Podstawy nauki o materiałach i metaloznawstwo - Materiały inżynierski z podstawami projektowania materiałowego 8320427932 [PDF]

Zitiervorschau

1 rozdz

6-11-02 22:53

Page 1

Wstęp

1 rozdz

6-11-02 22:53

Page 2

Treść i forma książki ZAŁOŻENIA MERYTORYCZNE DOTYCZĄCE TREŚCI KSIĄŻKI

Mottem książki, którą oddaję do Państwa rąk, jest sparafrazowana dedykacja, którą przeczytałem w którejś z prac:

„Tym, którzy studiują obecnie, a zapewnią postęp w przyszłości“. Sądzę zresztą, że książka ta, choć głównie adresowana do studentów i to wielu kierunków i specjalności, zresztą nie tylko inżynierskich, winna trafić do aktywnych zawodowo inżynierów, menadżerów i pracowników naukowych. Od wielu książek dostępnych na rynku krajowym z zakresu inżynierii materiałowej ta właśnie rożni się podejściem. Materiał jest bowiem tworzywem, z którego wytwarza się produkty interesujące klientów. Stąd najistotniejsze jest projektowanie materiałów, tak by kształtować ich strukturę i własności*) spełniające wymagania w warunkach pracy. Nie wystarczy zatem jedynie skatalogowanie materiałów, ze zwróceniem uwagi na różnorodność dostępnych substancji i sposoby ich wytwarzania. Materiał jest tworzywem w rękach projektanta, który musi zwrócić uwagę zarówno na kształt i postać produktu lub jego elementu, ale równocześnie zadecydować z czego ten produkt będzie wykonany oraz jaki będzie proces technologiczny tego produktu. Wynika z tego, że projektowanie jest procesem zespołowym, wymagającym zaangażowania specjalistów z co najmniej tych trzech branż, przy czym trudno ustalić, czy którykolwiek z nich odgrywa rolę wiodącą. Z drugiej strony, proces wytwarzania materiału (jak np. proces metalurgiczny i przetwórstwa stali, często bardzo szczegółowo opisany w książkach z podstaw inżynierii materiałowej) schodzi na plan dalszy i z tego punktu widzenia jest interesujący jedynie ze względu na to, że historia technologiczna materiału i dziedziczenie niektórych elementów struktury może mieć wpływ na finalne własności produktu. Podejście to narzuca sposób prezentacji bardzo obszernej wiedzy dotyczącej materiałów inżynierskich. Z punktu widzenia projektowania produktów równoprawne są wszystkie materiały inżynierskie, które mogą zapewnić wymagane własności produktów, a wielokryterialna

*)

2

W książce konsekwentnie używane jest pojęcie „własność“, a nie „właściwość“, dla określenia cech materiałowych, wychodząc z założenia za „Słownikiem języka polskiego PWN“, Warszawa 1981 (red. M. Szymczak), że obydwa wyrażenia stanowią synonimy, chociaż własność (w języku angielskim property) kojarzy się bardziej z czymś przypisanym nierozłącznie do właściciela, natomiast właściwość (characteristic) jedynie charakteryzuje przedmiot. Stąd, pomimo licznych przykładów używania słowa „właściwość“ w krajowej literaturze, Autor opowiada się za pojęciem „własność“.

1 rozdz

6-11-02 22:53

Page 3

Treść i forma książki

optymalizacja jest podstawą selekcji tworzywa o najlepszych własnościach użytkowych i technologicznych oraz najniższych możliwych kosztach wytwarzania, przetwórstwa i eksploatacji materiału i produktu. Problem zatem jest stawiany: „z czego może być wytworzony produkt interesujący nabywcę na rynku“, a nie: „co może być wytworzone z materiału, którym dysponujemy, lub który znamy“. Wśród wielu kryteriów coraz większego znaczenia, oprócz wymagań konstrukcyjnych, technologicznych i eksploatacyjnych, nabierają także względy ekonomiczne oraz ekologiczne. Ważne jest przy tym spostrzeżenie, że nie zawsze najniższy koszt materiałów zapewnia jego poprawny dobór. Koszty materiałów mogą bowiem stanowić nie więcej niż np. 3,5% ogólnych kosztów ponoszonych przez inwestora w związku z zakupem i eksploatacją produktów, jak to ma miejsce w przypadku dużego samolotu pasażerskiego. Oczywiste jest, że przy tak niewielkim udziale kosztów materiałów w kosztach ogólnych, warto dobrać materiały najlepsze z możliwych, zwiększając wprawdzie koszty materiałowe, lecz stosunkowo nieznacznie, zapewniając jednak możliwie największą jakość i niezawodność samolotu oraz maksymalne bezpieczeństwo pasażerów. Rachunek ekonomiczny musi być jednak każdorazowo ważną przesłanką doboru materiałów w zestawieniu z innymi wymogami. Spośród ponad stu tysięcy materiałów inżynierskich obecnie znanych na świecie, przeciętnie doświadczony inżynier dokładnie poznał w trakcie kariery zawodowej około pięćdziesięciu. Niestety, jeszcze zbyt często zdarza się tak, że on właśnie decyduje o zastosowaniu w konkretnym przypadku jednego ze znanych sobie materiałów, nierzadko bez sięgania po specjalistyczną literaturę lub pomoc specjalisty. Szansa na właściwy dobór materiału jest wówczas niemal zerowa, a ostre warunki konkurencji przesądzają o niepowodzeniu rynkowym tak zaprojektowanego i wytworzonego produktu. Każdy, kto uczestniczy w procesie przygotowania produktu do obecności na rynku, musi mieć świadomość mnogości możliwych rozwiązań, a specjaliści winni szczegółowo znać metodologię postępowania związaną z selekcją i dokładną charakterystykę bardzo wielu materiałów inżynierskich obecnie dostępnych, jak również tendencje umożliwiające w razie potrzeby indywidualne zaprojektowanie materiału o zestawie własności najbardziej odpowiadającym rzeczywistym wymaganiom. Właściwy dobór materiału do danego zastosowania w oparciu o wielokryterialną optymalizację związaną zarówno ze składem chemicznym, warunkami wytwarzania, warunkami eksploatacji oraz sposobem usuwania odpadów materiałowych w fazie poużytkowej, jak również uwarunkowania cenowe związane z pozyskaniem materiału, jego przetworzeniem w produkt, samym produktem, a także kosztami usuwania odpadów poprodukcyjnych i poeksploatacyjnych, jak również modelowanie wszystkich procesów i własności związanych z materiałami stoją u podstaw dynamicznie rozwijającej się „komputerowej (obliczeniowej) nauki o materiałach“, jak również komputerowego wspomagania w inżynierii materiałowej, na co zwrócono szczególną uwagę w dwóch podrozdziałach książki. Staraniem moim było także wykazanie głęboko humanistycznej misji, jaka stoi przed środowiskiem inżynierów, których zadaniem jest udostępnianie ludziom produktów i dobór użytkowych, bezpośrednio decydujących o poziomie i jakości życia, wymianie informacji, poziomie edukacji, jakości i możliwościach opieki zdrowotnej

3

1 rozdz

6-11-02 22:53

Page 4

1. Wstęp

oraz wielu innych aspektach środowiska, w którym żyjemy. Problem ten, w mojej ocenie wart jest również historycznej refleksji. Z pewnością zagadnienia materiałowe odgrywają istotną rolę w realizacji tych zadań środowiska inżynierskiego. Książka dotyczy wszystkich grup materiałów stosowanych w technice, głównie materiałów inżynierskich, ale także niektórych materiałów naturalnych. Najmniej uwagi poświęcono szczegółom dotyczącym materiałów powszechnie stosowanych w budownictwie. Zważywszy na statystyki światowe trzeba stwierdzić, że największe i jednakowe jest zużycie masowe stali (bardzo liczne gatunki) oraz betonu (stosunkowo niewiele gatunków). Zużycie pozostałych materiałów jest co najmniej o 1÷2 rzędy wielkości mniejsze. Ogólnie materiały metalowe są absolutnie dominującą, pod względem zużycia masowego, grupą materiałów inżynierskich. To oczywiście przemawia za tym, aby szeroko omówić w książce stale i inne materiały metalowe. Te właśnie materiały są poznawane od wielu stuleci, a nawet tysiącleci, a metodycznie badane od ok. 150 lat, a w ostatnich dziesięcioleciach XX wieku także techniką cienkich folii przy użyciu transmisyjnego mikroskopu elektronowego, także wysokonapięciowego i wysokorozdzielczego, co sprawiło, że wiele z nich zostało poznanych najdokładniej, jak to było dotychczas możliwe. Powszechność zastosowań, jak również wyjątkowa podatność na kształtowanie ich własności przez użytkownika, wytwarzającego z nich gotowy produkt, wymaga zatem, aby ogólny stan wiedzy o materiałach metalowych był wysoki, co uzasadnia ich obszerne omówienie w książce. Materiały ceramiczne i polimerowe, wprawdzie o mniejszym masowym zużyciu, jednak o dużej różnorodności gatunków i bardzo dużej liczbie potencjalnych zastosowań najczęściej jako komplementarne, a niekiedy nawet konkurencyjne w stosunku do metali i ich stopów, również winny być znane inżynierom i decydentom finansowym. Zupełnie nieoczekiwane możliwości kształtowania własności produktów stwarzają materiały kompozytowe. Zwykło się mówić w tym przypadku o materiałach kompozytowych, chociaż w istocie w większości przypadków technologia ta znalazła zastosowanie do całych produktów lub ich elementów. Wiedza na ten temat rozwija się szybko i z pewnością winna być znana każdemu inżynierowi. W książce wiele uwagi zwrócono także na materiały specjalne i funkcjonalne, rozwijające się bardzo dynamicznie w ostatnich dziesięcioleciach. Wystarczy wspomnieć, że w tym okresie większość nagród Nobla w dziedzinie fizyki lub chemii związana była z badaniami podstawowymi, które zaowocowały wdrożeniem całkowicie nowych materiałów inżynierskich, z których wiele zrewolucjonizowało stan techniki. Rozdział drugi, obejmujący podstawy nauki o materiałach i perspektywy jej rozwoju w najbliższym półwieczu, oraz rozdział dziewiąty, dotyczący metodologii projektowania materiałowego, spinają całą książkę swoistymi klamrami, przybliżając zakresy zastosowań materiałów inżynierskich i porównując ich własności oraz wskazując na wieloaspektowość oraz metodologię doboru materiałów, decydujących o sukcesach rynkowych oferowanych produktów. Środkowy, piąty rozdział wskazuje na złożoność warunków w jakich muszą pracować materiały, szczegółowo przybliżone w kolejnych rozdziałach od szóstego do ósmego, natomiast rozdział trzeci i czwarty wskazują na możliwość kształtowania struktury i własności materiałów, głównie metalowych.

4

1 rozdz

6-11-02 22:53

Page 5

Treść i forma książki

ZAŁOŻENIA METODYCZNE DOTYCZĄCE FORMY KSIĄŻKI

Staraniem moim było, aby treść książki była podana logicznie, zwięźle i zrozumiale i wobec tego pozostaję w nadziei, że po jej lekturze oraz po pełnym cyklu nauki, Studenci wyrobią sobie jasny pogląd na znaczenie zagadnień materiałoznawczych, a głównie na znaczenie prawidłowego doboru materiału i warunków poprawnie opracowanej technologii produktów i ich elementów. Wpłynie to niewątpliwie w przyszłości na minimalizację kosztów produkcji oraz na maksymalne wydłużenie czasu pracy maszyn i urządzeń oraz ich elementów, decydując o maksymalnym obniżeniu kosztów ich eksploatacji. Jeżeli stanie się tak w rzeczywistości, z pewnością osiągnięty zostanie główny cel nauczania inżynierii materiałowej w uczelni technicznej. Największą satysfakcję sprawia mi świadomość, że lektura książki pomoże Studentom i Czytelnikom w realizacji życiowych zamiarów, związanych z ukończeniem studiów wyższych. Do lektury książki przygotowany jest absolwent szkoły średniej, gdyż do rozpoczęcia pracy z tym podręcznikiem wymagane są jedynie elementarne wiadomości z fizyki i chemii. W pierwszych rozdziałach konsekwentnie są wprowadzane nowe pojęcia właściwe dla nauki o materiałach i inżynierii materiałowej. W tych rozdziałach do minimum ograniczone są również wzory i zależności przedstawione w formalizmie matematycznym. Książka staje się trudniejsza w miarę zajmowania się kolejnymi grupami materiałów inżynierskich, a obszerny rozdział dotyczący materiałów funkcjonalnych i specjalnych wymaga od Czytelnika skupienia i bardziej zaawansowanych wiadomości z zakresu fizyki i chemii, zakładając, że w międzyczasie, w trakcie dwóch pierwszych semestrów, tę właśnie wiedzę posiadł już każdy student uczelni technicznej. W bardziej zaawansowanych rozdziałach system przypisów umożliwia Czytelnikowi odniesienie się do podstawowych wiadomości zawartych we wcześniejszych rozdziałach lub ustalenie związków i kontekstu z następnymi częściami książki. Książka, obecnie jako jedyna w Polsce, opiera się w całości na normach europejskich. Przygotowana została na podstawie oryginałów norm wydanych w krajach Unii Europejskiej, a zyskało to szczególnego znaczenia w sierpniu 2002 roku, kiedy to Polski Komitet Normalizacyjny wprowadził normy europejskie dotyczące zdecydowanej większości materiałów inżynierskich jako PE-EN zwykle z dodatkowym symbolem U, co oznacza, że dokonano tego metodą uznaniową, tzn. m.in. bez tłumaczenia tekstu normy na język polski (ostatnie uchwały w tych sprawach podjęto 27 sierpnia 2002 roku). Równocześnie uchylono większość dotychczasowych Polskich Norm dotyczących materiałów inżynierskich, co oznacza m.in. że nieaktualna stała się większość informacji dotyczących tej problematyki w nich zawartych. Nie znaczy to wprawdzie, że te informacje są nieprawdziwe, lecz stały się nieaktualne, a ich stosowanie byłoby dziwnym anachronizmem, w dobie ubiegania się Polski o akcesję do Unii Europejskiej. Z pewnością książka ta różni się od innych książek naukowo-technicznych formą. Zamysłem moim od wielu lat było stworzenie takiego opracowania. W pełni wykorzystano kolor, który wraz z systemem marginaliów ułatwia korzystanie z książki. W kolorach opracowano ponad 900 schematów i rysunków, około 230 zdjęć metalograficznych, wiele wykonanych w mikroskopach elektronowych transmisyjnym techniką cienkich folii i skaningowym oraz metodami metalografii barwnej na mikroskopie

5

1 rozdz

6-11-02 22:53

Page 6

1. Wstęp

świetlnym, a pochodzących głównie ze zbiorów wyników badań własnych, co umożliwia prześledzenie mechanizmów i zjawisk decydujących o kształtowaniu własności materiałów. Wkładki barwne, wskazujące na mnogość zastosowań różnych materiałów, a także możliwości technologiczne od zarania naszej cywilizacji, opatrzone mymi osobistymi komentarzami, w których wykorzystano ponad 1000 zdjęć, w sporej części wykonanych przeze mnie, ale również pochodzących z archiwum pomocy dydaktycznych kolekcjonowanych od kilkunastu lat przez pracowników Instytutu Materiałów Inżynierskich i Biomedycznych Politechniki Śląskiej, mają w moim zamiarze pobudzić wyobraźnię do samodzielnych działań inżynierskich przez wywołanie skojarzeń i refleksji, z natury rzeczy odmiennych u każdego Czytelnika. Warto ponadto zdać sobie sprawę, że wiedza szczegółowa, zwłaszcza w obszarze szybko rozwijającej się nauki o materiałach, dezaktualizuje się w stosunkowo krótkim czasie. Oczywiście należy tę wiedzę sobie przyswajać i z czasem uzupełniać ją o nowe osiągnięcia. Natomiast o wiele ważniejsze jest zdobywanie umiejętności twórczego myślenia i samodzielnego działania. W moim przeświadczeniu przyjęta forma prezentacji treści książki umożliwia rozwój tych właśnie cech, tak istotnych dla przyszłego inżyniera - twórcy. Wreszcie pytanie: „czy naprawdę trzeba się nauczyć tego wszystkiego, co zawarte jest w książce“. Z pewnością warto. „Materiały“ książki to również tworzywo. Z pewnością przez analogię do projektowania materiałowego można wyobrazić sobie projektowanie wiedzy o materiałach. Modułowy układ książki daje taką szansę każdemu. Wykładowca może dokonać wyboru pewnych partii „materiału“, aby zrealizować zamierzony przez siebie program przedmiotu lub zestawu przedmiotów, które dotyczą inżynierii materiałowej. Reszta „materiału“ pozostanie do przyswojenia sobie według uznania studenta. Każdy student również może w ramach każdego rozdziału dokonać wyboru informacji najistotniejszych jego zdaniem, pomijając np. tablice zawierające szczegółowe informacje, dotyczące różnych grup materiałów inżynierskich. Oczywiście można pominąć, przynajmniej w „pierwszym czytaniu“ analizę barwnych wkładek oraz struktur metalograficznych. Sądzę, że byłoby jednak szkodą stracić taką okazję do rozwoju swej inżynierskiej osobowości. Książka wreszcie może być poradnikiem, zarówno dla studentów jak i aktywnych zawodowo inżynierów, gdyż można w niej znaleźć wiele szczegółowych i obecnie najaktualniejszych informacji, w pełni metodycznie zestawionych, o dostępnych obecnie materiałach inżynierskich, co może być niezwykle przydatne do realizacji prac projektowych w toku studiów oraz wykonywania projektów w pracy zawodowej. Ogólne spojrzenie na rolę inżynierii we współczesnej rzeczywistości, z pominięciem szczegółów dotyczących materiałów, może być przydatne osobom niespecjalizującym się w inżynierii, lecz aktywnie działającym w technice, lub przygotowującym się do takiej aktywności, w tym menadżerom, nauczycielom techniki, ekonomistom, informatykom, a nawet lekarzom lub socjologom. Żywię nadzieję, że wieloletni trud mój oraz szerokiego zespołu, który mnie wspierał w tym przedsięwzięciu, przyniesie spodziewane korzystne efekty, głównie studentom pogłębiającym swą wiedzę, ale także będzie służył promocji uprawianej przeze mnie dyscypliny naukowej i inżynierskiej, która zasługuje na należną jej wysoką pozycję w nauce, gdyż, jak wskazują liczne przykłady, postęp cywilizacyjny w dużej mierze zależy od rozwoju nowych materiałów i wiedzy na ich temat.

