium w procesie metalurgii proszków. Zwróćmy jednak uwagę, iż jest to właściwie tworzenie materiałów złożo-nych, czyli kompozytów. Zajmiemy się zatem typowym umacnianiem wydzielenio-wym, którego istotą jest wydzielanie twardych cząstek z przesyconego roztworu stałego.

W tym miejscu trzeba się odwołać do znanego wykresu równowagi dwóch skład-ników tworzących w pewnym zakresie stężeń roztwór stały (rys. 11.3). Gdy zostanie przekroczone równowagowe stężenie składnika B w roztworze stałym a, następuje (pod warunkiem istnienia wystarczającej dyfuzji, a więc odpowiedniej temperatury i czasu) wydzielenie nadmiaru pierwiastka B w postaci fazy międzymetalicznej (np. A3B) lub międzywęzłowej. Z takim wydzielaniem mamy do czynienia w przypadku

wystarczająco wolnego chłodzenia stopu o składzie chemicznym leżącym pomiędzy stężeniami c1 i c2. Wówczas jednak wydzielenie twardej fazy następuje głównie na granicach ziaren roztworu stałego α, a powstałe wydzielenia są stosunkowo duże. Gdy wydzieleń jest dużo, tworzą one niemal ciągłą błonkę na granicach ziaren, co z reguły wpływa katastrofalnie na plastyczność, a przede wszystkim na udarność sto-pu. W ten sposób nie można zatem uzyskać ani istotnego umocnienia, ani zadowa-lającej udarności.

Znacznie lepsze właściwości uzyskuje się przez wydzielanie twardych cząstek w

wyniku starzenia uprzednio przesyconego roztworu stałego. Roztwór przesycony uzyskuje się przez wystarczająco szybkie chłodzenie (zazwyczaj w wodzie) roztwo-ru a z temperatury leżącej powyżej linii granicznej rozpuszczalności. Roztwór taki jest stosunkowo miękki i plastyczny, dopóki nie zaczną, się w nim procesy starzenia. Starzenie w swej początkowej fazie polega na grupowaniu się atomów pierwiastka przesycającego w tzw. strefy Guiniera-Prestona (w skrócie: strefy G-P). Proces ten powoduje powstanie sprężystych odkształceń sieci krystalicznej osnowy (roztworu cc) w sąsiedztwie stref G-P. Takie lokalne zniekształcenia sieci znacznie utrudniają poślizg dyslokacji.

Tego rodzaju zjawiska zachodzą w wielu stopach, w których można uzyskać przesycony roztwór stały. Dla zilustrowania wielkości, kształtu i rozmieszczenia stref G-P na rys. 11.4 pokazano zdjęcie stref G-P otrzymanych w wyniku starzenia przesyconego molibdenem ferrytu stopowego. Zdjęcie to wykonano z użyciem transmisyjnego mikroskopu elektronowego (TEM).

We wszelkich procesach wydzielania istotną rolę odgrywa stopień koherencji wydzieleń z osnową, czyli dopasowania sieci krystalicznej wydzielenia do sieci osnowy. Maksymalne umocnienie uzyskuje się wówczas, gdy wydzielenie osiąga wielkość, przy której koherencja (spójność obu sieci) jest jeszcze zachowana, jednak zanim naprężenia spowodowane przez sprężyste odkształcenie sieci, rosnące wraz z wydzieleniem, osiągną wartość graniczną i spowodują zerwanie koherencji.

Dalszy wzrost cząstek prowadzący do zaniku koherencji między siecią wydzieleń i osnowy powoduje z reguły zmniejszenie umocnienia pomimo wzrostu wielkości wydzieleń.

W wielu stopach pierwsza faza międzymetaliczna wydzielająca się z roztworu stałego nie jest fazą równowagową (zgodną z wykresem równowagi) i po dłuższym czasie starzenia lub po podwyższeniu temperatury będzie ona zanikać, tzn. rozpuszczać się lub przemieniać w inne fazy. W przypadku rozpuszczania się fazy przejściowej będzie się równocześnie wydzielać faza następna, która może być już fazą równowagową lub kolejną fazą przejściową.

Klasycznym przykładem stopów, w których podczas starzenia wydziela się kilka kolejnych faz w zależności od temperatury i czasu starzenia, są duraluminy (Al + 4% Cu + ewentualnie inne pierwiastki). Na rysunku 11.5 pokazano przebieg umocnienia duraluminium w miarę przedłużania czasu starzenia.

Rys. 11.5. Umocnienie duraluminium w funkcji czasu starzenia w temperaturze 150°C

Z rysunku wynika, że długotrwałe starzenie prowadzi do powstania faz powo-dujących mniejsze umocnienie w wyniku utraty koherencji z osnową, a następnie do tzw. przestarzenia, czyli koagulacji wydzieleń (zwiększenia ich wymiarów przy równoczesnym zmniejszeniu liczby), i w efekcie zmniejszenia twardości i wytrzy-małości. Następuje to tym szybciej, im wyższa jest temperatura starzenia.