6

1 rozdz

6-11-02 22:53

Page 7

Podziękowania Wieloletni trud przygotowania niniejszej książki stał się owocny wyłącznie dzięki aktywności wielu mych współpracowników, którzy udzielili mi pomocy w tej pracy. Książka nie mogłaby powstać bez wyjątkowego zaangażowania p. dr. inż. Eugeniusza Hajduczka, który podjął się redakcji książki, reprezentując Wydawcę. Jego staranność i wnikliwość ustrzegły mnie przed wieloma błędami edycyjnymi i redakcyjnymi. Tekst został przygotowany do złożenia przy bardzo dużym nakładzie pracy oraz wyjątkowej gorliwości przez p. mgr. inż. Mirosława Bonka, a skład komputerowy wykonał profesjonalnie zespół p. Małgorzaty Katafiasz. Maszynopis z rękopisu przygotowała p. Grażyna Górecka przy pomocy p. mgr inż. Barbary Ćwiok i p. mgr inż. Małgorzaty Pachury. Rysunki, po opracowaniu autorskim, zostały przerysowane przez szeroki zespół mych współpracowników pod kierunkiem p. mgr. inż. Jarosława Koniecznego oraz p. mgr. inż. Rafała Maniary, w skład którego weszli: p. dr inż. Klaudiusz Gołombek, p. dr inż. Waldemar Kwaśny, p. mgr inż. Marcin Bilewicz, p. mgr inż. Ksenia Czardyban, p. mgr inż. Małgorzata Drak, p. mgr inż. Aleksandra Drygała, p. mgr inż. Mariusz Krupiński, p. mgr inż. Krzysztof Labisz, p. mgr inż. Jarosław Mikuła, p. mgr inż. Mariusz Osojca, p. mgr inż. Marek Piec, p. mgr inż. Magdalena Polok, p. mgr inż. Adam Polok, p. mgr inż. Marek Sroka, p. mgr Agata Śliwa, p. mgr inż. Tomasz Tański, p. mgr inż. Anna Włodarczyk. Tablice, po przetłumaczeniu z języka angielskiego, pomogła mi przygotować córka p. mgr Marzena Kraszewska. Pani mgr inż. Magdalena Polok zebrała normy europejskie niezbędne do przygotowania informacji o różnych materiałach inżynierskich. Pan mgr inż. Piotr Zarychta na podstawie analiz w Internecie zebrał informacje dotyczące nagród Nobla w dziedzinie fizyki i chemii w ostatnich dziesięcioleciach, a o licznych materiałach i ich zastosowaniach - moja córka p. mgr inż. Anna Dobrzańska i mój syn p. Lech Dobrzański, obecnie student Politechniki Śląskiej. Pani mgr inż. Małgorzata Drak przepisała wzory chemiczne wykorzystane w książce. Pan dr inż. Janusz Mazurkiewicz pomógł mi w wyborze zdjęć metalograficznych oraz zorganizował zespół sponsorów przedsięwzięcia, których wsparcie umożliwiło obniżenie ceny każdego egzemplarza książki. Sponsorów tych przedstawiono w ostatniej części książki, wraz z krótką charakterystyką ich aktywności. Zdjęcia metalograficzne, oprócz pochodzących z mych własnych badań, udostępnili mi p. prof. dr hab. inż. Jan Adamczyk, p. prof. dr hab. inż. Stanisław Król, p. prof. dr hab. inż. Jan Marciniak, p. prof. dr hab. inż. Ryszard Nowosielski, p. prof. dr hab. inż. Danuta Szewieczek, p. prof. dr hab. inż. Stanisław Tkaczyk, p. prof. Przemysław Zagierski (Norwegia), p. doc. dr inż. Lubomir Čižek (Czechy), p. doc. dr inż. Radomila Konečna (Słowacja), p. dr inż. Krzysztof Adamaszek, p. dr inż. Marcin Adamiak, p. dr inż. Klaudiusz Gołombek, p. dr inż. Stefan Griner, p. dr inż. Eugeniusz Hajduczek, p. dr inż. Wojciech

7

1 rozdz

6-11-02 22:53

Page 8

1. Wstęp

Kasprzak, p. dr inż. Waldemar Kwaśny, p. dr inż. Sabina Lesz, p. dr inż. Krzysztof Lukaszkowicz, p. dr inż. Stanisław Mandziej (Holandia), p. dr inż. Grzegorz Matula, p. dr inż. Janusz Mazurkiewicz, p. dr inż. Zbigniew Płonka, p. dr inż. Marian Przybył, p. dr inż. Anna Szmyd-Żymła (Francja), p. dr inż. Adam Zarychta, p. mgr inż. Jarosław Konieczny, p. mgr inż. Krzysztof Labisz, p. mgr inż. Bogusław Ziębowicz, oraz mój brat p. dr inż. Janusz Dobrzański. Kilkanaście zdjęć dostarczył mi p. mgr inż. Grzegorz Uszyński reprezentujący w Polsce firmę duńską Struers, produkującą urządzenia do przygotowania preparatów do celów mikroskopii świetlnej i elektronowej. Zdjęcia na wkładki barwne wykonane w części przeze mnie oraz pochodzące głównie z archiwum pomocy dydaktycznych Instytutu Materiałów Inżynierskich i Biomedycznych Politechniki Śląskiej opracował w formie elektronicznej i przygotował do druku p. mgr inż. Marek Sroka przy pomocy p. mgr. inż. Jacka Zacłony, p. mgr. inż. Marka Pieca i p. mgr. inż. Marcina Bilewicza. Materiały dotyczące komputerowego wspomagania projektowania materiałowego pochodzą z prac wykonanych wspólnie z p. dr. inż. Wojciechem Sitkiem, p. dr. inż. Jackiem Trzaską, p. dr. inż. Januszem Madejskim i p. mgr. inż. Jackiem Zacłoną, a dotyczące pełzania stopów metali - z prac zrealizowanych we współpracy z mym bratem p. dr. inż. Januszem Dobrzańskim. Serdecznie dziękuję wszystkim wymienionym osobom za udzieloną mi pomoc i życzliwość. Serdecznie dziękuję Wydawnictwom Naukowo-Technicznym w Warszawie, p. Dyrektor dr Anieli Topulos, Kierownikowi Redakcji Inżynierii Produkcji p. red. Halinie Wierzbickiej oraz Kierownikowi Działu Technicznego p. inż. Annie Napiórkowskiej za umożliwienie wydania książki oraz za cierpliwość. Dziękuję bardzo recenzentom konspektu książki p. prof. dr. hab. inż. Mieczysławowi Wysieckiemu, JM Rektorowi Politechniki Szczecińskiej, oraz p. prof. dr. hab. inż. Ryszardowi H. Kozłowskiemu, ówczesnemu Prorektorowi Politechniki Krakowskiej, który opiniował również książkę w końcowej postaci, a także p. prof. dr. hab. inż. Jerzemu Nowackiemu z Politechniki Szczecińskiej za życzliwą ocenę oraz cenne uwagi przydatne w ostatecznej redakcji książki. Dziękuję ponadto wszystkim innym osobom, których nie wymieniłem, a pomogły mi w pracy nad przygotowaniem tej książki do druku. Dziękuję Ministerstwu Edukacji Narodowej i Sportu za wsparcie finansowe wydania książki. Dziękuję wreszcie mej Żonie Teresie i Dzieciom Marzenie, Annie i Lechowi za wyrozumiałość i tolerowanie, przez długi okres pracy nad książką, związanych z tym niedogodności. Im właśnie dedykuję tę pracę. Gliwice, 4 września 2002 roku

Prof. zw. dr hab. inż. Leszek A. Dobrzański dr h.c.

8

2 roz

6-11-02 22:56

Page 1

Podstawy nauki o materiałach

2 roz

6-11-02 22:56

Page 10

2.1. Materia i jej składniki 2.1.1. Cząstki elementarne materii MODEL STANDARDOWY BUDOWY MATERII

Materia składa się z wielu cząstek elementarnych. Dotychczas wykryto i potwierdzono doświadczalnie istnienie ponad trzystu cząstek elementarnych. Według współczesnej wiedzy materia jest zbudowana z 6 kwarków i 6 leptonów. Są one cząstkami elementarnymi niepodzielTablica 2.1 nymi, wchodzącymi (w grupach lub Charakterystyka oddziaływań podstawowych (fundamentalnych) pojedynczo) w skład innych cząstek Kwanty przenoszące materii. W tablicy 2.1 przedstawiono Typ oddziaływania Ładunek oddziaływanie charakterystykę oddziaływań podstaSilne kolorowy gluony g wowych. Całość zjawisk związanych z elementarnymi cząstkami materii Elektromagnetyczne elektryczny fotony γ i oddziaływaniami między nimi opisuje Słabe słaby bozony W +, W –, Z0 tzw. model standardowy (tabl. 2.2). Grawitacyjne

masa

grawitony

KWARKI

Kwarki to cząstki elementarne, które nie są trwałe samodzielnie, lecz wchodzą w skład innych cząstek po dwa lub trzy. Kwarki są utrzymywane w grupach przez oddziaływania silne przekazywane przez tzw. gluony – kwanty energii spajające kwarki (jest osiem rodzajów gluonów o różnych kombinacjach „koloru“). Na kwarki wpływają także oddziaływania elektromagnetyczne i słabe. Rozróżnia się następujące kwarki: u (up – górny), d (down – dolny), c (charm – powabny), s (strange – dziwny), t (top – wierzchołkowy lub true – prawdziwy), b (beauty – piękny lub bottom – denny) i antykwarki, np. antygórny, antydziwny. Kwarki znacznie różnią się masą, np. kwark t jest 30000 razy cięższy niż kwark d. Charakteryzuje je ładunek elektryczny oraz liczby kwantowe zapachu i koloru (określane także jako

Tablica 2.2 Cząstki niepodzielne według modelu standardowego Rodzaje cząstek Kwarki

Leptony

10

Rodziny (generacje) cząstek niepodzielnych pierwsza

druga

trzecia

Ładunek elektryczny

górny (u)

powabny (c)

wierzchołkowy (t)

+ 23

dolny (d)

dziwny (s)

piękny (b)

–1 3

elektron (e–)

mion (µ–)

tauon (τ –)

–1

neutrino elektronowe (νe)

neutrino mionowe (νµ)

neutrino tauonowe (ντ)

0

2 roz

6-11-02 22:56

Page 11

2.1. Materia i jej składniki

rodzaj ładunku). W skład grupy kwarków mogą wejść tylko kwarki różniące się kolorem. Cząstki złożone z dwóch kwarków, tzw. mezony, są niestabilne. Cząstki składające się z trzech kwarków są nazywane barionami. NUKLEONY

W otaczającej nas materii znaczenie mają dwa kwarki: górny u o ładunku +2/3 i dolny d o ładunku – 1/3. Kwarki te wchodzą w skład nukleonów, tj. protonów i neutronów. Proton składa się z 2 kwarków u i 1 kwarka d. Jego ładunek wynosi +1 (2/3 + 2/3 – 1/3). Neutron składa się z 2 kwarków d i 1 kwarka u i jest elektrycznie obojętny (– 1/3 – 1/3 + 2/3 = 0). Kwarki wchodzące w skład pojedynczego protonu lub neutronu muszą się cechować trzema różnymi „kolorami“ – czerwonym, zielonym i niebieskim. LEPTONY

Leptony to cząstki elementarne, na które nie wpływają oddziaływania silne. Cząstki te to elektron e–, mion µ– i tauon τ– (tau) – podlegające oddziaływaniom elektromagnetycznym i słabym – oraz odpowiadające im neutrina: elektronowe νe, mionowe νµ i tauonowe ντ – podlegające tylko oddziaływaniom słabym (tabl. 2.2). Powszechnie występującym leptonem w otaczającej nas materii jest elektron o ładunku –1. NAJWAŻNIEJSZE CZĄSTKI ELEMENTARNE

Do najważniejszych cząstek elementarnych należą: elektrony, protony, neutrony. W tablicy 2.3 przedstawiono masę i ładunek elektryczny, którymi cechują się cząstki elementarne.

Tablica 2.3 Masa i ładunek cząstek elementarnych materii Cząstka elementarna

Masa

Ładunek elektryczny

Elektron

55 ⋅10 9,1091⋅ 10 –31 kg

–1,6 ⋅10–19 C

Proton

1,00758 ajm 1,6725⋅ 10 –27 kg

+1,6 ⋅10–19 C

Neutron

1,00897 ajm 1,6748⋅ 10 –27 kg

elektrycznie obojętny

–4

1) ajm

ajm 1)

– atomowa jednostka masy równa 1/12 masy atomu izotopu węgla o liczbie masowej 12.

ATOMY, PIERWIASTKI CHEMICZNE I IZOTOPY

Większymi cząstkami materii są atomy, które składają się z jądra i rozmieszczonych wokół niego elektronów. W skład jądra wchodzą nukleony, które – w zależności od ładunku elektrycznego bądź jego braku – są protonami lub neutronami.

11

2 roz

6-11-02 22:56

Page 12

2. Podstawy nauki o materiałach

Liczba protonów w jądrze, równa liczbie elektronów atomu obojętnego, nosi nazwę liczby atomowej Z. Liczba atomowa jednoznacznie określa przynależność atomu do danego pierwiastka chemicznego. Pierwiastek chemiczny jest zbiorem atomów o jednakowych ładunkach jąder. W przyrodzie występują pierwiastki chemiczne o liczbach atomowych od 1 (H – wodór) do 94 (Pu – pluton). W reaktorach jądrowych – w sposób sztuczny – zdołano otrzymać pierwiastki o większej liczbie atomowej, w tym o liczbie atomowej 118. Liczba nukleonów w jądrze jest nazywana liczbą masową A. Ponieważ liczba neutronów w atomach danego pierwiastka chemicznego może być różna, atomy tego samego pierwiastka chemicznego mogą się różnić liczbą masową. Odmiany pierwiastków chemicznych o jednakowej liczbie atomowej Z, lecz różniące się liczbą masową A, są nazywane izotopami. Wszystkie pierwiastki chemiczne mają izotopy. Atomy, których jądra różnią się liczbą protonów i neutronów, nazywane są nuklidami. Nuklidy tego samego pierwiastka chemicznego są zatem izotopami. Pierwiastki chemiczne są więc mieszaniną izotopów. Z tego względu masy atomowe pierwiastków chemicznych nie są liczbami całkowitymi. Masą atomową danego pierwiastka chemicznego jest stosunek średniej masy atomu tego pierwiastka do masy 1/12 atomu izotopu węgla o liczbie masowej równej 12.

2.1.2. Budowa atomu WYKORZYSTANIE MECHANIKI FALOWEJ W TEORII BUDOWY ATOMU

Teorię budowy atomu opracowano z wykorzystaniem mechaniki falowej. Mechanika falowa umożliwia opisanie zachowania się elektronów w atomach i kryształach. Zgodnie z założeniami mechaniki falowej cząstkom materii przypisuje się własności charakterystyczne dla światła. Molekularny i falowy charakter światła należy rozumieć w taki sposób, że światło złożone z tzw. fotonów porusza się zgodnie z prawami mechaniki falowej. Doświadczalne potwierdzenie słuszności założeń mechaniki falowej w odniesieniu do atomu stanowi dyfrakcja (ugięcie) elektronów przechodzących przez kryształy. STRUKTURA ELEKTRONOWA ATOMU

Rysunek 2.1 Współrzędne biegunowe

z

θ

r

ϕ y

12

x

Położenia i prędkości elektronów otaczających jądro atomu, zgodnie z zasadą nieoznaczoności, nie można dokładnie opisać. Można tylko określić prawdopodobieństwo znalezienia się elektronu w poszczególnych miejscach otaczających jądro. Strukturę elektronową należy sobie wyobrażać jako chmurę elektronową wokół jądra. Duże prawdopodobieństwo znalezienia się elektronu w danym miejscu odpowiada dużej gęstości chmury elektronowej. Gęstość chmury elektronowej na jednostkę objętości ρ można przedstawić jako iloczyn trzech funkcji, z których każda jest uzależniona odpowiednio od odległości promieniowej od jądra r lub kątów θ i ϕ, określających położenie danego punktu względem jądra we współrzędnych biegunowych (rys. 2.1):

2 roz

6-11-02 22:56

Page 13

2.1. Materia i jej składniki R2r2

R2r2 1s

R2r2

2p

2s r

r

r

Rysunek 2.2 Radialna gęstość prawdopodobieństwa R2(r)⋅r2 (według P. Wilkesa); R2r2 – radialna gęstość prawdopodobieństwa, r – odległość promieniowa, 1s, 2s, 2p – oznaczenia podpowłok elektronowych (porównaj rozdział 2.1.3) ρ = C⋅R(r)⋅Θ(θ)⋅Φ(ϕ),

(2.1)

gdzie: C – stała. Prawdopodobieństwo znalezienia się elektronu na danym promieniu najkorzystniej można opisać radialną gęstością prawdopodobieństwa R2(r)⋅r2 (rys. 2.2). Kształty funkcji Θ(θ) podano w tablicy 2.4. Iloczyn funkcji Θ(θ)⋅Φ(ϕ), zwany czynnikiem funkcji gęstości ΘΦ, przedstawiony w postaci trójwymiarowego wykresu, z dostatecznym przybliżeniem obrazuje zewnętrzny kształt atomu (tabl. 2.4). Funkcje ΘΦ muszą być pomnożone przez funkcję R(r). W wyniku tego następuje pewna zmiana kształtu figur pokazanych na rysunku 2.2 i „rozmycie“ krawędzi. STANY ENERGETYCZNE ELEKTRONU W ATOMIE

Elektron poruszający się w polu jądrowym może zajmować tylko ściśle określone stany energetyczne związane z gęstościami chmur elektronowych. Stan energetyczny elektronu charakteryzują cztery liczby kwantowe: główna n = 1, 2, 3, 4, 5, 6 lub 7, n ≥ 1, poboczna l = 0, 1, 2, 3, 4, 5, 6, l ≤ n – 1, magnetyczna –l ≤ ml ≤ +l, spinowa ms = ±1/2. Główna liczba kwantowa n określa liczbę powierzchni węzłowych kulistych, ze środkiem w jądrze, lub płaszczyzn przechodzących przez jądro, na których gęstość chmury elektronowej jest równa zeru. Większe liczby świadczą o dużej wielkości chmur elektronowych. Główna liczba kwantowa określa zatem tzw. powłoki elektronowe poszczególnych stanów energetycznych, oznaczane kolejno liczbami od 1 do 7 lub dużymi literami K, L, M, N, O, P i Q. Poboczna liczba kwantowa l określa podpowłoki elektronowe, oznaczane odpowiednio s, p, d, f, gdy l = 0, 1, 2, 3. Określa ona liczbę płaszczyzn węzłowych przechodzących przez jądro atomu i charakteryzuje moment pędu elektronu. Magnetyczna liczba kwantowa ml jest miarą orientacji momentu pędu elektronu i określa składową tego momentu w kierunku przyłożonego pola magnetycznego. Spinowa liczba kwantowa ms ujmuje wpływ pola magnetycznego wytwarzanego przez elektron wirujący wokół swojej osi. Znak liczby spinowej zależy od tego, czy elektron jest ustawiony równolegle, czy antyrównolegle do linii sił pola magnetycznego.