Tak więc, chcąc uzyskać jak najlepsze rezultaty, starzenie należy prowadzić w odpowiedniej temperaturze. Niekiedy optymalną temperaturą starzenia jest tempe-ratura pokojowa, mówimy wówczas o starzeniu naturalnym, w odróżnieniu od sta-rzenia sztucznego, prowadzono w piecach do obróbki cieplnej.

Umocnienie cząstkami odgrywa istotną rolę w wielu stopach, między innymi w stalach (umacnianych wydzieleniami węglików i azotków, a także faz międzymeta-licznych, jak np. w przypadku stali martenzytycznych starzejących), licznych sto-pach aluminium, a także miedzi, tytanu i innych.

Uwagi końcowe

Wyżej przedstawiono zasadnicze mechanizmy umacniające metale i ich stopy. Trzeba podkreślić, że czyste metale mogą być umacniane jedynie przez zgniot (od-kształcenie plastyczne na zimno) oraz granicami ziaren. Stąd wynika, że większe zastosowanie mają stopy, które można umacniać także przez tworzenie roztworów starych oraz wydzieleniami faz międzymetalicznych i międzywęzłowych.

Przykładem współdziałania wielu mechanizmów umacniających jest umocnienie uzyskiwane w zahartowanej, a także odpuszczonej stali. Martenzyt jest przesyco-nym, międzywęzłowym roztworem stałym węgla w żelazie α Ponadto, w stalach stopowych atomy pierwiastków metalicznych zajmują pozycje różnowęzłowe. Tak

więc, następuje bardzo silne umocnienie przez atomy węgla i przez atomy pierwiastków stopowych.

W martenzycie oprócz umocnienia roztworowego występuje znaczące umocnienie dyslokacyjne, szczególnie w niskowęglowym martenzycie dyslokacyjnym (zwanym też listwowym). Istotne jest też umocnienie granicami ziaren, gdyż ziarna martenzytu są z reguły bardzo drobne, a przy tym silnie wydłużone, co zwiększa powierzchnię granic. Ten rodzaj umocnienia jest szczególnie duży w przypadku wysokowęglowego martenzytu zbliźniaczonego, w którym dodatkowy efekt umocnienia dają granice licznych bliźniaków.

Gdy temperatura przemiany martenzytycznej jest na tyle wysoka, że umożliwia choćby ograniczoną dyfuzję atomów węgla, zajmują one określone miejsca w sieci krystalicznej (np. w rdzeniu dyslokacji, w pobliżu atomów metali o wysokim powi-nowactwie z węglem) lub tworzą bardzo drobne węgliki, co nazywamy samood-puszczaniem martenzytu. Procesy te też oczywiście powodują znaczące umocnienie.

W przypadku odpuszczania martenzytu pojawia się umocnienie wydzieleniowe, które w pewnym stopniu równoważy zmiękczenie spowodowane głównie zmniejsze-niem przesycenia roztworu stałego i liczby dyslokacji. Umocnienie cząstkami wy-dzielającymi się z martenzytu, a także z austenitu szczątkowego jest niekiedy na tyle duże, że pociąga za sobą zjawisko tzw. twardości wtórnej, istotnej np. w przypadku narzędziowych stali stopowych.

Jest oczywiste, że tak znaczne umocnienie, jakie występuje w martenzycie wyso-kowęglowym, musi się wiązać ze zmniejszeniem właściwości plastycznych. Dlatego istotne jest zapewnienie drobnoziarnistości stali, co, jak wiemy, polepsza właściwości plastyczne.

PRZEBIEG ĆWICZENIA

Próbki 11.1 i 11.2 są wykonane ze stali 04 (żelaza Armco), zawierającej nie więcej niż 0,04% C. Próbka 11.1 jest w stanie nie zgniecionym, a próbka 11.2 jest od-kształcona plastycznie na zimno.

1. Obejrzyj pod mikroskopem strukturę obu próbek, zwracając uwagę na zmianę kształtu ziaren pod wpływem odkształcenia i widoczne obszary koncentracji linii po ślizgu.

2. Oblicz orientacyjny wzrost granicy plastyczności w wyniku odkształcenia na podstawie podanej w instrukcji twardości obu próbek (σd ≈ 3∆HV).

3. Podaj w sprawozdaniu, co spowodowało wzrost właściwości wytrzymało-ściowych badanego materiału.

Próbki 11.3 i 11.4 są próbkami stali 04 poddanymi różnej obróbce cieplnej, co spowodowało różną wielkość ziarna ferrytu.

1. Określ numer wielkości ziarna i średnią średnicę ziarna d (zgodnie z normą PN/H-045 07/01) w obu próbkach przez porównanie oglądanych struktur z tabelą wzorców.

2. Oblicz spodziewaną różnicę pomiędzy granicą plastyczności próbek 11.3 i 11.4, posługując się wzorem Halla-Petcha.

3. Porównaj uzyskany wynik z różnicą w wartościach σg.z. obliczonych na pod stawie różnicy twardości obu badanych próbek.

Próbki 11.5 i 11.6 wykonano, odpowiednio, ze stali 04 i stali N8E wyżarzonej zmiękczająco. Obie mają w strukturze ferryt, z tym że w próbce 11.6 poza ferrytem znajduje się wiele cząstek twardego cementytu o kształcie zbliżonym do sferoidalnego.