13

2 roz

6-11-02 22:56

Page 14

2. Podstawy nauki o materiałach

Tablica 2.4 Kształty funkcji Θ(θ) oraz trójwymiarowe wykresy czynnika funkcji gęstości Θ(θ)⋅Φ(ϕ) (według P. Wilkesa) Podpowłoka Liczby kwantowe1)

Kształty funkcji Θ(θ)

Wykresy czynnika funkcji gęstości Θ(θ) ⋅ Φ(ϕ)

s l=0 ml = 0

ml = 0

ml = 0

p l=1 ml = 0, ±1 ml = –1

ml = 0

ml = +1

ml = ±1

ml = 0

d l=2 ml = 0, ±1, ±2 ml = –2

ml = +2 1) Porównaj

ml = –1

ml = +1

ml = 0

ml = ±1

ml = 0

ml = ±2

rozdział 2.1.3.

ZAKAZ PAULIEGO

W jednym atomie nie może być dwóch elektronów o identycznej kombinacji liczb kwantowych. Tak brzmi podstawowe prawo w mechanice kwantowej – zakaz Pauliego. Maksymalna liczba stanów energetycznych w danej powłoce elektronowej wynosi 2n2. W podpowłoce określonej liczbą l liczba stanów energetycznych

14

2 roz

6-11-02 22:56

Page 15

2.1. Materia i jej składniki

Tablica 2.5 Liczba stanów energetycznych elektronu w atomie

Maksymalna liczba elektronów na poszczególnych podpowłokach

Numer powłoki elektronowej s

p

d

Zapis kwantowy konfiguracji elektronów na ostatniej powłoce f 1s2

1

2

2

2

6

3

2

6

10

4

2

6

10

14

4s 2p 6d 10 f 14

5

2

6

10

14

5s 2p 6d 10f 14 ...

6

2

6

(10)

7

2

(6)

2s2 p 6 3s 2p 6d 10

6s2 p 6(d 10) ... 7s 2(p 6) ...

jest równa 2⋅(2l+1). Każdej podpowłoce l odpowiada 2l+1 wartości ml, a każdej liczbie ml dwie wartości ms = ±1/2. Liczbę stanów energetycznych elektronu w atomie zestawiono w tablicy 2.5, a w tablicy 2.4 przedstawiono kształt funkcji gęstości ΘΦ dla różnych stanów energetycznych.

2.1.3. Klasyfikacja pierwiastków chemicznych UKŁAD OKRESOWY PIERWIASTKÓW CHEMICZNYCH

Pierwiastki chemiczne uporządkowano według wzrastającej liczby atomowej. Pierwiastki o zbliżonych własnościach znajdują się obok siebie w tzw. układzie okresowym pierwiastków (tabl. 2.6). Układ ten został podzielony na siedem poziomych okresów. W każdym okresie są zgrupowane pierwiastki o stanie energetycznym elektronów w atomach swobodnych opisanych taką samą główną liczbą kwantową. Kolumny pionowe układu, których jest szesnaście, nazwano grupami. Pierwiastki chemiczne należące do tej samej grupy charakteryzują się podobną strukturą podpowłok elektronowych na ostatniej powłoce, co decyduje o zbliżonych własnościach tych pierwiastków. W atomach zawierających więcej niż jeden elektron (tj. poza wodorem) określenie stanów energetycznych staje się bardziej skomplikowane wskutek wzajemnego oddziaływania elektronów oraz ekranowania dodatniego ładunku jądra przez elektrony położone bliżej jądra. Poziomy energetyczne elektronów ulegają wówczas pewnej modyfikacji w stosunku do poziomów określonych dla wzbudzonego atomu wodoru, czyli atomu, w którym pod wpływem energii dostarczonej z zewnątrz elektron mógłby zająć pozycje charakteryzujące się wyższym stanem energetycznym niż w atomie niewzbudzonym. Elektrony w atomach pierwiastków chemicznych o dużej liczbie atomowej zajmują stopniowo stany o wyższej energii, oznaczane odpowiednio 1s, 2s, 2p, 3s, 3d itd., jak to podano w tablicy 2.5. Rozmieszczenie elektronów w swobodnych atomach poszczególnych pierwiastków chemicznych zestawiono w tablicy 2.6. Fioletowe tło w kolumnach numerów powłok i podpowłok w tablicy 2.6 wskazuje, które podpowłoki – s, p, d, f – składające się na poszczególne powłoki elektronowe, zostały zapełnione, zanim mogą być obsadzone stany następne. Żółte tło w tych kolumnach przedstawia, które podpowłoki są zapełniane w ostatniej kolejności, zgodnie ze schematem podanym w sąsiedniej kolumnie tablicy 2.6.

15

16

6

6

6

2

2

10

6

6

6

2

2

10

10

6

6

6

6

2

2

2

2

10

10

10

10

6

6

6

6

6

2

2

2

2

2

6

2

2

10

6

2

2

10

6

2

10

2

2

6

2

2

6

2

6

2

2

2

14

14

14

1

1

10

10

2

2

2

2

2

2

2

14

14

6

6

6

6

6

6

10

10

55,8452 26,9815 28,0855 30,9738 32,0666 35,4528 39,9481

10,8117 12,0108 14,0067 15,9994 18,9984 20,1798

4,0026

223

226,05

132,9055137,3277

98

(261)

(266)

(264)

(269)

(268)

232,0381231,0359238,0289

237

145

1)

(272)

1)

(277)

1)

(285)

1)

(289)

1)

(293)

222

.

244

243

247

247

251

252

257

258

259

262

150,363 151,9641 157,253 158,9253 162,53 164,9303 167,263 168,9342 173,043 174,9671

1)

1)

(269)

210

Tablica 2.6 Układ okresowy pierwiastków

227

138,9055140,1161140,9077 144,243

(262)

210

101,072 102,9055 106,421 107,8682112,4118 114,8183 118,717 121,761 127,63 126,9045 131,292

178,492 180,9479 183,841 186,2071 190,233 192,2173195,0782196,9666 200,592 204,3833 207,21 208,9804

85,4678 87,621 88,9059 91,2242 92,9064 95,941

39,0983 40,0784 44,9559 47,8671 50,9415 51,9962 54,938 55,8452 58,9332 58,6934 63,5463 65,392 69,7231 72,612 74,9216 78,963 79,9041 83,81

22,9898 24,3056

6,9412 9,0122

1,0079

6-11-02 22:56

2

2

2 roz Page 16

2. Podstawy nauki o materiałach

2 roz

6-11-02 22:56

Page 17

2.1. Materia i jej składniki

GAZY SZLACHETNE

Pierwiastki zestawione w prawej kolumnie układu okresowego, zakwalifikowane do grupy 0 (VIII A), to gazy szlachetne. Mają one trwałe konfiguracje elektronowe, charakteryzujące się całkowitym wypełnieniem wszystkich powłok elektronowych. Liczba powłok jest zależna od okresu, w którym dany gaz szlachetny występuje. Liczba elektronów na ostatniej powłoce, tzw. elektronów walencyjnych, w przypadku gazów szlachetnych wynosi 8. Gazy szlachetne są chemicznie obojętne. METALE ALKALICZNE I ZIEM ALKALICZNYCH

Pierwiastki zestawione w grupie I A noszą nazwę metali alkalicznych, a w grupie II A – metali ziem alkalicznych. Atomy tych pierwiastków zawierają 1 lub 2 elektrony walencyjne, które są łatwo oddawane w przypadku łączenia się z innymi atomami. W związku z tym pierwiastki te są nazywane elektrododatnimi. Podobnie zachowują się metale przejściowe oraz metale ziem rzadkich. Elektrododatniość pierwiastków zmniejsza się w miarę wzrostu liczby elektronów na ostatniej powłoce. METALE PRZEJŚCIOWE

W atomach metali przejściowych, zestawionych w grupach III B do VIII B oraz I B i II B okresów 4 do 6, dwie pierwsze powłoki są częściowo zapełniane elektronami dopóty, dopóki nie nastąpi ich całkowite zabudowanie. Natomiast w trzeciej i następnych powłokach przed zapełnieniem podpowłok d następuje obsadzenie podpowłok s wyższej powłoki. Jest to spowodowane mniejszą energią elektronów zapełniających podpowłoki d powłoki (n – 1) od energii elektronów obsadzających podpowłoki s odpowiednio wyższych powłok n. METALE ZIEM RZADKICH

W atomach metali ziem rzadkich zwanych lantanowcami, zestawionych w 6 okresie, podpowłoka 4f jest zapełniana po wypełnieniu podpowłoki 6s i po wejściu jednego elektronu do podpowłoki 5d. AKTYNOWCE

W przypadku aktynowców zestawionych w 7 okresie, podpowłoka 5f jest zapełniana po zapełnieniu podpowłoki 7s i po wejściu jednego elektronu do podpowłoki 6d. PIERWIASTKI AMFOTERYCZNE

Pierwiastki grup III A, IV A i V A są amfoterami, a ich atomy w reakcjach z innymi atomami mogą zarówno oddawać własne elektrony walencyjne, jak i przyjmować elektrony walencyjne należące do innych atomów. NIEMETALE

Pierwiastki grup VI A i VII A, zwane niemetalami lub metaloidami, należą do typowych pierwiastków elektroujemnych, gdyż atomy tych pierwiastków łatwo przyjmują elektrony walencyjne innych atomów.

17

2 roz

6-11-02 22:56

Page 18

2. Podstawy nauki o materiałach 2.1.4. Wiązania pierwotne i wtórne między atomami ISTOTA WIĄZAŃ MIĘDZY ATOMAMI

Tworzenie się wiązań między atomami polega na wymianie lub uwspólnieniu elektronów walencyjnych. W tablicy 2.7 podano energię poszczególnych rodzajów wiązań, występujących między atomami lub cząsteczkami.

Tablica 2.7 Energia wiązań między atomami w różnych substancjach Energia wiązania Rodzaj wiązania

Jonowe Kowalencyjne

Metaliczne

Van der Waalsa

Wodorowe

Substancja

kJ/mol

eV/atom, jon, cząsteczkę

NaCl

640

3,3

MgO

1000

5,2

Si

450

4,7

C (diament)

713

7,4

Hg

68

0,7

Al

324

3,4

Fe

406

4,2

W

849

8,8

Ar

7,7

0,08

Cl 2

31

0,32

NH 3

35

0,36

H2 0

51

0,52

KLASYFIKACJA WIĄZAŃ PIERWOTNYCH MIĘDZY ATOMAMI

Wyróżnia się następujące wiązania między atomami: jonowe, atomowe, zwane też kowalencyjnymi, metaliczne. WIĄZANIE JONOWE

Gdy elektrony walencyjne jednego atomu elektrododatniego są przyłączane przez drugi atom elektroujemny, powstaje wiązanie jonowe (rys. 2.3a i b). W wyniku utraty elektronów walencyjnych przez jeden atom i przyłączenia tych elektronów przez drugi, oba atomy uzyskują oktetowe konfiguracje elektronowe, takie jakimi charakteryzują się gazy szlachetne. Wiązania jonowe są tworzone przez atomy, w których występuje odpowiednio brak i nadmiar jednego lub dwóch elektronów walencyjnych. Wiązanie jonowe powoduje dużą rezystywność i oporność cieplną oraz kruchość uzyskiwanych substancji, które są przezroczyste, często o różnym zabarwieniu.

18

2 roz

6-11-02 22:56

Page 19

2.1. Materia i jej składniki a)

c)

do jonu +

do jonu +

do jonu +

do jonu +

e)

– przyciąganie – uwspólnione elektrony b) Na+ Cl–

f)

d) –

Cl

Na+

Cl

Na+

Cl–

Na+

–

H

H Na+

Cl–

Na+

powłoki elektronowe

C

H

Cl– H

Cl–

Na+

Cl–

Na+

siła przyciągania Coulomba

uwspólniony elektron od węgla

uwspólniony elektron od wodoru

gaz elektronów walencyjnych

rdzenie kationowe

Rysunek 2.3 Schemat pierwotnych wiązań między atomami: a) i b) jonowe (b – na przykładzie NaCl), c) i d) kowalencyjne (d – na przykładzie CH4 ), e) i f) metaliczne WIĄZANIE ATOMOWE CZYLI KOWALENCYJNE

W przypadku atomów pierwiastków elektroujemnych – zwykle gazów – elektrony walencyjne pierwotnie różnych atomów tworzą pary elektronów należące wspólnie do jąder dwóch atomów. Wiązania tworzone przez takie uwspólnione elektrony są nazywane atomowymi czyli kowalencyjnymi (rys. 2.3c i d). Wiązania atomowe, poza gazami, występują także w substancjach stałych, takich jak np. Si, Ge i diament. WIĄZANIE METALICZNE

Wiązanie metaliczne występuje w dużych skupiskach atomów pierwiastków metalicznych, które po zbliżeniu się na wystarczająco małą odległość, charakterystyczną dla stałego stanu skupienia, oddają swoje elektrony walencyjne na rzecz całego zbioru atomów. Elektrony walencyjne przemieszczają się swobodnie

19

2 roz

6-11-02 22:56

Page 20

2. Podstawy nauki o materiałach

pomiędzy rdzeniami atomowymi (jonami dodatnimi), tworząc tzw. gaz elektronowy, charakterystyczny dla wiązania metalicznego (rys. 2.3e i f). Wiązanie metaliczne nie ma charakteru kierunkowego, jak pozostałe rodzaje wiązań. Rdzenie atomowe na skutek elektrostatycznego oddziaływania elektronów swobodnych dążą do jak najgęstszego wypełnienia przestrzeni. OGÓLNA CHARAKTERYSTYKA WIĄZAŃ WTÓRNYCH LUB SIŁAMI VAN DER WAALSA

Wiązania wtórne występują między wszystkimi atomami lub cząsteczkami, lecz ich obecność może być stwierdzona, jeżeli występuje choć jedno z trzech wiązań pierwotnych. Wiązania wtórne są ewidentne między atomami gazów szlachetnych, które mają stabilną strukturę elektronową, a ponadto między cząsteczkami utworzonymi w wyniku wiązań kowalencyjnych. Siły van der Waalsa występują między dipolami cząsteczek lub atomów. Elektryczne dipole występują w przypadku rozdzielenia ładunków dodatnich i ujemnych w atomie lub cząsteczce. Wiązanie van der Waalsa jest wynikiem przyciągania siłami Coulomba między dodatnim końcem jednego a ujemnym końcem drugiego dipola (rys. 2.4). Oddziaływania takie występują między: dipolami wyindukowanymi, dipolami wyindukowanymi i cząsteczkami spolaryzowanymi (które wykazują dipole okresowo), cząsteczkami spolaryzowanymi. a)

b)

c) O

H+

H+ Cl–

H

H

H

Cl–

O H

O – przyciąganie

H

H

Rysunek 2.4 Przykłady wtórnych wiązań między cząsteczkami: a) przyciąganie siłami van der Waalsa między chwilowymi dipolami b) przyciąganie siłami Londona c) wiązanie wodorowe

WIĄZANIA MIĘDZY CHWILOWYMI DIPOLAMI

Wiązania międzycząsteczkowe powstają w wyniku przyciągania siłami van der Waalsa, które występują między chwilowymi dipolami elektrycznymi, utworzonymi z atomów na skutek nierównomiernego rozkładu ładunków w ich chmurach elektronowych. Siły te powodują skraplanie gazów szlachetnych oraz łączą w stan stały cząsteczki, np. H2, F2, Cl2, N2, powstałe w wyniku wiązania atomowego.

20

2 roz

6-11-02 22:56

Page 21

2.1. Materia i jej składniki

WIĄZANIA SIŁAMI LONDONA

Dipole elektryczne mogą być wykreowane lub wyindukowane w atomach lub cząsteczkach, które normalnie są elektrycznie obojętne. Siły Londona mogą wystąpić między cząsteczkami w przypadku okresowych zmian ładunku w cząsteczkach, powodując ich przyciąganie. WIĄZANIE WODOROWE

Wiązanie wodorowe jest najsilniejszym specjalnym wiązaniem wtórnym między spolaryzowanymi cząsteczkami. Występuje ono między cząsteczkami, w których wodór jest kowalencyjnie związany z fluorem (HF), tlenem (H2O) lub azotem (NH3). W każdym wiązaniu H–F, H–O lub H–N pojedynczy elektron wodoru jest uwspólniony z innym atomem. Wodorowy koniec wiązania jest dodatnio naładowany przez obnażony proton, który nie jest ekranowany przez żaden elektron. Ten silnie dodatnio naładowany koniec cząsteczki jest przyciągany przez przeciwny, ujemnie naładowany, koniec innej cząsteczki.

21

2 roz

6-11-02 22:56

Page 22

2. Podstawy nauki o materiałach

2 1

3

5

4

Jeszcze dziś trudno jest ustalić, który z metali został użyty przez ludzkość jako pierwszy. Z pewnością ludzie od dawna stosowali te metale, które w stanie rodzimym pochodziły z meteorytów, takie jak złoto, srebro, miedź i żelazo. Znaczący postęp w zastosowaniu metali osiągnięto dopiero po opanowaniu metod uzyskiwania metali z rud. W połowie III millenium p.n.e. w Azji Mniejszej i Egipcie zaczęła się cywilizacja epoki brązu, by do 2000 r. p.n.e. rozprzestrzenić się na cały basen Morza Śródziemnego i Europę Południową, a ok. trzech wieków później również na Europę Środkową. Znakomity poziom techniczny oraz bardzo wysoki kunszt artystyczny ówczesnych twórców reprezentują liczne znalezione zabytki, jak odlew głowy Naramsina - akadyjskiego władcy imperium powstałego na gruzach Sumeru, znaleziony na wysypisku śmieci w Niniwie (obecnie na przedmieściach Mosulu w Iraku) z XXIII wieku p.n.e. (1), miecz inkrustowany złotem z grobowców królewskich w Mykenach w Grecji z XVI wieku p.n.e. (2), rytualne naczynia z Chin, z okresu dynastii Shang na przełomie XII/XIII wieku p.n.e. (3), (4), (6 - naczynie na wino „you”), (7 - misa „pan”) oraz dynastii Zhou z przełomu XII/XI wieku p.n.e. (5). W roku 1978 w grobowcu markiza Yi, władcy państwa Zeng, z 433 roku p.n.e. w Leigudun w prowincji Hubei odkryto zestaw 64 dzwonków z brązu o rozmiarach od 20 cm do 1,5 m i łącznej masie niemal 3 ton, będący antycznym chińskim instrumentem muzycznym (8). Statuetka z brązu iberyjskiego wojownika (obecnie Hiszpania) pochodzi z I tysiąclecia p.n.e. (9). Dekoracja wrót okutych brązem (10) pochodzi ze wzgórza Balawat, kryjącego ruiny starożytnego miasta Imgurenlil z czasów Salmanassara III, panującego w Asyrii (obecnie Irak Północny) w latach

7

8

6

10

11

12

22

2 roz

6-11-02 22:56

Page 23

2.1. Materia i jej składniki

15

13

9 17

14 18

20

16 859-824 p.n.e. Kot z brązu pochodzi z Egiptu z ok. 600 roku p.n.e. (11). Symbolem Rzymu do dziś jest Wilczyca Kapitolińska wykonana z brązu w V wieku p.n.e. (12), gdy sylwetki bliźniąt Romulusa i Remusa, mitycznych założycieli Wiecznego Miasta, są dziełem A. Pallaiola i zostały dodane do pomnika w XV wieku n.e. Liczne dowody opanowania technologii brązu pochodzą z Grecji, jak rzeźba z Delf z 450 roku p.n.e. (13), statuetka z okresu geometrycznego (14), statua Posejdona z ok. 460 r. p.n.e. (15) znaleziona przez rybaków ze Skiathos w pobliżu przylądka Artemisja w Euboei w 1928 roku (gdy lewe ramię tego posągu znaleziono już w 1926 roku) lub woźnica rydwanu z 475-470 roku p.n.e. podarowanego do Delf przez ówczesnego zarządcę Sycylii (16). Puchar brązowy z okresu wczesnej kultury celtyckiej z ok. 400 roku p.n.e. z Basse-Yutz w Lorraine we współczesnej Francji (17), z elementami z cyny oraz inkrustowany koralami dowodzi kontaktów Celtów z ówczesnym światem, głównie ze Scytami i Etruskami. Statuetka z brązu bogini nieba Hathor pochodzi z II wieku p.n.e., z Egiptu, a germańskiego boga płodności Frejra z XI wieku n.e. z terenów obecnej Szwecji (20). Potężny posąg w Pawilonie Wielkiego Buddy - największym drewnianym budynku na świecie, w świątyni Todaidżi w Japonii został wykonany z brązu, jako największy wizerunek Buddy w Japonii, przez koreańskiego rzeźbiarza Kimimaro w 752 roku n.e. Na odlew zużyto 444 tony brązu, wysokość siedzącego Buddy wynosi 16 m, twarz ma 5 m wysokości i 3 m szerokości, a uszy mają 2,4 m długości. Piedestał, na którym siedzi ma 21 m obwodu i składa się z 56 płatków lotosu odlanych z brązu.

19

23

2 roz

6-11-02 22:56

Page 24

2.2. Ogólny przegląd głównych grup materiałów inżynierskich 2.2.1. Podstawowe grupy materiałów PODSTAWOWE GRUPY MATERIAŁÓW

Materiałami w pojęciu technicznym nazywane są ciała stałe o własnościach umożliwiających ich stosowanie przez człowieka do wytwarzania produktów. Najogólniej wśród materiałów o znaczeniu technicznym można wyróżnić: materiały naturalne, wymagające jedynie nadania kształtu, do technicznego Rysunek 2.5 zastosowania, Rodzaje wiązań między atomami występującymi materiały inżynierskie, nie występujące w naturze lecz wymagające zastosowaw podstawowych grupach nia złożonych procesów wytwórczych do ich przystosowania do potrzeb materiałów inżynierskich technicznych po wykorzystaniu surowców dostępnych w naturze. Przykładami materiałów naturalnych są: drewno, niektóre kamienie, skały i minerały. Do podstawowych grup materiałów inżynierskich tradyKOWALENcyjnie są zaliczane: półprzewodniki CYJNE polimery metale i ich stopy, polimery, materiały ceramiczne. Podstawą podanej klasyfikacji jest istota wiązań między atomami tworzącymi dany materiał, utrzymujących je w skoordynowanych przestrzenMETALICZNE WTÓRNE nie układach i determinujących podstawowe własności materiału (rys. 2.5). Ponadto można wymienić materiały kompozytowe, tworzone przez połączenie dowolnych JONOWE dwóch z wymienionych materiałów inżynierskich w monolityczną całość, co zapewnia uzyskanie ceramika i szkło metale innych własności od właściwych dla każdego z materiałów składowych (rys. 2.6).

2.2.2. Metale i ich stopy PODSTAWOWE WŁASNOŚCI METALI I ICH STOPÓW

Metale charakteryzują się wiązaniem metalicznym. Na rysunku 2.7 przedstawiającym układ okresowy pierwiastków chemicznych zaznaczono pierwiastki będące metalami.

24

2 roz

6-11-02 22:56

Page 25

2.2. Ogólny przegląd głównych grup materiałów inżynierskich Rysunek 2.6 Podstawowe grupy materiałów inżynierskich

KOMPOZYTY

szkła metaliczne POLIMERY

METALE

półprzewodniki naprzewodniki

CERAMIKA

grafit

Układy wieloskładnikowe złożone z więcej niż jednego pierwiastka, charakteryzujące się przewagą wiązania metalicznego tworzą stopy metali. Składy stopów metali są zawarte w szerokich granicach bez obowiązywania zasad stechiometrii. Metale i ich stopy cechują następujące własności: dobre przewodnictwo cieplne i elektryczne, dodatni temperaturowy współczynnik rezystywności (opór elektryczny zwiększa się z podwyższeniem temperatury), połysk metaliczny, polegający na odbijaniu promieni świetlnych od wypolerowanych powierzchni, plastyczność, czyli zdolność do trwałych odkształceń pod wpływem przyłożonych naprężeń.

PROCESY TECHNOLOGICZNE METALI I STOPÓW

Metale otrzymuje się z rud, będących najczęściej tlenkami. Procesy metalurgiczne polegają zwykle na redukcji, prowadzącej do ekstrakcji metalu z rudy oraz na rafinacji, usuwającej z metalu pozostałe zanieczyszczenia. Elementy metalowe zwykle wykonywane są metodami odlewniczymi, przeróbki plastycznej lub obróbki skrawaniem, a często także metalurgii proszków. Własności metali i stopów są kształtowane metodami obróbki cieplnej, a powierzchnia elementów metalowych często jest uszlachetniana metodami inżynierii powierzchni, zwiększającymi m.in. odporność na korozję lub odporność na zużycie.

Rysunek 2.7 Układ okresowy pierwiastków chemicznych; metale zaznaczono na zielono

25

2 roz

6-11-02 22:56

Page 26

2. Podstawy nauki o materiałach

PODSTAWOWE STOPY METALI

Najczęściej użytkowanymi spośród materiałów metalowych są stale, czyli stopy żelaza z węglem i innymi pierwiastkami, a także stopy odlewnicze żelaza tzn. staliwa i żeliwa. Szczegółowe informacje o tych grupach materiałów metalowych przedstawiono w rozdziale 6. Liczną grupę stosowanych materiałów metalowych stanowią również metale nieżelazne i ich stopy, opisane szczegółowo w rozdziale 7.

2.2.3. Polimery STRUKTURA POLIMERÓW

Rysunek 2.8 Układ okresowy pierwiastków chemicznych; pierwiastki tworzące polimery zaznaczono na fioletowo

atom H atom C

mer

podstawowa jednostka monomeryczna

Rysunek 2.9 Schemat prostoliniowego odcinka typowego łańcucha polietylenu (cały łańcuch może zawierać 50 000 podstawowych jednostek monomerycznych)

26

Polimery, nazywane także tworzywami sztucznymi lub plastikami, są materiałami organicznymi, złożonymi ze związków węgla. Polimery są tworzone przez węgiel, wodór i inne pierwiastki niemetaliczne z prawego górnego rogu układu okresowego (rys. 2.8). Polimery są makrocząsteczkami i powstają w wyniku połączenia wiązaniami kowalencyjnymi w łańcuchy wielu grup atomów zwanych monomerami jednego lub kilku rodzajów (rys. 2.9). W skład polimerów wchodzą również dodatki barwników lub pigmentów, katalizatorów, napełniaczy, zmiękczaczy (plastyfikatorów), antyutleniaczy i innych. Prosty monomer jest cząsteczką etylenu C2H4. W wyniku zastąpienia atomu wodoru w tych

2 roz

6-11-02 22:56

Page 27

2.2. Ogólny przegląd głównych grup materiałów inżynierskich cząsteczkach przez CH3 powstaje polipropylen, przez C6H5 – polistyren, przez Cl – polichlorek winylu. Inne polimery zawierają atomy tlenu (np. akryliki), azotu (nylony), krzemu (silikony) i fluoru (fluoroplastiki). Zastąpienie wszystkich atomów wodoru przez fluor w monomerze etylenu powoduje uzyskanie politetrafluoroetylenu (teflonu). PODSTAWOWE WŁASNOŚCI POLIMERÓW

Polimery charakteryzują się: małą gęstością, izolacyjnymi własnościami cieplnymi i elektrycznymi (z wyjątkiem przewodzących prąd elektryczny – porównaj rozdz. 8.3.6), słabo odbijają światło i zwykle są przezroczyste. Wiele z polimerów jest giętkich i odkształcalnych, lecz nie nadają się do pracy w podwyższonej temperaturze. PODSTAWOWE GRUPY POLIMERÓW

Ze względu na własności użytkowe polimery dzielą się na plastomery i elastomery, szczegółowo opisane w rozdziale 8.3. Plastomerami są polimery charakteryzujące się wydłużeniem przy rozerwaniu zwykle nieprzekraczającym 200%, chociaż polietylen lub polipropylen wykazujące maksymalne wydłużenie kilkaset procent też są zaliczane do tej grupy polimerów. Plastomery dzielą się na polimery termoplastyczne (termoplasty) i polimery utwardzalne (duroplasty). Elastomerami są polimery cechujące się skłonnością do dużych odkształceń sprężystych, a po poddaniu dużemu odkształceniu w temperaturze pokojowej i po odciążeniu powracają do pierwotnej postaci lub bardzo do niej zbliżonej. PROCESY TECHNOLOGICZNE POLIMERÓW

Zwykle surowcem do wytwarzania polimerów jest ropa naftowa. W takim przypadku łączenie monomerów w makrocząstki następuje podczas polireakcji, tj. polimeryzacji, kopolimeryzacji, polikondensacji lub poliaddycji.

2.2.4. Materiały ceramiczne OGÓLNA CHARAKTERYSTYKA MATERIAŁÓW CERAMICZNYCH

Ceramikę stanowią materiały nieorganiczne o jonowych i kowalencyjnych wiązaniach międzyatomowych, wytwarzane zwykle w wysokotemperaturowych procesach związanych z przebiegiem nieodwracalnych reakcji, chociaż do tej grupy materiałów zaliczane są również szkła oraz beton i cement, pomimo że przy ich wytwarzaniu zachodzą nie wszystkie z tych procesów. Na rysunku 2.10 przedstawiono liczne pierwiastki chemiczne wchodzące w skład materiałów ceramicznych, które mogą być wytwarzane w wyniku połączenia metali (zielone) i siedmiu kluczowych pierwiastków niemetalicznych (różowe). Wiele praktycznie stosowanych materiałów ceramicznych zawiera związki lub roztwory więcej niż dwóch spośród wskazanych pierwiastków chemicznych.

27

2 roz

6-11-02 22:56

Page 28

2. Podstawy nauki o materiałach

KLASYFIKACJA MATERIAŁÓW CERAMICZNYCH

Najogólniej do szeroko rozumianych materiałów ceramicznych można zaliczyć ceramikę inżynierską, cermetale, ceramikę porowatą, szkła, ceramikę szklaną, opisane w rozdziałach 8.1, 8.2.7 i 8.2.8.

Rysunek 2.10 Układ okresowy pierwiastków chemicznych; metale zaznaczono na zielono a inne główne pierwiastki tworzące materiały ceramiczne zaznaczono na różowo

2.2.5. Materiały kompozytowe OGÓLNA CHARAKTERYSTYKA I KLASYFIKACJA KOMPOZYTÓW

Materiały kompozytowe są połączeniami dwóch lub więcej odrębnych i nierozpuszczających się w sobie faz, z których każda odpowiada innemu podstawowemu materiałowi inżynierskiemu, zapewniającymi lepszy zespół własności i cech strukturalnych, od właściwych dla każdego z materiałów składowych oddzielnie (rys. Rysunek 2.11 2.11). Materiały kompozytowe, dzielą się Klasy materiałów ze względu na osnowę metalową, polimekompozytowych rową lub ceramiczną. Materiały kompoMETALE zytowe szczegółowo opisane w rozdziale osnowa metalowa osnowa metalowa 8.4, znajdują współcześnie zastosowanie włókno ceramiczne włókno polimerowe między innymi w sprzęcie kosmicznym, samolotach, samochodach, łodziach, osnowa ceramiczna osnowa polimerowa jachtach, szybowcach i sprzęcie sportowłókno metalowe włókno metalowe wym. Faza powodująca wzmocnienie kompozytów, nazywana także zbrojeniem, może być wprowadzona w postaci drobCERAMIKA POLIMERY nych cząstek, niekiedy dyspersyjnych, krótkich włókien lub płatków, a także włókien ciągłych. osnowa ceramiczna osnowa polimerowa włókno polimerowe włókno ceramiczne

28

2 roz

6-11-02 22:56

Page 29

2.3. Znaczenie materiałów inżynierskich w rozwoju cywilizacyjnym ludzkości 2.3.1. Współczesne zastosowania materiałów inżynierskich PRZYKŁADY ZASTOSOWANIA MATERIAŁÓW INŻYNIERSKICH WE WSPÓŁCZESNYCH PRODUKTACH

Nowoczesne produkty nie mogłyby być częstokroć zaprojektowane i wytworzone bez użycia wielu materiałów, jak również nie mogłyby bez nich działać w warunkach eksploatacji przewidzianych dla nich oraz przy wymaganym bardzo wysokim poziomie niezawodności. Zdawać sobie należy jednak sprawę, że współczesny produkt złożony jest z bardzo wielu elementów, wykonanych z bardzo różnych materiałów. Przykładowo, typowy samochód składa się z około 15 000 elementów, a samolot pasażerski z ponad 4 000 000 elementów. Do produkcji samochodu wykorzystuje się zarówno stale, jak i inne stopy metali, w tym także wytworzone metodami metalurgii proszków, materiały ceramiczne i szkła, różnorodne materiały polimerowe, jak i kompozytowe (rys. 2.12). Znacznie większą gamę różnorodnych materiałów trzeba wykorzystać przy produkcji samolotu pasażerskiego. Na rysunku 2.13 przykładowo podano zastosowanie materiałów kompozytowych na różne elementy tego złożonego produktu. Rysunek 2.14 przedstawia przykład zastosowania materiałów kompozytowych w produkcji ciężkiego samolotu transportowego. Większą liczbę przykładów zastosowania materiałów kompozytowych w lotnictwie cywilnym, wojskowym oraz w budowie śmigłowców przedstawiono na rysunkach 2.15÷2.19. W tablicy 2.8 podano przykładowo wytwarzane z materiałów kompozytowych podzespoły współczesnych samolotów produkowanych przez różne firmy. Rysunek 2.20 przedstawia historyczny rozwój zastosowań materiałów kompozytowych w lotnictwie w ostatnich dziesięcioleciach i wpływ tych rozwiązań konstrukcyjnych na całkowitą masę materiałów kompozytowych zastosowanych w samolotach i śmigłowcach. Do wytworzenia turbośmigłowego silnika odrzutowego (rys. 2.21) samolotu pasażerskiego są natomiast stosowane głównie metale nieżelazne i ich stopy, w tym: tytanu (38%), niklu (37%), chromu (12%), kobaltu (6%), aluminium (5%), niobu (1%) i tantalu (0,02%). Przykłady wykorzystania stopów aluminiowolitowych w samolotach pasażerskich oraz wojskowych samolotach myśliwsko– szturmowych podano natomiast na rysunkach 2.22 i 2.23, a składy chemiczne zastosowanych materiałów zestawiono w tablicy 2.9.