1. Obejrzyj obie próbki pod mikroskopem i oszacuj średnią średnicę i odległości między cząstkami cementytu występującymi w próbce 11.6.

2. Zakładając brak różnic we właściwościach ferrytycznej osnowy próbek 11.5 i 11.6, oblicz umocnienie spowodowane przez oglądane cząstki cementytu, posługując się wzorem Orowana-Ashby'ego.

3. Podobnie jak poprzednio, porównaj uzyskaną wartość umocnienia z wartością oszacowaną na podstawie pomiarów twardości.

4. Po wykonaniu wszystkich zadań zawartych w tym ćwiczeniu skomentuj uzy-skane wyniki, w szczególności pod kątem efektywności poszczególnych mechani-zmów umocnienia.


Ashby M. F., Jones D. R. H., Materiały inżynierskie, t. I, Warszawa, WNT 1995. Dobrzański L. A., Metaloznawstwo z podstawami nauki o materiałach, wyd. 5, Warszawa, WNT 1998.

Ćwiczenie 12

Przyczyny przedwczesnego zużycia części maszyn i narzędzi

CEL ĆWICZENIA

Celem ćwiczenia jest zapoznanie się z przykładami typowych przypadków znisz-czenia części maszyn i narzędzi oraz nabycie umiejętności ich analizowania i wycią-gania wniosków co do przyczyn zniszczenia. Istotna jest też umiejętność wskazania sposobów zapobiegania tym niekorzystnym zjawiskom. NIEZBĘDNE WIADOMOŚCI Wprowadzenie

Przyczyny zniszczenia części maszyn i urządzeń oraz narzędzi najczęściej mają charakter mechaniczny, niekiedy przyczynia się do tego podwyższona temperatura. Znaczącą przyczyną zniszczenia mogą być także procesy fizykochemiczne (korozja), jednak z uwagi na ich odrębny charakter nie będą tutaj omawiane. Czasami współdziałają ze sobą przyczyny różnego rodzaju, co z reguły przyśpiesza procesy niszczenia.

Spośród mechanizmów niszczenia powodowanych przez czynniki mechaniczne (ewentualnie cieplne) za najważniejsze trzeba uznać:

- kruche (nagłe) pękanie, - zmęczenie, - ścieranie, - pełzanie. Tutaj krótko omówimy te zjawiska, a zainteresowanego czytelnika odsyłamy do

licznych publikacji szerzej je omawiających (niektóre z nich wymieniono w wykazie literatury).

Kruche pękanie

Materiały mogą pękać w sposób kruchy, plastyczny lub mieszany; w odrębny sposób przebiega pękanie zmęczeniowe.

Kruche pękanie spośród pozostałych mechanizmów wyróżnia nagłość i nieprze-widywalność, co prowadzi często do awarii i pociąga za sobą znaczne straty mate-rialne lub jest nawet przyczyną katastrof powodujących dodatkowo okaleczenie lub śmierć ludzi.

Istotną różnicą pomiędzy kruchym a plastycznym pękaniem jest to, iż to ostatnie występuje dopiero wtedy, gdy naprężenia nominalne przekroczą granicę wytrzyma-łości, natomiast kruche pęknięcia mogą się pojawić już przy naprężeniach nominal-nych niższych od granicy plastyczności.

Cechą wyróżniającą kruche pękanie jest brak odkształceń plastycznych w strefie pęknięcia, co wiąże się z małą energią potrzebną do powstania przełomu. Energia ta (nazywana wiązkością) jest rzędu: 100 kJ/m2 w przypadku metali, 1 kJ/m2 w przy-padku polimerów, 0,1 kJ/m2 w przypadku ceramiki inżynierskiej oraz 0,01 kJ/m2 w przypadku szkieł.

Istotna jest świadomość, kiedy może wystąpić niebezpieczeństwo kruchego pęka-nia. Otóż, oprócz właściwości danego materiału kruchemu pękaniu sprzyjają takie czynniki, jak:

- niska temperatura, - duża szybkość obciążenia, - trójosiowy stan naprężeń (ściślej mówiąc: płaski stan odkształcenia). Mówiąc o temperaturze, w której następuje pękanie, trzeba pamiętać, że dla każ-

dego materiału istnieje charakterystyczna temperatura przejścia w stan kruchy (przy określonych standardowych parametrach obciążenia). Jest ona różna dla różnych materiałów, jednak ogólnie najniższa jest dla metali, a szczególnie niska w przypad-ku metali krystalizujących w sieci regularnej ściennie centrowanej (Al). Stąd wyni-ka znakomita udarność i odporność na pękanie stali austenitycznych, nawet w tem-peraturze niższej niż -100°C. W odróżnieniu od nich większość powszechnie stoso-wanych stali (mających strukturę przestrzennie centrowaną) staje się krucha już w temperaturze bliskiej 0°C

Duża szybkość obciążenia wpływa w znany sposób, choćby z życia codziennego, na skłonność do kruchego pękania. Chcąc złamać coś, uderzamy np. młotkiem, a niekiedy ręką, jak czyni to karateka kruszący cegły uderzeniem dłoni. Istotna jest w tym przypadku szybkość uderzenia; im jest ono szybsze, tym większa szansa, że wystąpi mechanizm kruchego pękania.

Trójosiowy stan naprężeń występujący w okolicy wierzchołka karbu też sprzyja kruchemu pękaniu, gdyż redukuje naprężenia ścinające, a tym samym zmniejsza szansę na pojawienie się poślizgów dyslokacji, czyli odkształcenia plastycznego. Trzeba zresztą dodać, iż oddziaływanie niskiej temperatury i szybkości obciążenia też sprowadza się do ograniczania ruchliwości dyslokacji.

Skłonność materiału do kruchego pękania charakteryzują takie parametry (cechy) materiałowe, jak wspomniana już wiązkość Gc [kJ/m2] i krytyczny współczynnik intensywności naprężeń K1 [MPa⋅ml/2], zwany też odpornością (wytrzymałością) na

pękanie (często spotyka się oznaczenie KIc odpowiadające płaskiemu stanowi od-kształcenia).

Skłonność do kruchego pękania w pewnym stopniu charakteryzuje także udar-ność, która, mówiąc ściśle, oznacza pracę potrzebną do złamania próbki z naciętym karbem przy dynamicznym (nagłym) obciążeniu zginającym. Próba udarności, pro-wadzona w warunkach dynamicznego obciążenia w obecności karbu, sprzyja kru-chemu pękaniu, w wyniku czego wartość pracy łamania próbki (wyrażona w kilo-dżulach na centymetr kwadratowy) będzie mała.

Kruche pękanie, oprócz nagłości, której towarzyszy absorpcja stosunkowo nie-wielkiej energii, prowadzi do powstania charakterystycznego przełomu, nie wyka-zującego śladów odkształcenia plastycznego. Jest to zazwyczaj widoczne nawet nie-uzbrojonym okiem, jednak najlepszym narzędziem do badania przełomów i oceny ich charakteru jest elektronowy mikroskop skaningowy.

Wygląd typowych przełomów o kruchym charakterze, obserwowanych za pomocą mikroskopu skaningowego, pokazano na rys. 12.1 i 12.2. Często przełom kruchy biegnie wzdłuż płaszczyzn łupliwości związanych z określonymi płaszczyznami kry-stalograficznymi w krysztale. Mówimy wówczas o przełomie łupliwym (rys. 12.1).

Często kruche pękanie następuje wzdłuż granic ziaren, które - szczególnie w materiale gruboziarnistym - stają się miejscami o mniejszej odporności na pękanie. Tak powstały przełom nazywamy międzykrystalicznym. Przykład przełomu między-krystalicznego pokazano na rys. 12.2 (fragment w środku zdjęcia ma nieco inny cha-rakter). Znaczny udział procentowy przełomu o charakterze kruchym w całej jego powierzchni wskazuje na niewielką odporność materiału na pękanie i niewielkie wartości KIc i udarności.

Przełomy o charakterze plastycznym (rys. 12.3) cechuje znaczne rozwinięcie powierzchni i nieregularny charakter.

Zmęczenie

„Zmęczenie materiału" jest pojęciem obecnie często używanym w mediach, jed-nak nie zawsze towarzyszy temu dostateczna świadomość, co ono w rzeczywistości oznacza. Otóż podobnie jak w przypadku zmęczenia organizmu człowieka, na pro-ces zmęczenia składają się dwa zasadnicze elementy: obciążenie i czas, przy czym istotne jest, aby obciążenie, a więc i panujące w materiale naprężenia, miały cha-rakter cykliczny. Typowymi elementami podlegającymi zmęczeniu są części obra-

cające się lub drgające, takie jak wały, części silników i układów jezdnych pojazdów. Zmęczenie materiału, w odróżnieniu od wyżej omówionego kruchego pękania, rozpoczyna się, gdy współczynnik intensywności naprężeń K jest mniejszy od kry-tycznej wartości współczynnika naprężeń Kc, a poziom naprężeń nominalnych, a więc działających w skali makroskopowej, zazwyczaj nie przekracza granicy pla-styczności Re, a często jest znacznie od niej niższy. Czynnikiem powodującym tę różnicę jest charakterystyczna dla procesu zmęczenia cykliczność obciążeń.

Cykliczny charakter obciążenia powoduje, iż z każdym cyklem materiał pochłania pewną ilość energii. Energia ta jest przyczyną pojawienia się zmian mikrostruk-turalnych, które lokalizują się w miejscach, gdzie struktura jest najsłabsza lub po-ziom naprężeń najwyższy. Przy określonych naprężeniach nominalnych lokalny po-ziom naprężeń będzie wyższy (czasem nawet parokrotnie) w pobliżu koncentratorów naprężeń.