29

30

chłodnica ze stopu miedzi

element układu wydechowego ze stali odpornej na korozję

elementy świateł z tworzywa sztucznego

tarcza koła ze stali lub stopu aluminium

6-11-02 22:57

kadłub silnika z żeliwa lub stopu aluminium

gniazda zaworów z węglików spiekanych

ceramiczna świeca zapłonowa w silniku

2 roz Page 30

2. Podstawy nauki o materiałach

Rysunek 2.12 Zastosowanie różnych materiałów na elementy samochodu osobowego (na przykładzie Mercedesa SLK)

– klapy komory podwozia kadłuba (włókno węglowe) – oprofilowanie podwozia i klapy komór podwozia w skrzydłach (włókno węglowe/włókno aramidowe)

elementy osłony silnika (włókno węglowe)

oprofilowanie pomiędzy skrzydłami a kadłubem (włókno węglowe/ włókno aramidowe/włókno szklane) i (włókno węglowe/włókno aramidowe + mata z włókniny aramidowej)

klapy komory podwozia na dziobie (włókno węglowe)

kanały systemu klimatyzacyjnego (włókno aramidowe)

krawędzie spływu nieruchomej usztywnionej części pokrycia: (włókno węglowe/włókno aramidowe + mata z włókniny aramidowej)

krawędzie spływu nieruchomej usztywnionej części pokrycia: – górna powierzchnia (włókno węglowe/ włókno szklane) – dolna powierzchnia (włókno węglowe/ włókno aramidowe + mata z włókniny aramidowej)

ster wysokości (włókno węglowe)

krawędzie spływu nieruchomej usztywnionej części pokrycia (włókno węglowe/ włókno aramidowe + mata z włókniny aramidowej)

ster pionowy (włókno węglowe)

dolna powierzchnia krawędzi natarcia płata (włókno aramidowe/włókno szklane)

interceptory (włókno węglowe)

gniazdo zasilania pomocniczego (włókno węglowe)

oprofilowanie krawędzi (włókno szklane)

klapy tylne: – zewnętrzne (włókno węglowe) – wewnętrzne (włókno węglowe/ włókno szklane)

lotki (włókno węglowe)

6-11-02 22:57

oprofilowanie zastrzałów silnika (włókno aramidowe/włókno szklane)

oprofilowanie konstrukcji wsporczej klap: – część przednia (włókno węglowe/włókno aramidowe + mata z włókniny aramidowej) – część tylna (włókno węglowe/włókno szklane)

2 roz Page 31

2.3. Znaczenie materiałów inżynierskich w rozwoju cywilizacyjnym ludzkości

Rysunek 2.13 Przykłady zastosowania nowoczesnych materiałów kompozytowych na elementy samolotu pasażerskiego Boeing 737 – w nawiasach podano rodzaje włókien użytych do zbrojenia materiałów kompozytowych (opracowano na podstawie materiałów firmy Boeing)

31

2 roz

6-11-02 22:57

Page 32

2. Podstawy nauki o materiałach

Rysunek 2.14 Zastosowanie nowoczesnych materiałów w samolocie transportowym Lockheed C–5A element z materiału kompozytowego zbrojonego włóknem szklanym element z materiału kompozytowego zbrojonego włóknem szklanym, z rdzeniem aluminiowym o strukturze plastra miodu aluminiowa struktura plastra miodu metalowe poszycie, rdzeń z innego materiału element z materiału kompozytowego o strukturze plastra miodu pokrytego warstwą tytanową

32

2 roz

6-11-02 22:57

Page 33

2.3. Znaczenie materiałów inżynierskich w rozwoju cywilizacyjnym ludzkości Rysunek 2.15 Przykład zastosowania materiałów kompozytowych w a) wiropłacie wojskowym V–22 „Osprey“, b) bombowcu wojskowym B–2 „Stealth“ a)

materiał kompozytowy o osnowie epoksydowej zbrojony włóknem węglowym stopy metali materiał kompozytowy zbrojonym włóknem szklanym inne materiały

0

50

100

UDZIAŁ MASOWY (%)

b)

33

2 roz

6-11-02 22:57

Page 34

2. Podstawy nauki o materiałach

Rysunek 2.16 Przykłady zastosowania materiałów kompozytowych w produkcji współczesnych samolotów wojskowych oraz promu kosmicznego Samolot wojskowy myśliwsko–szturmowy F–15

Śmigłowiec wojskowy Hawk

stateczniki poziome (kompozyt borowo–epoksydowy)

stateczniki poziome i pionowe (kompozyt borowo–epoksydowy)

Samolot wojskowy myśliwsko–szturmowy F–14

Prom kosmiczny

stateczniki poziome (kompozyt borowo–epoksydowy)

poszycie kadłuba (kompozyt borowo–aluminiowy)

Samolot wojskowy myśliwsko–szturmowy Mirage 2000 i Mirage 4000

Samolot wojskowy bombowy B–1B

wzmocnienie podłużne (kompozyt borowo–aluminiowy)

stateczniki pionowe (kompozyt borowo–epoksydowy)

Samolot wojskowy myśliwsko–szturmowy F–18 poszycie skrzydeł (kompozyt węglowo– epoksydowy)

poszycie kadłuba (kompozyt węglowo– epoksydowy)

podłużnica grzbietowa (kompozyt węglowo– epoksydowy)

34

Samolot wojskowy bombowy B–1B

klapa (kompozyt węglowo– epoksydowy)

zintegrowana brzechwa sterująca

podłużnica grzbietowa

tylne pokrywy awioniki

pokrywa komory zbrojenia klapa Stateczniki poziome i pionowe (kompozyt borowo–epoksydowy)

oprofilowanie skrzydła

wahliwie zamontowany silnik odrzutowy

6-11-02 22:57

Page 35

2.3. Znaczenie materiałów inżynierskich w rozwoju cywilizacyjnym ludzkości Rysunek 2.17 Przykłady zastosowania materiałów kompozytowych na elementy i podzespoły samolotów pasażerskich Boeing: a) i b) 737, c) 727, d) 757, e) i f) 767 struktura skrzynkowa aluminiowy osprzęt i dźwigary płata długość: 130 cm szerokość: 56 cm powierzchnia: 1,5 m2 masa: 5 kg

a)

pokrywa szczeliny między kadłubem i skrzydem

b)

aluminiowy rdzeń o strukturze plastra miodu żebro z włókna szklanego

belki krawędzi spływu płata

krawędź natarcia odejmowana krawędź natarcia

dolne i górne poszycie z kompozytu

oprofilowane końcówki skrzydła

płyty górnego poszycia o strukturze plastra miodu

zespół żebra wspornika siłownika

poszycie z kompozytu wzmocnione włóknami węglowymi

zespół tylnego dźwigara płata

c)

żebra wzmacniające ster wysokości

włókna z poliamidów aromatycznych

d) rozpórka zespół główny zespół przedniego rdzeń dźwigara i krawędź o strukturze natarcia plastra miodu zawiasy płata wychylnego (pięć miejsc)

łączniki górnego siłownika płyta dolnego poszycia o strukturze plastra miodu

f)

100 cm

ramiona płata wychylnego (pięć) przekrój A–A

łączniki siłownika

61 0c

m (dwa)

łącznik zawiasów (pięć)

A

osłona wentylatora osłona wylotu

oprofilowanie steru kierunkowego szczegół krawędzi natarcia żebro przeciwciężar zamykające tylny dźwigar

przedni dźwigar płata

0c m

łączniki zawiasów (pięć miejsc)

e)

nawrotnik wentylatora

10 9

2 roz

maks. 42 cm A

30 cm

15 cm

chłodnica

250 cm

typowy przekrój

35

2 roz

6-11-02 22:57

Page 36

2. Podstawy nauki o materiałach

Rysunek 2.18 Przykłady zastosowania materiałów kompozytowych na elementy i podzespoły samolotów pasażerskich i wojskowych oraz wiropłatów: a) L–1011, b) F–16, c) B–1B, d) V–22, e) F–16, f) A–6 lite żebra z laminatu (trzy) a)

zakończenie

usztywnione poszycie

zintegrowane dźwigary kształtowe

b)

antena VHF

kompozytowy ster kierunku

kompozytowe poszycie statecznika czop użebrowanie układu wykonawczego żebra kratownicowe (sześć) kształtowe kołpaki żeber nasadka zastrzały aluminiowe wewnętrzne zdwajacz element poszycie kompozytowa wewnętrzny ustalający krawędź zdwajacz natarcia moduł skrzynkowy uszczelnienie cm c) 0 nasadka poszycie 5 4 zewnętrzne zdwajacz A kompozytowe zespół poszycie kształtka krawędzi prowadnicy poszycie epoksydowe górne spływu (włókna wzmocnione włóknami 120 cm e) szklane) zespół drzwi węglowymi, pokryte drzwi zespół zawiasów włóknami ceramicznymi d) rdzeń (aluminium) kompozytowe poszycie dolne

ściągacz zewnętrzny (włókna szklane)

hamulec klapy

nasadka krawędzi spływu (stal nierdzewna)

klapolotki

f)

żebra krawędzi natarcia

włókna węglowe aluminium

skrzele przekrój skrzydła w osi symetrii

36

tytan

2 roz

6-11-02 22:57

Page 37

2.3. Znaczenie materiałów inżynierskich w rozwoju cywilizacyjnym ludzkości Rysunek 2.19 Zastosowanie materiałów kompozytowych borowo–epoksydowych do wytwarzania statecznika samolotu wojskowego F–14A

bor tytanowy przedni element usztywniający stalowy użebrowany trzpień mocujący

aluminiowa krawędź natarcia płata

podpora zewnętrzna główne połączenie klejone

podpora wewnętrzna

czopy przenoszące siły tnące

tytanowy tylny element usztywniający bor

aluminiowa końcówka skrzydła

żebro zewnętrzne aluminiowa krawędź spływu płata

rdzeń o budowie plastra miodu na całej grubości, z wyjątkiem stref pomiędzy elementami usztywniającymi

Rysunek 2.20 Historyczny rozwój zastosowań materiałów kompozytowych w różnych typach samolotów i śmigłowców (opracowano według J.M. Anglin)

37

2 roz

6-11-02 22:57

Page 38

2. Podstawy nauki o materiałach

Tablica 2.8 Podzespoły wytwarzane z materiałów kompozytowych zastosowane w różnych typach samolotów (opracowano według danych J.M. Anglin)

hamulec szybkości

hamulec

turbina wysokociśnieniowa ze stopu Ni turbina niskociśnieniowa ze stopu Ni

slot, wlot

łopatki turbiny

sprężarka wysokociśnieniowa ze stopu Ti lub Ni komora spalania ze stopu Ni

sprężarka niskociśnieniowa ze stopu Ti lub Al śmigło ze stopu Ti

łopatki turbiny ze stopu Ni obudowa wydechu turbiny ze stopu Ni

elementy osprzętu ze stopów Al lub Fe

obudowa wlotowa ze stopu Al

Rysunek 2.21 Zastosowanie różnych stopów metali na elementy silnika PW2037 stosowanego w samolocie Boeing 757 (opracowano na podstawie materiałów firmy Pratt & Whitney)

38

zabudowa kuchni C

drzwi B/C

podłużnice kadłuba C

wręgi B C

skrzele krawędzi natarcia A

skrzele A

podłoga A

fotele A B C

poszycie B/C

żebra C

dźwigary płata C

kanały A

interceptory A

nos otworu wlotowego A

wspornik A

okaptowanie A

lotki A

ubikacje A

uszczelnienia A

prowadnice ładowni A C

drzwi A C

górna część skrzydła A

dolna część skrzydła C

klapy A B/C

górne komory bagażowe A

wręgi wzmocnione A B C

poszycie A

stery wysokości A

ster kierunku A

wręgi A

6-11-02 22:57

osłony A

podłużnice górne A

podłużnice dolne B C

2 roz Page 39

2.3. Znaczenie materiałów inżynierskich w rozwoju cywilizacyjnym ludzkości

Rysunek 2.22 Schemat wykorzystania stopów aluminiowo-litowych (o składach chemicznych A, B i C podanych w tablicy 2.9) na elementy samolotu pasażerskiego

39

2 roz

6-11-02 22:57

Page 40

2. Podstawy nauki o materiałach

Rysunek 2.23 Schemat wykorzystania stopów aluminiowo–litowych (o składach chemicznych A, B i C podanych w tablicy 2.9 oraz D – odkształconych nadplastycznie) na elementy wojskowego samolotu myśliwsko–szturmowego

Przednia część kadłuba poszycie: A, B, C owiewka: A, B, C części wewnętrzne: D

Środkowa część kadłuba poszycie: A, B, C wręgi wzmocnione: C wręgi: D

Struktura skrzynkowa skrzydła poszycie: A, C dźwigary płata: kompozyty wręgi: D

Usterzenie poszycie: A, B, C część wewnętrzna: A, B, C osprzęt: odkuwki z C

Rysunek 2.24 Przykładowa budowa radialnej opony samochodowej (opracowano według G. Weidmanna, P. Lewisa i N. Reida) bieżnik opony

warstwy podkładu

uszczelnienie wewnętrzne

bok

kord promieniowy

drutówka

Opona promieniowa samochodu jest przykładem produktu wytworzonego ze złożonych materiałów kompozytowych (rys. 2.24), składając się przynajmniej z trzech różnych elastomerów, drutu i włókien. Cis–polibutadien może być dobrym materiałem używanym na boki opon, ale ze względu na obniżenie kosztów zwykle jest mieszany z naturalnym kauczukiem przed połączeniem z osnową opony. Do produkcji bieżników opon używana jest natomiast mieszanina kauczuku naturalnego z kauczukiem butadienowo–styrenowym, będącym kopolimerem styrenu i butadienu. W ten sposób tworzy się stosunkowo tani elastomer, który jest mniej sprężysty niż kauczuk naturalny.

Tablica 2.9 Oznaczenie i skład chemiczny stopów aluminiowo–litowych wymienionych na rysunkach 2.22 i 2.23 Oznaczenie na rys. 2.22 i 2.23 A

1)

2090 [AlCu2,5Li2,5] 1)

Cu

Mg

Zn

Ti

Zr

Li

2,4÷3

0,25

0,1

0,15

0,08÷0,15

1,9÷2,6

B

EN–AW 2091 [AlCu2Li2Mg1,5]

1,8÷2,5

1,1÷1,9

0,25

0,1

0,04÷0,16

1,7÷2,3

C

EN–AW 8090 [AlLi2,5Cu1,5Mg1]1)

1,0÷1,6

0,6÷1,3

0,25

0,1

0,04÷0,16

2,2÷2,7

Według PN-EN 573-3:1998 (porównaj rozdz. 7.1.7).

40

Stężenie masowe dodatków stopowych, %

Oznaczenie stopu

2 roz

6-11-02 22:58

Page 41

2.3. Znaczenie materiałów inżynierskich w rozwoju cywilizacyjnym ludzkości Supernowoczesne materiały stosowane do wytwarzania promu kosmicznego, zabezpieczające jego powierzchnię przed spaleniem się w czasie wchodzenia w górne warstwy atmosfery podczas powrotu na Ziemię, zestawiono w tablicy 2.10 i na rysunku 2.25.

Rysunek 2.25 Lokalizacja różnych elementów systemu ochrony termicznej promu kosmicznego (a) oraz rozkład przybliżonej najwyższej temperatury występującej na jego powierzchni (b) (opracowano według L.J Korba, C.A Moranta, R.K. Callanda i C.S. Thatchera); oznaczenia materiałów objaśniono w tablicy 2.10 a)

b)

955°C

1175°C

650°C

540°C 400°C 1500°C

1095°C

445°C

1260°C

WIZWU

1095°C 425°C

1465°C

NIZWU

315°C 980°C

650°C

1350°C 650°C

1260°C

NIZWU IZWUW

IZWUW NIZWU

WIZWU

WIZWU

NIZWU

WKWW

IZWUW WIZWU i NIZWU

WKWW

Tablica 2.10 Materiały wykorzystywane w systemach ochrony termicznej promu kosmicznego Oznaczenie materiału 1)

Rodzaj materiału

Odporność temperaturowa,°C

IZWUW (FRSI)

izolacja zewnętrzna wielokrotnego użytku z włókniny

≤400

NIZWU (LRSI)

niskotemperaturowa izolacja zewnętrzna wielokrotnego użytku

WIZWU (HRSI)

Skład materiału

Lokalizacja na promie kosmicznym

włóknina nylonowa, pokrycie z krzemokauczuku

górna część skrzydła, powierzchnie górne, luki komory bagażowej

400÷650

płytki krzemowe, borokrzemianowa powłoka szklana

górne powierzchnie skrzydeł, powierzchnia ogona, górna powierzchnia kadłuba

wysokotemperaturowa izolacja zewnętrzna wielokrotnego użytku

650÷1260

płytki krzemowe, boro– krzemianowa powłoka szklana z dodatkiem SiB4

powierzchnie dolne i boki, krawędzie natarcia i spływu ogona

WKWW (RCC)

wzmocniony kompozyt węglowo–węglowy

≤1650

kompozyt węglowo–węglowy, poddany pirolizie, pokryty SiC

osłona dzioba i krawędzie natarcia skrzydeł

1) Oznaczenie

skrótu w języku angielskim w nawiasie.