Koncentratory naprężeń mogą być mechaniczne i metalurgiczne. Do pierwszych zaliczamy karby, czyli wszelkie nieregularności kształtu elementu lub zarysu jego powierzchni. Mówimy tu zarówno o karbach makroskopowych, takich jak pęknięcia, rysy obróbkowe czy nagłe zmiany przekroju, jak i o karbach mikroskopowych, takich jak mikropęknięcia lub mikrorysy powstałe np. w wyniku szlifowania. Kon-centratorami metalurgicznymi są nieregularności właściwości mechanicznych matę-

rialu, np. twarde, o ostrych krawędziach składniki struktury, takie jak wydzielenia węglików lub azotków i wtrącenia niemetaliczne.

Koncentratory naprężeń powstają zarówno w wyniku projektowania elementu, które określa jego kształt, jak i na etapie procesu technologicznego (wtrącenia nie-metaliczne, spawy, zawalcowania, zakucia itp.) oraz w trakcie eksploatacji (wżery korozyjne, zarysowania, uderzenia powodujące lokalny zgniot, mikropęknięcia itp.). W miejscu koncentracji naprężeń (np. przed czołem mikropęknięcia) następuje upla-stycznienie materiału w wyniku lokalnego przekroczenia granicy plastyczności.

W przypadku istniejącego już mikropęknięcia będzie się ono powiększać z każ-dym cyklem obciążenia, powodując stopniowe zmniejszanie się czynnego przekroju i tym samym wzrost rzeczywistych naprężeń w nim panujących. Pęknięcie będzie się powiększać coraz szybciej, aż naprężenia w pozostałej części przekroju osiągną wartość przekraczającą Rm lub Kc i pęknięcie w sposób nagły rozszerzy się na tę część przekroju, tworząc tzw. przełom resztkowy.

Gdy element poddany cyklicznym obciążeniom jest wolny od mikropęknięć, pro-ces zmęczeniowy trwa dłużej, gdyż stosunkowo długi czas musi upłynąć, zanim w pobliżu jakiegoś koncentratora naprężeń utworzy się mikropęknięcie. W rezultacie często prawie cały okres żywotności materiału jest związany z procesem inicjacji pęknięcia i trwałość elementu może być o rząd wielkości większa niż w poprzednio omawianym przypadku.

Jeżeli naprężenia nominalne są na tyle duże, że przekraczają granicę plastyczno-ści, to mówimy o zmęczeniu niskocyklowym, przy którym liczba cykli powodująca zniszczenie zmęczeniowe nie przekracza 104. W początkowym okresie zmęczenia ni-skocyklowego mamy do czynienia z makroskopowym odkształceniem plastycznym, które powoduje plastyczne pękanie pod kątem około 45° do kierunku działania na-prężeń normalnych. Dlatego przełom powstały w wyniku zmęczenia niskocyklowego różni się od klasycznego przełomu zmęczeniowego.

Z tego, co powyżej powiedziano, wynika, iż podstawowym sposobem zapobiega-nia zmęczeniu materiałów jest unikanie karbów powodujących koncentrację naprę-żeń. Jak można przypuszczać, zwiększenie wytrzymałości doraźnej materiału powo-duje także zwiększenie jego wytrzymałości zmęczeniowej. Jest to jednak prawdziwe tylko do pewnego poziomu wytrzymałości doraźnej, gdyż nadmierne umocnienie materiału powoduje zmniejszenie wytrzymałości zmęczeniowej.

Przełomy zmęczeniowe cechuje charakterystyczny wygląd pozwalający zazwy-czaj je rozpoznać na pierwszy rzut oka. Przełom taki składa się z dwóch różniących się wyraźnie części (rys. 12.4): rzeczywistego przełomu zmęczeniowego z miejscem inicjacji pęknięcia, zwanym ogniskiem przełomu, i z rozchodzącymi się od niego li-niami spoczynku oraz przełomu resztkowego.

Linie spoczynku są wynikiem zmiany kierunku rozchodzenia się pęknięcia zmę-czeniowego, np. na skutek przerwy w obciążeniu (stąd nazwa: linie spoczynku). Przełom resztkowy powstał w momencie, gdy w wyniku postępu pęknięcia zmęczę-

niowego przekrój elementu zmniejszył się na tyle, że naprężenia w pozostałej jego części przekroczyły granicę wytrzymałości doraźnej.

Udział powierzchni przełomu resztkowego w całej powierzchni przekroju po-zwala oszacować, jaki był poziom sił działających na przekrój (wytrzymałość materiału pomnożona przez powierzchnię przełomu resztkowego), a także współczynnik bezpieczeństwa przyjęty przez konstruktora. Oszacowanie tego współczynnika jest zniekształcone (zaniżone) przez istnienie ostrego końca pęknięcia w momencie po-wstania przełomu resztkowego, niemniej stanowi istotną informację dla oceny przy-czyn awarii.

Ścieranie

Ścieranie, zwane też zużyciem, jest procesem zachodzącym przy współpracy dwóch (lub więcej) części maszyn. Wiąże się to z wzajemnym przemieszczaniem się tych części, któremu towarzyszy nacisk współpracujących powierzchni. Zużycie tych powierzchni mierzy się ubytkiem masy współpracujących części lub zmianą ich wymiarów. Typowy wykres zużycia pokazano na rys. 12.5. Na wykresie tym jest widoczny charakterystyczny dla początkowej fazy współpracy elementów okres zu-życia przyspieszonego, w czasie którego są ścinane mikronierówności. Istnienie tych mikronierówności na obu współpracujących powierzchniach sprawia, iż rzeczywista powierzchnia styku tych powierzchni jest znacznie mniejsza niż ich powierzchnia nominalna.

W przypadku materiałów twardych mikrogeometria trących się powierzchni określa rzeczywistą powierzchnię styku, ograniczoną w zasadzie do wystających mikronierówności, które stykają się z odpowiednimi mikronierównościami elementu współpracującego. Niekiedy pod wpływem siły docisku mikronie-równości sczepiają się i są odrywane od podłoża w wyniku przemieszczania się współpracujących Rys. 12.5. Typowy wykres zużycia ilustrujący zróżnico- części maszyn. Mamy wówczas do czynie- wanie jego intensywności w poszczególnych stadiach: zużyciem adhezyjnym. 1-docieranie, 2 – zużycie ustalone, 3 – zużycie przyspiesone

Gdy oderwane i przeważnie utlenione cząstki mikronierówności, pyłu, kurzu, piasku dostają się między współpracujące powierzchnie i, będąc zazwyczaj tward-szymi, powodują ich mikroskrawanie (bruzdowanie), mamy do czynienia z typowym mechanizmem zużycia ściernego. Środkowy odcinek omawianej krzywej reprezen-tuje okres zużycia ustalonego, końcowy zaś, wskazujący na ponownie przyspieszone zużycie, wynika ze znacznych zmian w mikrostrukturze i geometrii warstwy wierzchniej, które nastąpiły w wyniku długotrwałego tarcia.

Charakterystyczny obraz zużycia ciernego powstałego na powierzchni łańcucha rozrządu pokazano na rys. 12.6.

Wartość zużycia względnego, a więc odniesionego do jednostkowych wartości siły docisku i drogi tarcia, zależy od struktury materiału, jednak w praktyce zużycie najłatwiej można przewidzieć, znając jego twardość. Istnieje prosty, eksperymentalny wzór wiążący zużycie względne z twardością:

baHZ

+=

1

gdzie: Z - zużycie względne, H - twardość, a, b - stałe.

Oczywiście, wartość dopuszczalnego zużycia zależy od charakteru pracy części współpracujących, a także od ich wielkości. W mechanizmach precyzyjnych wartości dopuszczalnych luzów są mierzone w mikrometrach i tego samego rzędu będzie dopuszczalni zużycie części, natomiast dopuszczalne zużycie np. ogniw gąsienicy dużej koparki jest rzędu kilku milimetrów.

Pełzanie

Pełzanie materiałów polega na tym, iż przy długotrwałych naprężeniach, mniej-szych od granicy plastyczności, następuje ich trwale odkształcenie (wydłużenie), a w końcu zniszczenie. Odkształcenie pełzania jest funkcją naprężeń, czasu i temperatury, przy czym każdy materiał ma temperaturę graniczną, powyżej której, przy wy-starczającym poziomie naprężeń, zaczyna się proces pełzania. Dla metali temperatura ta wynosi (0,3 - 0,4) Tt, (temperatury topnienia), a dla ceramiki (0,4 - 0,5) Tt. W przypadku polimerów mamy tzw. temperaturę mięknięcia, decydującą o tym, iż temperatura pracy większości polimerów i kompozytów o osnowie polimerowej nie powinna przekraczać 60 - 100°C, a pełzanie niektórych polimerów obserwujemy już w temperaturze pokojowej.

Związek temperatury, powyżej której metale i ceramiki pełzają, z temperaturą topnienia wynika z faktu, iż istotnymi elementami procesu pełzania są: ruchliwość dyslokacji (w szczególności tzw. wspinanie dyslokacji) oraz dyfuzja. Oba te procesy silnie zależą od temperatury topnienia materiału.

Przebieg pełzania można zilustrować wykresem przedstawiającym wartość od-kształcenia w funkcji czasu. Na tak uzyskaną krzywą, przypominającą kształtem wykres zużycia, składają się: etap pełzania początkowego, pełzania ustalonego oraz pełzania przyspieszonego.

Najważniejszy, charakterystyczny dla danego materiału i warunków pełzania jest okres pełzania ustalonego. Jego szybkość jest tym większa, im wyższa jest tempe-ratura i naprężenie, przy czym zależności te nie są liniowe i wzrost tych parame-trów, a szczególnie temperatury, radykalnie przyspiesza pełzanie.

W trzeciej, końcowej fazie pełzania następuje kumulacja uszkodzeń struktury materiału, a w szczególności pojawiają się w niej pustki, będące rezultatem konden-sacji wakansów. W stalach o dużej wytrzymałości, a więc z reguły mniej plastycz-nych, uszkodzenia pojawiają się już przy wydłużeniu względnym rzędu 1%.

W końcowym stadium pełzania, tuż przed powstaniem przełomu, wspomniane pustki szybko się powiększają, osiągając wielkość kilku lub więcej mikrometrów (rys. 12.7). Konsekwencją procesu pełzania jest więc wydłużenie elementu - tym większe, im większa jest plastyczność materiału - a w końcu jego pęknięcie.