41

2 roz

6-11-02 22:58

Page 42

2. Podstawy nauki o materiałach

PRZYKŁADY NOWOCZESNYCH MATERIAŁÓW JAKO ZAMIENNIKÓW MATERIAŁÓW TRADYCYJNYCH

W miarę opracowywania i wdrażania nowoczesnych materiałów stają się one także zamiennikami tych, które stosowano dotychczas. Przykładowo, materiały wynalezione i wprowadzone z myślą o technice kosmicznej lub lotniczej bardzo często są wykorzystywane w innych dziedzinach, w tym w sporcie, co zilustrowano na przykładzie deski surfingowej (rys. 2.26). Wśród wielu powodów takiego działania wymienić można uproszczenie cech konstrukcyjnych, zwiększenie trwałości i niezawodności, ułatwienie montażu i technologii, a także zmniejszenie kosztów materiałowych, wytwarzania i eksploatacji. Łopata wirującego wirnika śmigłowca przedstawiona na rysunku 2.27 może posłużyć też jako przykład takiego działania. Dźwigar, który jest częścią łopaty wirnika i jest głównym elementem nośnym, składa się z warstw pasujących rdzeń z termoplastycznej piany i jest obudowany osłoną tytanową odporną na erozję. Statecznik kierunkowy ma rdzeń o lekkiej konstrukcji, w kształcie plastra miodu z cienkich arkuszy poliamidu aromatycznego. Wszystkie pozostałe składniki są wykonane z impregnowanych taśm epoksydowych. Płaskowniki tworzące górne

Rysunek 2.26 Przekrój deski surfingowej jako przykład struktury nowoczesnych materiałów kompozytowych (opracowano według K.E. Easterlinga)

A podwójne pokrycie lakierem poliuretaniwym z wykończeniem antypoślizgowym

A superciągliwa trzywarstwowa wieloosiowa tkanina z włókien szklanych

papierowa struktura w kształcie plastra miodu

A–A

wzmocnienie z włókna szklanego struna z laminowanego kompozytu

przeciwuderzeniowa i odporna na promieniowanie nadfioletowe drukowana powłoka poliwęglanowa pasy włókien węglowych lub aramidowych

wzmocnienie szklane

superlekka pianka poliestrowa w kształcie plastra miodu wewnątrz deski

42

warstwa wiążąca

wzmocnienie z tkaniny z włókien węglowych

2 roz

6-11-02 22:58

Page 43

2.3. Znaczenie materiałów inżynierskich w rozwoju cywilizacyjnym ludzkości i dolne ściany boczne zawierające w równych proporcjach włókna szklane i węglowe są sztywniejsze niż ściana tylna i nos. Wewnętrzną i zewnętrzną warstwę pokrywającą łopatę wirnika wykonano z tkaniny z włókien węglowych. Koszt takich łopat jest dwukrotnie wyższy od łopat wykonanych z metalu, ale ich trwałość zmęczeniowa jest czterokrotnie większa i osiąga około 20000 godzin lotów.

Rysunek 2.27 Przekrój łopaty wirnika śmigłowca (według materiałów firmy Westland Helicopters Ltd.) kołnierz do przymocowania do rotora

płaskownik ściany bocznej (współosiowe włókna węglowo-szklane)

rdzeń w kształcie plastra miodu

osłona przeciwerozyjna

poszycie (tkanina szklana) bandaż zewnętrzny (włókno węglowe pod kątem 45°) płaskownik w kształcie nosa (współosiowe włókna szklane) bandaż wewnętrzny (włókno węglowe pod kątem 45°) płaskownik ściany bocznej (współosiowe włókna węglowo-szklane) rdzeń w postaci pianki

płaskownik ściany tylnej (współosiowe włókna szklane)

43

2 roz

6-11-02 22:58

Page 44

2. Podstawy nauki o materiałach

1

2

9

4

10

7

Kielich z Ardagh z VIII wieku n.e., będący jednym z najpiękniejszych przykładów sztuki wczesnochrześcijańskiej w Irlandii, który w roku 1868 przypadkowo znaleziono w kartoflisku, jest wprawdzie wykonany ze srebra, lecz zawiera liczne inkrustacje z brązu (1). W samym środku nawy głównej Katedry w Pizie we Włoszech wisi lampa odlana w brązie (2) w 1586 roku przez Vincenza Possentiego na podstawie projektu G. B. Lorenziego, popularnie zwana „lampą Galileusza”, gdyż uważa się, że obserwując jej ruch wahadłowy Galileusz właśnie odkrył izochronizm wahadła. Plakietka z brązu z XVI wieku (3) ukazuje poziom wyrafinowania osiągnięty przez afrykańskich rzemieślników z królestwa Benin (obecnie Benin). Podczas IV wyprawy krzyżowej w 1204 roku Wenecjanie sprowadzili z Konstantynopola kwadrygę z pozłacanego brązu z IV wieku, by w XIII wieku rumaki wystawić na galerii nad portalem głównym Katedry św. Marka (4), które od tego czasu stały się symbolem miasta (w roku 1982 ten cenny zabytek umieszczono w muzeum, a Katedrę zdobi kopia pomnika). W latach 1425-1452 Lorenzo Ghiberti wykonał w brązie częściowo pozłacanym bramę Baptysterium we Florencji (5) z 10

8

44

3

5

6

2 roz

6-11-02 22:58

Page 45

2.1. Materia i jej składniki

13

11 17

16

14

12 18

15

kwaterami z płaskorzeźbami o wymiarach 80x80 cm każda (6), uznaną przez Michała Anioła za „Bramę Raju”, ze względu na bardzo wysoki poziom artystyczny. Brązowy baldachim (8) wykonany przez Berniniego, jak głosi tradycja z materiału wziętego z Panteonu, znajduje się pod 120 m kopułą wykonaną przez Michała Anioła w Bazylice św. Piotra w Rzymie. Z brązu wykonano liczne pomniki, w tym św. Błażeja patrona Dubrownika w Chorwacji (7), fontannę Neptuna w otoczeniu amorków, delfinów i syren (9) w Bolonii we Włoszech, zrealizowaną w latach 1563-1566 przez Giambolognę, statuę św. Jakuba w głównym barokowym ołtarzu w Santiago del Compostella w Hiszpanii (10), niedźwiedzia - symbol Madrytu w Hiszpanii (11), greckiego wojownika w Sparcie w Grecji (12), don Kichote i Sancho Pancho jako części gigantycznego pomnika Miguele de Cervantesa Saavedry na placu Hiszpanii w centrum Madrytu (13), Manneken-Pisa w pobliżu Grand Place w Brukseli w Belgii (14), Syrenki na nabrzeżu w Kopenhadze w Danii (15), Mednogo Wsadnika w Sankt Petersburgu w Rosji (16), dzieci w prywatnej rezydencji we Francji (17) oraz statków holenderskiego żeglarza Abla Tasmana w Hobart na Tasmanii (18), wyspie należącej do Australii, którą odkrył w roku 1642. Brąz, dzisiaj nazywany wieloskładnikowym stopem miedzi z cyną, jest bardzo cennym materiałem inżynierskim o licznych zastosowaniach, między innymi na śruby okrętowe (19). W kopalni miedzi w Bingham Canyon koło Salt Lake City w USA (20) wydobywa się rudę podstawowego składnika brązu w ilości 96000 ton dziennie (w tym tylko 1% miedzi) i 225000 ton odpadów. W Polsce miedź wydobywana jest przez Kombinat Górniczo -Hutniczy Miedzi w Zagłębiu Lubińsko-Głogowskim.

19 20

45

6-11-02 22:58

Page 46

2. Podstawy nauki o materiałach 2.3.2. Historyczny rozwój materiałów inżynierskich HISTORYCZNE ZNACZENIE MATERIAŁÓW

Człowiek od zarania dziejów wykorzystywał, a z czasem przetwarzał, materiały potrzebne do zdobycia pożywienia, zwiększenia swego bezpieczeństwa i zapewnienia sobie odpowiedniego poziomu życia. Śledząc dzieje cywilizacji ludzkiej można dojść do przekonania, że o jej rozwoju decyduje w dużej mierze rozwój materiałów i towarzyszący temu rozwój sił wytwórczych. Świadczy o tym niewątpliwie między innymi nazwanie różnych okresów w dziejach ludzkości od materiałów decydujących wówczas o warunkach życia, np. epoki: kamienia, brązu, żelaza (rys. 2.28). Również wdrożenie różnych wynalazków stało się możliwe dopiero po udostępnieniu odpowiednich materiałów. 100 UDZIAŁ GRUP MATERIAŁÓW W DANYM OKRESIE HISTORYCZNYM (%)

2 roz

Au

Cu

METALE szkła metaliczne stopy Al–Li stale dwufazowe stale mikrostopowe nowe nadstopy

brązy żelazo

75

żeliwo

drewno włókna skóry

powolny rozwój

stale stale stopowe

POLIMERY kleje

stopy lekkie

KOMPOZYTY

polimery wysokocegła z włóknami temperaturowe słomy polimery papier nadstopy o wysokim kamień module sprężystości krzemień poliestry wyroby bakelit stopy epoksydy kompozyty o osnowie garncarskie, Ti, Zr ceramicznej porcelana 25 nylon kompozyty akryliki o osnowie metalowej cement PE PMMA PW PP PZWA materiały PS CERAMIKA ogniotrwałe PZWW PZWS cement SiO2 ceramika szklana portlandzki cermetale ceramika inżynierska 0 10000 5000 0 1000 1800 1900 1940 1960 1980 1990 2000 2010 2020 DATA 50

guma

Rysunek 2.28 Schemat znaczenia różnych grup materiałów w różnych okresach rozwoju cywilizacji ludzkiej z zaznaczeniem okresów wprowadzania nowych materiałów – orientacyjną datę oznacza początek opisu (opracowano według M.F. Ashby’ego); skróty oznaczeń objaśniono w tablicy 2.18

46

6-11-02 22:58

Page 47

2.3. Znaczenie materiałów inżynierskich w rozwoju cywilizacyjnym ludzkości Przykładowo, już w notatkach Leonardo da Vinci z piętnastego wieku znaleziono szkic helikoptera, lecz śmigłowiec wyprodukowano dopiero w latach czterdziestych dwudziestego wieku. Statki kosmiczne dawno opisano w literaturze, niezbędnych obliczeń dokonano już w pierwszym dziesięcioleciu dwudziestego wieku, natomiast pierwszy sztuczny satelita Ziemi wystartował z sukcesem dopiero pod koniec lat pięćdziesiątych, a pierwszy prom kosmiczny w latach siedemdziesiątych XX wieku. AKTUALNE TENDENCJE W STOSOWANIU MATERIAŁÓW

Inne działy przemysłu

Wytwarzanie dóbr konsumpcyjnych Łączność, elektrotechnika, rekreacja

Opakowania

Ochrona zdrowia

Wytwarzanie materiałów

Przemysł elektroniczny i telekomunikacja

Przemysł chemiczny

Obronność i lotnictwo

Przemysł zbrojeniowy

Technika kosmiczna

Energetyka

Gospodarka morska

Materiał

Transport

Zastosowanie

Gospodarstwo domowe

Tablica 2.11 Typowe zastosowania przemysłowe różnych grup materiałów

Wydobycie ropy naftowej

Śledząc współczesne tendencje rozwoju różnych grup materiałów stwierdza się, co oczywiste, że udział masowy supernowoczesnych produktów (takich jak produkty techniki lotniczej i kosmicznej czy nawet materiały biomedyczne) w całości produktów wytwarzanych przez człowieka, aczkolwiek ciągle rosnący, nie jest wielki. Na razie nie jest również możliwe opanowanie otaczającej rzeczywistości przez polimery (które tylko wydają się wszechobecne), chociażby z powodu względnie małej odporności na ścieranie i inne rodzaje zużycia oraz na

Budownictwo

2 roz

Stale i inne stopy żelaza Metale nieżelazne Aluminium Nikiel Tytan Miedź Cynk Ołów Cyna Stopy żarowytrzymałe i nadstopy Materiały ceramiczne i szkła Beton Materiały kompozytowe Materiały kompozytowe z osnową polimerową Związki nieorganiczne Materiały polimerowe Półprzewodniki Biomateriały Drewno

47

2 roz

6-11-02 22:58

Page 48

2. Podstawy nauki o materiałach

Tablica 2.12 Porównanie postaci, w jakiej dostarczone są niektóre materiały dostępne na rynku Postać dostarczenia Arkusze lub blacha

Materiał

Folia

Pręty

Rury

Druty

Kształty konstrukcyjne

Wlewki

Stale Aluminium i jego stopy Miedź i jej stopy Magnez i jego stopy Metale szlachetne Cynk Materiały polimerowe Elastomery Materiały ceramiczne Szkło Grafit Oznaczenia:

– typowe zastosowanie

– ograniczona przydatność

– nie stosowane

korozję, a także ze względu na zakres temperaturowy stosowania, nieprzekraczający 300÷400°C. Ceramika porowata jest domeną budownictwa, chociaż szkło znajduje również bardzo liczne zastosowania w gospodarstwie domowym, ale również w produkcji samochodów. Niektóre gatunki ceramiki, zwłaszcza szklanej, są stosowane nawet w budowie maszyn. Podstawowymi materiałami w budowie maszyn, przemysłach samochodowym, stoczniowym, maszynowym, gospodarstwa domowego, narzędziowym i wielu innych, ale znaczącymi również w budownictwie, są w dalszym ciągu metale i ich stopy, chociaż w wielu przypadkach z materiałami tymi w podanych zastosowaniach z powodzeniem konkuruje ceramika inżynierska, a także niektóre materiały kompozytowe. W tablicy 2.11 zestawiono główne zastosowania przemysłowe niektórych grup materiałów inżynierskich. W tablicy 2.12 podano natomiast postać, w jakiej dostarczane są najczęściej stosowane materiały inżynierskie.

48

2 roz

6-11-02 22:58

Page 49

2.3. Znaczenie materiałów inżynierskich w rozwoju cywilizacyjnym ludzkości 2.3.3. Prognoza rozwoju materiałów inżynierskich PROGNOZA ROZWOJU RÓŻNYCH DZIEDZIN ŻYCIA I PROCESÓW WYTWÓRCZYCH

Można się pokusić o wizję przyszłości i ocenić tendencje rozwojowe zastosowań różnych materiałów inżynierskich. Związane są one oczywiście z przewidywaniami dotyczącymi rozwoju różnych dziedzin życia i procesów wytwórczych. Na rysunkach od 2.29 do 2.35 przedstawiono te tendencje na podstawie wizji opracowanych przez poważne gremia uczonych i futurologów. Już dziś wiele osób wykonuje swoją pracę w domu, wcale go nie opuszczając. Mieszkanie już za kilka lat będzie musiało być zupełnie inaczej urządzone i wyposażone (rys. 2.29). Zupełnie inaczej zorganizowane zostaną miasta oraz transport, a także systemy komunikacji, w tym m.in. nowy system transportu miejskiego między superwysokimi budynkami, elektrycznie zasilane samochody, zrobotyzowane systemy bezpieczeństwa oraz utylizacji odpadów komunalnych (rys. 2.30). System ochrony zdrowia oparty będzie na diagnozowaniu w domu, żywności nie wywołującej alergii, wczesnym wykrywaniu groźnych schorzeń i ich zapobieganiu, szerokim wprowadzaniu metod terapii genowej, jak również implantacji sztucznych organów, w tym serca, oraz nowej generacji biomateriałów (rys. 2.31). Przyszłościowe rolnictwo, leśnictwo oraz rybołówstwo oparte będą na osiągnięciach inżynierii genetycznej, opracowaniu upraw nowych roślin, wykorzystujących inne niż fotosynteza procesy oraz na pełnej robotyzacji (rys. 2.32). Przemysł wydobywczy i wytwórczy oparte zostaną na pełnej robotyzacji, procesach przemysłowego recyklingu wody oraz powietrza, rozwoju technologii ultramikroprocesorowej, jak również wysokowydajnych systemach przesyłania energii elektrycznej z użyciem materiałów organicznych zastępujących miedź (rys. 2.33). Znacznemu rozwojowi ulegną systemy zabezpieczenia mieszkańców Ziemi przed wpływami klimatycznymi, usuwania szkód spowodowanych przez klęski żywiołowe, ulewne deszcze, susze, eksploatację lasów tropikalnych oraz pomniejszaniem efektów dziury ozonowej (rys. 2.34). Rozbudowane zostaną systemy obserwacji mórz i oceanów oraz ich skażenia, obserwacji wstrząsów sejsmicznych, a do prac podwodnych wprowadzone zostaną roboty. Technika kosmiczna z wykorzystaniem energii słonecznej, upowszechnieniem lotów kosmicznych doprowadzi do rozwoju unikalnych technologii i organizacji fabryk kosmicznych dla potrzeb produkcji rynkowej, organizacji baz obserwacyjnych na Księżycu oraz wypraw na Marsa (rys. 2.35).