Odporność na pełzanie materiałów pracujących w podwyższonej temperaturze określa się takimi parametrami, jak:

- granica pełzania, czyli naprężenie, przy którym w określonym czasie, np. 100 000 h, i w określonej temperaturze, np. 550°C, wydłużenie osiągnie wartość graniczną (dopuszczalną), np. 0,5%; oznaczenie takiej granicy pełzania będzie wy-glądać następująco: R0,5/10000/550=620 MPa

- wytrzymałość na pełzanie (zwana też wytrzymałością czasową lub żarowy- trzymałością), czyli naprężenie, przy którym w określonych warunkach nastąpi pęk-nięcie elementu; przykładowe oznaczenie: RZ/100000/550 = 590 MPa.

O wytrzymałości na pełzanie decyduje nie tyle wytrzymałość doraźna materiału Rm, ile stabilność struktury w warunkach długotrwałej eksploatacji w podwyższonej temperaturze i wynikająca z niej stabilność właściwości mechanicznych.

W przypadku materiałów wielofazowych wskaźnikiem stabilności poszczegól-nych faz jest ich energia swobodna - im mniejsza energia danej fazy, tym większa jej stabilność. Trzeba jednak pamiętać, iż „narzędziem" umożliwiającym większość

przemian fazowych jest dyfuzja, której szybkość zależy od temperatury topnienia związanej z silą wiązań między atomowych. Typowym przykładem wykorzystania tych prawidłowości jest wprowadzanie do stali żarowytrzymałych pierwiastków silnie węglikotwórczych, takich jak chrom, molibden, wolfram czy wanad. Pierwiastki te tworzą węgliki o wiele bardziej dyspersyjne i stabilne (trwałe) niż cementyt, który łatwo ulega koagulacji, przez co przestaje być istotnym czynnikiem umacniającym.

PRZEBIEG ĆWICZENIA

Próbki 12.1 - 12.3 są przykładami przełomów doraźnych powstałych w wyniku jednorazowego przeciążenia elementu.

1. Określić charakter oglądanych przełomów (kruchy, plastyczny lub mieszany). 2. Wskazać czynniki, które prawdopodobnie przyczyniły się do ich powstania.

Próbki 12.4 i 12.5 to przełomy zmęczeniowe. 1. Jeden z przełomów narysować i wskazać ognisko przełomu oraz widoczne

linie spoczynku. 2. Określić udział przełomu resztkowego i na tej podstawie oszacować przyjęty

Przez konstruktora współczynnik bezpieczeństwa.

Próbka 12.6 jest zgładem przekroju poprzecznego elementu, który podlegał in-tensywnemu ścieraniu (powierzchnię ścieraną przed wykonaniem zgładu zabezpieczono powłoką galwaniczną).

1. Zmierzyć maksymalną wysokość chropowatości powierzchni (odległość mię dzy wierzchołkiem profilu i sąsiednim wgłębieniem).

2. Wskazać elementy wpływające na dopuszczenie części do dalszej pracy lub na decyzję o jej regeneracji, lub wyeliminowaniu.

Próbka 12.7 jest zgładem metalograficznym próbki zerwanej w wyniku pełzania wykonanym prostopadle do powierzchni przełomu.

1. Narysować oglądany obraz mikroskopowy i określić charakter przełomu. 2. Wskazać elementy struktury charakterystyczne dla pełzania.

LITERATURA UZUPEŁNIAJĄCA Ashby M. F., Jones D. R. H., Materiały inżynierskie, t. 2, Warszawa, WNT 1996. Blicharski M., Wstęp do inżynierii materiałowej, Warszawa, WNT 1998. Leda H., Strukturalne aspekty właściwości mechanicznych wybranych materiałów, Poznań, Wydawnictwo Politechniki Poznańskiej 1998.

Dodatek

Układ równowagi Fe - Fe3C

WPROWADZENIE

Znajomość układu równowagi żelazo - cementyt jest konieczna do zrozumienia zabiegów obróbki cieplnej i możliwych do uzyskania mikrostruktur stali i żeliw. Struktury stopów żelaza w funkcji temperatury i zawartości węgla student powinien znać po wysłuchaniu wykładu z metaloznawstwa. Niżej podano podstawowe infor-macje o układzie żelazo - cementyt, aby przypomnieć przystępującemu do ćwiczeń posiadaną już wiedzę.

WŁAŚCIWOŚCI ŻELAZA

Najważniejszą z metaloznawczego punktu widzenia właściwością żelaza jest po-limorfizm. Istnieją dwie odmiany krystalograficzne żelaza:

- krystalizujące w układzie regularnym przestrzennie centrowanym (RPC), - krystalizujące w układzie regularnym ściennie centrowanym (RSC). Odmiana o sieci RPC występuje w dwóch zakresach temperatury; w dolnym

(poniżej 912°C) jest nazywana żelazem α, a w górnym (powyżej 1394°C) - żela-zem δ. Odmiana o sieci RSC istnieje w pośrednim zakresie temperatury i jest nazy-wana żelazem γ.

Przemiana prowadząca do zmiany typu sieci pierwiastka jest nazywana przemia-ną alotropową. Tak więc odmiany Feα i Feγ określa się mianem odmian alotropowych żelaza. Temperaturę przemiany żelaza wyjaśnia schemat na rys. D.1.

Ważniejsze właściwości mechaniczne (dane mieszczą się w przedziałach wynikających z czystości metalu i wielkości ziarna) to: - Rm ≈ 180 – 290 MPa - Re ≈100 – 170 Mpa - A ≈ 40 – 50% - Z ≈ 80 – 95% - HB ≈ 45 – 55, - E ≈ 210 GPa (silnie zależy od kierunku krystalograficznego)

Żelazo tworzy roztwory stałe z wieloma pierwiastkami. Roztwór stały w Feα lub Feδ (sieć RPC) nazywa się ferrytem i oznacza literami α lub δ. Roztwór stały w Feγ

(sieć RSC) nazywa się austenitem i oznacza literą γ. Zależnie od rodzaju rozpusz-czonych pierwiastków zmienia się temperatura A3 i A4. Pierwiastki stabilizujące roztwór RPC (Si, Cr, Mo, V, W, Ti, Nb, S) nazywa się ferrytotwórczymi; podnoszą one temperaturę A3 i obniżają A4. Podobnie pierwiastki stabilizujące roztwór RSC (Ni, Mn, C, N) nazywa się austenitotwórczymi; poszerzają one zakres występowania austenitu, obniżając temperaturę A3 i podwyższając A4.

UKŁAD FAZOWY Fe – Fe3C

Węgiel jest silnie austenitotwórczy. Układ Fe - C jest układem stabilnym, a układ Fe - Fe3C metastabilnym (rys. D.2). Większe praktyczne znaczenie ma układ metastabilny, gdyż zarodkowanie grafitu jest trudne. Dlatego podane tu wartości temperatury i stężenia dotyczą układu równowagi żelazo - cementyt.

Cementyt, czyli węglik żelaza Fe3C, zawiera 6,67% wagowych węgla, co ćwiczący może obliczyć, wykorzystując masy atomowe Fe i C; krystalizuje w sieci ortorombowej. Cementyt jako faza metastabilna ma tendencję do rozpadu według reakcji:

Fe3C → 3 Fe (ferryt lub austenit) + C (grafit)

Strukturę stopów Fe - C i Fe – Fe3C oprócz cementytu i grafitu tworzą: ferryt α, ferryt δ i austenit. Są to międzywęzłowe roztwory stale węgla, odpowiednio, w Feα, Feδ i Feγ.

W obu układach fazowych występują trzy rodzaje przemian: - eutektyczna w układzie metastabilnym w temperaturze 1148°C: roztwór ciekły

(4,3% C) → Fe3C + γ (2,1% C); produkt przemiany - mieszanina cementytu i auste-nitu - nazywa się ledeburytem; w temperaturze pokojowej występuje tzw. ledeburyt przemieniony, czyli ledeburyt po przemianie austenitu w perlit (rys. D.3);

- eutektoidalna w układzie metastabilnym w temperaturze 727°C: γ(0,77% C) → Fe3C + α (0,02% C); produkt przemiany - eutektoid będący mieszaniną cemen-tytu i ferrytu - nosi nazwę perlitu (patrz rys. 5.1);

- perytektyczna: roztwór ciekły (0,51% C) + δ(0,1% C) → γ(0,16% C); obraz austenitu stopowego, trwałego w temperaturze otoczenia, przedstawia rys. D.4.

Wszystkie wymienione przemiany są odwracalne, a więc zachodzą zarówno przy chłodzeniu, jak i podgrzewaniu. Szybkość podgrzewania lub chłodzenia wpływa na zmianę temperatury przemian, co zaznacza się umownie literą c, gdy przemiana zachodzi podczas podgrzewania, oraz literą r, gdy przemiana zachodzi przy chłodzeniu. Oprócz wyjaśnionej już dla żelaza temperatury A2, A3 i A4 (patrz rys. D. 1) w układzie fazowym Fe - Fe3C wprowadzono oznaczenie A{ dla temperatury przemiany eutektoidalnej, A1 dla granicznej temperatury występowania cementytu w stali nadeutektoidalnej oraz Ao (210°C) dla temperatury przemiany magnetycznej cementytu.

Porównanie właściwości mechanicznych podstawowych faz zawiera tablica D. 1.

Tablica D. 1. Orientacyjne właściwości wytrzymałościowe najważniejszych faz układu Fe – Fe3C

Faza HB Rm [MPa] KCU [J/cm2] α γ

Perlit Cementyt

80 300

180 – 220 700

300 900

700 – 800 -

180 200 – 300

40 -

Zmienna z temperaturą rozpuszczalność węgla w roztworach stałych α i γ jest wykorzystywana w obróbce cieplnej stali. Wielką różnicę rozpuszczalności węgla w obu fazach ilustruje tablica D.2,

Tablica D.2. Rozpuszczalność węgla w ferrycie i austenicie

Ferryt α Austenit T (°C) % C T (°C) % C

200 727

7⋅10-7

2,2⋅10-2727

1148 0,77 2,11

Documents

Materiały w Budowie Maszyn