49

2 roz

6-11-02 22:59

Page 50

2. Podstawy nauki o materiałach

Rysunek 2.29 Prognoza rozwoju domu jutra (według M.H. Van de Voorde)

domowe baterie słoneczne (2007)

powszechne wykonywanie pracy zawodowej w domu (2006)

telewizja trójwymiarowa (2005)

wycofanie fluoropodobnych węglowodorów i halonu (1998)

robot do prac domowych (2004)

biomedyczne systemy identyfikacji (2005)

domowe ogniwa paliwowe (2009)

50

automatycznie sortujące pojemniki na odpady (2005)

tworzywa sztuczne ulegające biodegradacji (2005)

podziemne miasto (2016)

samochody z napędem elektrycznym (2004)

samochód ze szlakiem linowym

kompleksowe systemy ciągów podziemnych (2004)

pionowy system transporu w wieżowcach (2008)

klimatyzacja przestrzeni zewnętrznej (2002)

wideotelefony w pojazdach (2005)

robot pożarniczy (2004)

rozbudowana sieć lokalnego transportu wodnego (2005)

aluminium/stal z odzysku

system sortowania i utylizacji śmieci i odpadów komunalnych (2003)

ekspresowy statek pokonujący Pacyfik w dwa dni (2017)

wykorzystanie energii termalnej oceanu (2008)

wielopoziomowe miasto (1999)

inteligentne wózki inwalidzkie (2003)

robot przewodnik niewidomych (2005)

sporty wodne powrócą na dotychczas zanieczyszczone akweny (2009)

podwodne miasto (2009)

technologia oczyszczania mułu z dna morskiego (2002)

sieci telefoniczne z automatycznym tłumaczeniem rozmów z języka na język (2008)

6-11-02 22:59

nowy miejski system transportu do poruszania się między wieżowcami

wideotelefony komórkowe (2002)

naddźwiękowy samolot pasażerski (2–godzinne lub krótsze loty międzykontynentalne) (2011)

2 roz Page 51

2.3. Znaczenie materiałów inżynierskich w rozwoju cywilizacyjnym ludzkości

Rysunek 2.30 Prognoza rozwoju miast, transportu i systemów komunikacji w przyszłości (według M.H. Van de Voorde)

51

2 roz

6-11-02 22:59

Page 52

2. Podstawy nauki o materiałach

Rysunek 2.31 Prognoza rozwoju systemu ochrony zdrowia (według M.H. Van de Voorde)

wszczepiane sztuczne serce (2009) ulepszony system wczesnego wykrywania raka (najwyższy współczynnik przeżycia) (2003)

wprowadzenie lekarstwa na AIDS (2006) skuteczny system opieki medycznej (2004)

system sztucznej inteligencji wykorzystywany w nagłych wypadkach (2003)

sztuczne erytrocyty (2005)

rozwój metod zapobiegających chorobie Alzheimera (2011)

rozwój nieinwazyjnych metod diagnostycznych (2009)

upowszechnienie medycyny profilaktycznej (2010)

domowy system diagnostyczny (2005) żywność niepowodująca alergii (2005)

52

2 roz

6-11-02 23:00

Page 53

2.3. Znaczenie materiałów inżynierskich w rozwoju cywilizacyjnym ludzkości Rysunek 2.32 Prognoza rozwoju leśnictwa, rolnictwa i rybołówstwa (według M.H. Van de Voorde) genetyczne udoskonalenie gatunków zwierząt morskich (2005) uprawa ryżu z wykorzystaniem alg i grzybów żyjących w symbiozie (2008)

technologia przekształcania celulozy w żywność (2005)

roboty do prac leśnych zdolne do wspinania się po zboczach (2005)

rozwój biologicznych środków owadobójczych (2004)

technologia prenatalnego programowania płci inwentarza żywego (2001)

produkty chemiczne produkowane z zasobów leśnych (2005)

technologie ulepszeń genetycznych (2002)

roboty do zbiorów płodów rolnych (2007)

53

2 roz

6-11-02 23:00

Page 54

2. Podstawy nauki o materiałach

Rysunek 2.33 Prognoza rozwoju górnictwa i przemysłu wydobywczego (według M.H. Van de Voorde)

robot górniczy (2005)

system utylizacji wody przemysłowej (2001) sieci elektroenergetyczne z przewodzących materiałów organicznych w miejsce miedzi (2005) kompleks przemysłowej utylizacji energii cieplnej (2006)

ogniwa paliwowe 200 do 300 MW (2010) mikromaszyny przetworzone (2004)

mikroroboty (2009)

wysokosprawne warstwy separujące dwutlenek węgla (2006)

technika pozyskiwania dwutlenku węgla drogą fotosyntezy (2011) nadprzewodzący system przechowywania energii (2019)

domowy system diagnostyczny (2005)

wysokotemperaturowy nadprzewodzący system przesyłania mocy (2020)

wysokowydajne wielowarstwowe baterie słoneczne (2010) fotokatalizatory wykorzystywane do syntezy nadtlenku wodoru i wodoru z wody (2004)

54

2 roz

6-11-02 23:00

Page 55

2.3. Znaczenie materiałów inżynierskich w rozwoju cywilizacyjnym ludzkości Rysunek 2.34 Prognoza rozwoju systemu zabezpieczania Ziemi przed zagrożeniami naturalnymi i skutkami działań człowieka (według M.H. Van de Voorde) akceleratory do regeneracji dziur ozonowych (2006)

technologie naprawy zniszczeń spowodowanych kwaśnymi deszczami (2007)

technologia obserwacji akwenów morskich (2005)

materiały chłonące wodę do powstrzymania pustynnienia (2002)

technologie odnowy zniszczonych ekosystemów lasów tropikalnych (2007)

systemy automatycznego monitorowania zanieczyszczenia wód morskich (2002) i obrazowania ich stanu (2003)

bezzałogowa łódź podwodna (2001)

robot podwodny (2002)

sztuczne rafy koralowe wiążące dwutlenek węgla (2002)

system prognozowania trzęsień ziemi

55

2 roz

6-11-02 23:00

Page 56

2. Podstawy nauki o materiałach

Rysunek 2.35 Prognoza rozwoju podboju przestrzeni kosmicznej (według M.H. Van de Voorde) system podtrzymywania życia (2007)

system prognozowania aktywności Słońca (2003)

stacje kosmiczne będące stacjami retransmisyjnymi między Księżycem i Marsem (2013)

technologie rozwiązywania problemów ze śmieciami w przestrzeni (2009)

przemysł turystyczny w kosmosie (2016)

produkcja przemysłowa w przestrzeni kosmicznej (2013)

międzyplanetarny statek kosmiczny (2013)

stała załogowa kosmiczna baza obserwacyjna na Księżycu (2015)

56

załogowy statek kosmiczny do podróży na Marsa (2018)

6-11-02 23:00

Page 57

2.3. Znaczenie materiałów inżynierskich w rozwoju cywilizacyjnym ludzkości PRZYKŁADY PRZEWIDYWANEGO ROZWOJU MATERIAŁÓW INŻYNIERSKICH

Nawet jeżeli nie wszystkie z tych przewidywań się sprawdzą lub opóźnią w czasie, należy się liczyć z tym, że niemal wszystkie z prognozowanych przedsięwzięć wymagają użycia odpowiednich technologii wytwórczych, a ponad wszystko odpowiednich materiałów. Część z tych materiałów jest już dostępna, natomiast sporo należy opracować w najbliższej przyszłości stosownie do stawianych wymagań. Warto zdać sobie sprawę, że wiele śmiałych projektów stanie się możliwych do realizacji jedynie wówczas, jeżeli wyprodukowane zostaną nowe odpowiednie materiały. W tablicy 2.13 zestawiono główne przedsięwzięcia prognozowane do wprowadzenia w najbliższym półwieczu. Na rysunku 2.36 przykładowo przedstawiono prognozę rozwoju materiałów stosowanych na silniki lotnicze, natomiast tendencje rozwoju materiałów wykorzystywanych w technice kosmicznej ilustruje

Rysunek 2.36 Tendencje rozwojowe materiałów stosowanych na silniki lotnicze INNE MATERIAŁY ALUMINIUM

KOMPOZYTY kompozyty węglowe kompozyty o osnowie metalowej

TYTAN kompozyty o osnowie ceramicznej UDZIAŁ MASOWY (%)

2 roz

NIKIEL

STAL

DATA

57

6-11-02 23:00

Page 58

2. Podstawy nauki o materiałach

rysunek 2.37. Dążenie do zwiększenia prędkości podróżnej samolotów wymaga stosowania coraz to nowszych materiałów (rys. 2.38). Zauważyć należy, że koszty materiałowe stanowią przy tym mniej niż 5% całkowitych kosztów posiadania samolotu pasażerskiego (rys. 2.39). Niemniej jednak dobór materiałów decyduje o: efektywności projektowania, kosztach procesu wytwarzania, poprawie osiągnięć eksploatacyjnych, np. przez zwiększenie temperatury pracy silnika, poprawie własności aerodynamicznych przez zastosowanie lekkich i „inteligentnych“ materiałów, zwiększeniu niezawodności produktów i zmniejszeniu zagrożeń eksploatacyjnych oraz o wdrożeniu optymalnych procesów z zapewnieniem jakości.

Rysunek 2.37 Tendencje rozwojowe materiałów wykorzystywanych w technice kosmicznej 100

INNE MATERIAŁY KOMPOZYTY NA OSNOWIE METALOWEJ TYTAN

75

KOMPOZYTY WĘGLOWE UDZIAŁ MASOWY (%)

2 roz

50

STOPY ALUMINIUM

ALUMINIUM

25

0 1980

58

1990 DATA

2000

2 roz

6-11-02 23:00

Page 59

2.3. Znaczenie materiałów inżynierskich w rozwoju cywilizacyjnym ludzkości Tablica 2.13 Nowe technologie i rozwiązania konstrukcyjne oraz organizacyjne przewidziane do wdrożenia w XXI wieku 2006

2013

• terapia genetyczna • uczenie się na odległość • udoskonalone przechowywanie danych • publikowanie na bieżąco • uleczalność ważnych chorób • rozpowszechnienie pojazdów hybrydowych • przystosowanie do recyklingu połowy samochodów

2007

• skomputeryzowana samoopieka

2014

zdrowotna • standardowy protokół cyfrowy • oprogramowanie modułowe

• komputery optyczne • silniki ceramiczne • uprawy wodne • skomputeryzowane implanty wzrokowe

2008

• rozpowszechnienie obliczeń równoległych

• rozpowszechnienie supermagistral informatycznych • genetycznie produkowana żywność • osobiści asystenci cyfrowi • połowiczny recykling odpadów komunalnych

2009

• programowe obiekty autonomiczne • całkowite skomputeryzowanie środowiska

• powszechność elektronicznego systemu bankowego

• sieci o szerokim zakresie 2010

• niekonwencjonalne źródła energii • metody ochrony środowiska • powszechność systemów doradczych 2011

2019

• prywatne wyprawy kosmiczne • syntetyczne części ciała • telekomutacja 2020

• automatyzacja rolnictwa • miejskie szklarnie • inżynieria genetyczna • energia wodorowa • moc rozszczepionego jądra atomowego 2022

2015

• rolnictwo precyzyjne • spadek do 10% zatrudnienia w przemyśle • powszechność sieci neuronowych • niekonwencjonalne / organiczne rolnictwo • rozpowszechnienie materiałów nadprzewodzących • ekologia przemysłowa • produkcja hydroponiczna

• sztuczna żywność 2023

• skupione aglomeracje 2025

• samoloty supernaddźwiękowe 2026

• inteligentne materiały • energia z syntezy termojądrowej

2016

2027

• powszechność nanotechnologii • towary wyprodukowane

• materiały samołączące się

z surowców wtórnych

2028

• inteligentne roboty • sprawność energetyczna • zmniejszenie emisji gazów

• stałe bazy na Księżycu

cieplarnianych • elektryczne samochody z ogniwami paliwowymi • systemy transportu

• załogowe loty na Marsa

2037 2042

• badania gwiezdne

• powszechne urynkowienie • rozpowszechnienie samochodów

2017

2049

elektrycznych • organiczne źródła energii

• szybka lewitacja magnetyczna • cząsteczka związku organicznego jako

• kontakty pozaziemskie

2012

• ogniwa paliwowe

podłoże mikroelementu elektronicznego

• powszechność komputerowo zintegrowanego wytwarzania 2018 • nowe materiały wytwarzane w Kosmosie • maszyny uczące się • elektroniczna sprzedaż połowy towarów • automatyczne tłumaczenie komputerowe • zautomatyzowane systemy autostrad • klonowanie/zastępowanie organów • zmniejszenie o połowę ilości chemikaliów w gospodarstwach rolnych

2062

• osiągnięcie prędkości zbliżonej do prędkości światła

• powszechność zastosowania materiałów kompozytowych

59

6-11-02 23:00

Page 60

2. Podstawy nauki o materiałach

odrzutowy supernaddźwiękowy

Rysunek 2.38 Tendencje rozwoju przyszłościowego szybkiego transportu lotniczego (opracowano według danych M.H. Van de Voorde)

WYSOKOŚĆ (km)

2 roz

60

2 roz

6-11-02 23:00

Page 61

2.3. Znaczenie materiałów inżynierskich w rozwoju cywilizacyjnym ludzkości W tablicy 2.14 przykładowo zestawiono ważne materiały i procesy ich przetwórstwa, jak również techniki towarzyszące związane z przewidywanym rozwojem przemysłu lotniczego i kosmicznego. W tablicach 2.15 i 2.16 zreasumowano natomiast perspektywy badań naukowych i prac wdrożeniowych związanych odpowiednio z przewidywanym rozwojem systemów energetycznych, jak również przemysłu motoryzacyjnego. Na rysunku 2.40 przedstawiono schematycznie rozwój metod badań naukowych i modelowania własności materiałów i procesów technologicznych na przestrzeni dziejów. Metody empiryczne oraz modele matematyczne continuum materialnego o kapitalnym znaczeniu historycznym obecnie coraz powszechniej ustępują miejsca modelowaniu z uwzględnieniem struktury materii przy zastosowaniu technik komputerowych w projektowaniu.

Rysunek 2.39 Struktura kosztów związanych z zakupieniem, eksploatacją i utrzymaniem samolotu pasażerskiego załoga pokładowa 8% opłaty lotniskowe 4%

materiały 4%

wytwarzanie 14%

utrzymanie samolotu 9%

silniki 5%

projektowanie inżynierskie 6%

obsługa naziemna 5%

eksploatacja i paliwo 31% utrzymanie silników 14%

61

2 roz

6-11-02 23:00

Page 62

2. Podstawy nauki o materiałach

Tablica 2.14 Prognoza rozwoju materiałów i procesów technologicznych w przemyśle lotniczym Proces

Rodzaj możliwych działań Rozwój materiałów

Materiały

Rozwój procesów wytwarzania

Inżynieria powierzchni i powłok

Stopy aluminium-lit

Tytan

Kompozyty tytanowe o osnowie metalowej

Stopy niklu

Stopy tytanu

Stopy magnezu Stopy aluminium i kompozyty o osnowie metalowej Stale Dostępne na rynku kompozyty o osnowie ceramicznej Kompozyty o osnowie ceramicznej tlenkowej Kompozyty węglowo–węglowe Kompozyty o osnowie polimerowej Oznaczenia:

62

– najważniejsze materiały i procesy rozwojowe, – ważne materiały i procesy rozwojowe, – ważne materiały i działania.

modelowanie

przewidywanie trwałości i projektowanie

ocena na podstawie badań nieniszczących

2 roz

6-11-02 23:00

Page 63

2.3. Znaczenie materiałów inżynierskich w rozwoju cywilizacyjnym ludzkości Tablica 2.15 Perspektywy badań naukowych i prac wdrożeniowych związanych z przewidywanym rozwojem systemów energetycznych Materiały Stale ferrytyczne

Stale austenityczne

Zastosowanie

•turbiny parowe –

wirniki, korpusy, łopatki •kocioł – rury, rurki, komory, ściany prętów stalowych •chłodnice gazowe

•rurociągi pary •rury przegrzewaczy •elementy systemu spalania gazów •systemy oczyszczania gorących gazów

Własności

Łączenie

•lepsza wytrzymałość •wdrożenie laboratoryjne

•lepsza spawalność •łączenie różnych

•opracowanie nowych stopów •rury wyciskane współbieżnie •odporność na korozję/erozję •lepsza odporność na korozję

•łączenie różnych

•dane wytrzymałościowe •analiza wymiarowa •opracowanie nowych stopów •technologiczność •odporność na erozję •odporność na zmęczenie •odporność na utlenianie

•technologie spawania

w skali przemysłowej •analiza wymiarowa •stopy niewymagające obróbki cieplnej po spawaniu •odporność na korozję

materiałów

Naprawa

•możliwości rezygnacji z obróbki cieplnej po spawaniu

materiałów

•pojemniki na ciekłe paliwo Stopy niklu, nadstopy

Powłoki

•turbiny parowe – wirniki,

korpusy, łopatki •kocioł – rury, rurki, komory dla >700°C •systemy oczyszczania gorących gazów •turbina gazowa – łopatki, zespoły komory spalania

przez parę

•łopatki turbiny gazowej •ochrona przed korozją

•odporność

•wymurówki •elementy filtra •komory spalania

•dane wytrzymałościowe •odporność na korozję •trwałość kompozytów •badanie kompozytów

Stopy utwardzone dyspersyjnymi tlenkami ODS

•wysokotemperaturowe

•dane wytrzymałościowe

Intermetalik

•elementy niskociśnieniowe

•naprawa uszkodzeń

na erozję/utlenianie/korozję elementów kotła •czasochłonność cyklu •powłoki na ceramikę i kompozyty produkcyjnego •powłoki ochronne •odporne powłoki przeciwkorozyjne i termiczne grubowarstwowe na elementy turbin gazowych •uszczelnienie

Ceramiki/ powłoki ceramiczne

turbin gazowych

wymienniki ciepła

w warunkach eksploatacji •techniki badań

•technologie łączenia •badania nieniszczące ceramika–ceramika i ceramika–metal •uszczelnianie

przy długotrwałym obciążeniu

•odporność na korozję •lepsza odporność na korozję i elementy konstrukcyjne turbin gazowych

•charakterystyka własności

63

2 roz

6-11-02 23:00

Page 64

2. Podstawy nauki o materiałach

Tablica 2.16 Perspektywy badań naukowych i prac wdrożeniowych związanych z przewidywanym rozwojem przemysłu motoryzacyjnego Materiały

Zastosowanie

Stal o wysokiej wytrzymałości

•karoseria, podwozie, zawieszenie i układ przeniesienia napędu

•produkcja wielkoseryjna •obróbka plastyczna na gorąco

Żeliwo i staliwo

•silnik i elementy

•odlewy cienkościenne •podwyższona wytrzymałość •klejenie i plastyczność •tani proces •zgrzewanie produkcyjny punktowe •duża stabilność własności

Stopy aluminium

•karoseria, powozie,

zawieszenia

zawieszenie i układ przeniesienia napędu

Kompozyty o osnowie polimerowej

•karoseria, podwozie,

Kompozyty o osnowie metalowej

•lekkie elementy

Stopy Ti–Al i Fe–Al

•elementy silnika

Tytan

•elementy silnika

zawieszenie i układ przeniesienia napędu

silnika i podwozia

i układ wydechowy

Proces

•stopy ogólnego przeznaczenia •napawanie utwardzające •niski koszt •obróbka plastyczna na gorąco/zimno •obróbka w stanie nadplastycznym

Własności

Łączenie

Recykling

•podwyższona ciągliwość bez utraty wytrzymałości •duża stabilność własności •elementy pochłaniające energię odkształcenia

•większe wydłużenie •klejenie •lepsza odporność na zużycie elementów silnika •lepsza wytrzymałość w wysokiej temperaturze •elementy pochłaniające energię odkształcenia

•krótki czas wyko-

•opracowanie bazy danych

nania elementów •tłoczenie na gorąco materiałów termoplastycznych

o materiałach •pewne prognozowanie trwałości przy obciążeniu cyklicznym w wodzie •elementy pochłaniające energię odkształcenia

•tanie techniki

•lepsza odporność

wytwarzania •małe naddatki na obróbkę

na zmęczenie cieplne •opracowanie bazy danych

•tanie techniki

•lepsza ciągliwość

•chemiczna separacja złomu

•metody powtórnego wykorzystania znacznego udziału materiałów

•złącze nieciągłe •proces recyklingu

•złącze nieciągłe •metody segregacji odpadów

wytwarzania w skali wielkoseryjnej

•niskie koszty

i sprężyny

•lepsza obrabialność •lepsza odporność na ścieranie i fretting

•lepsza odporność na utlenianie w wysokiej temperaturze

Magnez

Materiały ceramiczne

64

•obudowy i koła

•zawory silnikowe, komora spalania i tłok silnika wysokoprężnego

•produkcja wielko-

•lepsze własności

seryjna obręczy kół samochodowych •niskie koszty

•lepsza odporność na zużycie

•kształt końcowy •niskie koszty

w wysokiej temperaturze

•złącze nieciągłe •proces recyklingu dla metali i kompozytów

6-11-02 23:00

Page 65

2.3. Znaczenie materiałów inżynierskich w rozwoju cywilizacyjnym ludzkości Rysunek 2.40 Rozwój metod badań naukowych i modelowania własności materiałów i procesów technologicznych na przestrzeni dziejów (opracowano według danych M.H. Van de Voorde)

75

mechanika statystyczna i kwantowa geometria badania strukturalne teoria wad budowy krystalicznej arytmetyka teoria rozwoju technik rachunek strukturalnych modelowania różniczkowy w skali atomowej rutynowe rozwiązywanie sprężystość problemów mechanika mechanika płynów reologia MODELOWANIE plastyczność Z UWZGLĘDNIENIEM

MODELE MATEMATYCZNE CONTINUUM MATERIALNEGO 50

EMPIRYZM

0

1500

ZASTOSOWANIE KOMPUTERÓW W PROJEKTOWANIU

komputerowe wspomaganie termodynamika projektowania/wytwarzania wymiana energii bazy danych przepływ i wymiana energii systemy doradcze chemia fizyczna teoria szybkości reakcji

25

0 10000 PNE

STRUKTURY MATERII metoda elementów skończonych

Najnowsze metody

100

WZGLĘDNE ZNACZENIE (%)

2 roz

1900 1940 1960 1980 1990 2000 2010 2020 DATA

65

2 roz

6-11-02 23:00

Page 66

2. Podstawy nauki o materiałach 6

7

66

4

2 roz

6-11-02 23:00

Page 67

2.1. Materia i jej składniki

1

5

2

9

3

8

W erze złota w starożytnym Egipcie osiągnięto bardzo wysoki poziom technologiczny, o czym świadczy opanowanie technologii wytwarzania i przetwórstwa złota i bardzo wartościowych ozdób z niego, bogato inkrustowanych kamieniami szlachetnymi - lapis-lazullo, kwarcem, onyksem, granatem, szpatem polnym, a także perłami i szkłem. (1) - pektorał z 1870 r. p.n.e. z grobowca księżniczki Sat-Hathor-Iunit w El Lahun (wysokość 8,2 cm), (2) - pektorał z 1840 r. p.n.e. z grobowca księżniczki Merevet w Dahshur (7,9 cm), (3) - skarabeusz oprawiony w złoto z 1450 r. p.n.e. (8,3 cm) z łańcuchem złotym (133 cm), (4) - maska faraona Tutenchamona z 1325 r. p.n.e. z plastronem z grobowca w Tebach zachodnich w Dolinie Królów (54 cm), (5) - tył maski Tutenchamona, (6) - sarkofag organów wewnętrznych Tutenchamona (39,5 cm), (7) - naszyjnik ze skarabeuszem symbolem boga wschodzącego słońca z grobowca Tutenchamona (9 cm), (8) - maska faraona Psusennesa I z 995 r. p.n.e. z grobowca w Tanis (48 cm), (9) - moneta z późnej epoki XXX dynastii za faraona Nektoreba II z 350 r. p.n.e. (8,51 g).

67

2 roz

6-11-02 23:00

Page 68

2.4. Podstawy doboru materiałów na produkty i ich elementy 2.4.1. Czynniki decydujące o doborze materiałów inżynierskich GŁÓWNE CZYNNIKI DECYDUJĄCE O DOBORZE MATERIAŁÓW DO RÓŻNYCH ZASTOSOWAŃ

Mnogość dostępnych obecnie materiałów stwarza konieczność ich poprawnego doboru na elementy konstrukcyjne lub funkcjonalne, narzędzia i ewentualnie inne produkty lub ich elementy (porównaj rozdz. 9). Doboru tego należy dokonywać na podstawie wielokryterialnej optymalizacji, w tym także opierając się na własnościach podanych w tablicy 2.17.

Tablica 2.17 Własności materiałów stosowane jako kryteria ich doboru Klasy kryteriów

Własności

Ogólne

względny koszt gęstość

Mechaniczne

moduł sprężystości wytrzymałość odporność na pękanie wskaźnik zmęczeniowy

Cieplne

przewodność cieplna dyfuzyjność pojemność cieplna temperatura topnienia temperatura zeszklenia współczynnik rozszerzalności cieplnej odporność na udary cieplne odporność na pełzanie

Zużycie

wskaźnik zużycia

Korozja

wskaźnik korozyjny

KOMPUTEROWE WSPOMAGANIE DOBORU MATERIAŁÓW

Do dzisiaj bardzo ważnym czynnikiem decydującym o doborze materiałów do konkretnych zastosowań jest doświadczenie i intuicja projektanta, a nawet jego przyzwyczajenia. Współcześnie w ramach systemów komputerowego wspomagania projektowania CAD (computer aided design) i wytwarzania CAM (computer aided manufacturing) należne miejsce znajdują także systemy komputerowego wspomagania doboru materiałów CAMS (computer aided materials selection).

68

2 roz

6-11-02 23:00

Page 69

2.4. Podstawy doboru materiałów na produkty i ich elementy Tablica 2.18 Oznaczenia niektórych materiałów stosowane na rysunkach 2.28, 2.41 do 2.49 oraz 2.53 do 2.55 Oznaczenia na rysunkach znormalizowane w rozdz. 2 (rozdz. 8.3 i 8.4)

Rodzaj materiału

PP

PP

polipropylen

PEMG PEDG

PE-LG PE-HD

polietylen o małej gęstości polietylen o dużej gęstości

PS

PS

polistyren

PF

PF

żywica fenolowo–formaldehydowa

EP

EP

żywica epoksydowa

PW

PC

poliwęglan

PU

PUR

poliuretan

PCV

PVC

polichlorek winylu

PMMA

PMMA

polimetakrylan metylu (szkło organiczne)

PTFE

PTFE

politetrafluoroetylen (teflon)

PZWW

CFRC

polimery z włóknami węglowymi

PZWA

AFRC

polimery z włóknami aramidowymi

PZWS

GFRC

polimery z włóknami szklanymi

W coraz większym stopniu eliminowane są w ten sposób czynniki, a nawet błędy subiektywne, a dobrane materiały mają najkorzystniejsze własności użytkowe i technologiczne, przy odpowiedniej gęstości oraz najniższych możliwych kosztach materiałów i wytwarzanych z nich produktów. Wykorzystanie metod komputerowego wspomagania w doborze materiałów wymaga opracowania obszernych baz danych zawierających informacje o różnych materiałach i ich własnościach. Dane tego typu, opracowane na podstawie prac M.F. Ashby’ego, przedstawiono przykładowo na rysunkach 2.41 do 2.49 oraz 2.53 do 2.55 obejmujących porównanie różnych własności podstawowych grup materiałów. W tablicy 2.18 zestawiono natomiast niektóre oznaczenia stosowane na tych rysunkach.

2.4.2. Porównanie podstawowych własności mechanicznych, technologicznych i eksploatacyjnych materiałów inżynierskich PORÓWNANIE GĘSTOŚCI I WYTRZYMAŁOŚCI MATERIAŁÓW

Na rysunku 2.41 porównano gęstość i wytrzymałość materiałów. Gęstość materiałów zawarta jest między 0,1 g/cm3 dla pianek polimerowych i korka do 22,5 g/cm3 dla osmu. Stopy metali mają dużą gęstość, ponieważ zbudowane są z ciężkich atomów o gęstym upakowaniu. Polimery mają natomiast gęstość małą, gdyż są zbudowane z węgla i azotu tworząc liniową, dwu- lub trójwymiarową sieć. Materiały ceramiczne w większości mają gęstość mniejszą od metali, ponieważ zawierają lekkie atomy C, N i O. Pianki polimerowe cechują się natomiast bardzo dużym udziałem porów. Ze względu na sposób obliczeń inżynierskich, wytrzymałość w przypadku metali i polimerów przyjęto jako granicę plastyczności, w przypadku materiałów ceramicznych – jako wytrzymałość na ściskanie, dla elastomerów – jako wytrzymałość na rozdarcie, a dla materiałów kompozytowych – jako wytrzymałość na rozciąganie. Tak rozumiana wytrzymałość materiałów inżynierskich zawarta jest w zakresie od 0,1 MPa dla pianek polimerowych do 104 MPa w przypadku diamentu. Najbardziej wytrzymałe są materiały ceramiczne,

69

2 roz

6-11-02 23:01

Page 70

2. Podstawy nauki o materiałach

Rysunek 2.41 Wytrzymałość i gęstość różnych materiałów (opracowano według danych M.F. Ashby’ego)

od których 10– do 100–krotnie mniejszą wytrzymałość mają stopy metali i materiały kompozytowe. Porównywalną ze sobą, lecz 10–krotnie mniejszą od metali, wytrzymałość wykazują polimery oraz drewno i produkty z niego. Ceramika porowata ma wytrzymałość zbliżoną do stopów metali.

70

2 roz

6-11-02 23:01

Page 71

2.4. Podstawy doboru materiałów na produkty i ich elementy Rysunek 2.42 Odporność na pękanie i wytrzymałość różnych materiałów (opracowano według danych M.F. Ashby’ego)

ODPORNOŚĆ NA PĘKANIE

⋅

PORÓWNANIE WYTRZYMAŁOŚCI I ODPORNOŚCI NA PĘKANIE MATERIAŁÓW

Porównanie wytrzymałości różnych grup materiałów oraz ich odporności na kruche pękanie KIc (rys. 2.42), będącej miarą ciągliwości tych materiałów (porównaj rozdz. 5.5), wyraźnie wskazuje, że można wyróżnić 2 „osie“: materiałów ciągliwych, do których należą pianki polimerowe, polimery, drewno, materiały

71

6-11-02 23:01

Page 72

2. Podstawy nauki o materiałach

Rysunek 2.43 Odporność na pękanie i gęstość różnych materiałów (opracowano według danych M.F. Ashby’ego)

⋅

ODPORNOŚĆ NA PĘKANIE

2 roz

kompozytowe i stopy metali, oraz materiałów kruchych z ceramiką porowatą, szkłami i ceramiką inżynierską. Najkorzystniejsze połączenie największej odporności na pękanie z bardzo dużą wytrzymałością wykazują stopy metali, którym nie ustępują kompozyty. Ceramika inżynierska ma 10–krotnie mniejszą ciągliwość niż stopy metali.

72

2 roz

6-11-02 23:01

Page 73

2.4. Podstawy doboru materiałów na produkty i ich elementy Rysunek 2.44 Moduł sprężystości i gęstość różnych materiałów (opracowano według danych M.F. Ashby’ego)

PORÓWNANIE ODPORNOŚCI NA PĘKANIE I GĘSTOŚCI MATERIAŁÓW

Charakter zmian odporności na kruche pękanie (KIc) w zależności od gęstości materiałów różni się od zmian wytrzymałości (rys. 2.43). Wartość tej wielkości waha się w szerokim zakresie od 0,01 do 100 MPa⋅m1/2. Najwyższą odporność na pękanie wykazują metale i ich stopy. Wydaje się, że ich powszechne zastosowanie zawdzięczają kompromisowemu połączeniu najwyższej możliwej odporności na

73

2 roz

6-11-02 23:01

Page 74

2. Podstawy nauki o materiałach

Rysunek 2.45 Współczynnik tłumienia drgań i moduł sprężystości różnych materiałów (opracowano według danych M.F. Ashby’ego)

pękanie z bardzo wysoką wytrzymałością. Podobne własności wykazują również materiały kompozytowe. Natomiast zdecydowana kruchość ceramiki inżynierskiej jest poważnym ogranicznikiem dla jej zastosowań. Porównywalną kruchość wykazują drewno i polimery. Do 10 razy mniejsza jest natomiast odporność na pękanie ceramiki porowatej.

74

2 roz

6-11-02 23:01

Page 75

2.4. Podstawy doboru materiałów na produkty i ich elementy PORÓWNANIE MODUŁU SPRĘŻYSTOŚCI I GĘSTOŚCI MATERIAŁÓW

Ważną własnością wielu materiałów jest moduł sprężystości wzdłużnej. Dzięki niemu stal jest sztywna, natomiast guma podatna. Moduł sprężystości zależy od sztywności wiązań międzyatomowych oraz od ich gęstości na jednostkę powierzchni. Na rysunku 2.44 przedstawiono zależność modułu sprężystości i gęstości dla różnych materiałów. Wzajemne relacje między modułem sprężystości różnych materiałów są podobne jak w przypadku wytrzymałości. Zdecydowanie odbiegają jednak od tej prawidłowości elastomery – gumy charakteryzujące się znaczną sprężystością. Największym modułem sprężystości cechuje się ceramika inżynierska, stopy metali, kompozyty i ceramika porowata, zaś pośrednim – polimery inżynierskie i drewno. Najmniejszym wartością modułu sprężystości oprócz elastomerów cechują się pianki polimerowe i korek. PORÓWNANIE MODUŁU SPRĘŻYSTOŚCI I WSPÓŁCZYNNIKA TŁUMIENIA MATERIAŁÓW

Na rysunku 2.45 porównano moduł sprężystości różnych grup materiałów technicznych ze współczynnikiem tłumienia, którym cechują się te materiały. Największym modułem sprężystości cechuje się ceramika inżynierska, stopy metali, kompozyty i ceramika porowata. Znacznemu modułowi sprężystości nie towarzyszy jednak zdolność tłumienia drgań (rys. 2.45). Wręcz przeciwnie, niektóre stopy miedzi, ale także szkło lub ceramika inżynierska, mogą być stosowane na dzwony. Duży współczynnik tłumienia mają natomiast materiały cechujące się niższym modułem sprężystości. Do takich materiałów mogą być zaliczone polimery i drewno. Elastomery i pianki polimerowe o najmniejszym module sprężystości wykazują największe wartości współczynnika tłumienia w 30°C. PORÓWNANIE MOŻLIWOŚCI ZASTOSOWANIA MATERIAŁÓW INŻYNIERSKICH W WARUNKACH ZUŻYCIA

Dobór materiałów inżynierskich do pracy w warunkach zużycia opiera się na kilku zasadach: materiał winien być stabilny chemicznie, mechanicznie lub cieplnie w warunkach eksploatacji, nominalne naprężenia kontaktowe nie powinny przekraczać granicy sprężystości materiału, w warunkach zużycia ściernego twardość materiału winna być wyższa niż czynnika ścierającego, warunki użytkowania muszą być dostosowane do możliwości zastosowanego materiału. Odporność materiału na zużycie nie jest wyłącznie cechą materiału, gdyż zależy istotnie od warunków zużycia, jak również od oddziaływania całego systemu, a przynajmniej od rodzaju pary trącej. Wprawdzie zwykle odporność na zużycie wzrasta ze zwiększeniem twardości, ale jest wiele odstępstw od tej reguły. Twardość nie jest więc wskaźnikiem odporności na zużycie niezależnie od sytuacji. Ze względu na wpływ wielu czynników na przebieg zużycia różne rodzaje materiałów są preferowane do zastosowania w różnych sytuacjach. W tablicy 2.19 przedstawiono typowe rodzaje zużycia właściwe dla różnych materiałów inżynierskich.

75

6-11-02 23:01

Page 76

2. Podstawy nauki o materiałach

Stopy konstrukcyjne Do obróbki powierzchniowej Z twardymi warstwami Z miękkimi pokryciami Stale stopowe

Stale odporne na korozję Utwardzane wydzieleniowo Martenzytyczne

Żeliwa Szare Białe

Materiały do pracy w wysokiej temperaturze Stopy żaroodporne Nadstopy

Stopy miedzi Brązy Brązy berylowe

Inne stopy metali Stale narzędziowe Stopy łożyskowe (babbity)

Materiały ceramiczne Węgliki spiekane

Materiały tlenkowe Materiały polimerowe Termoutwardzalne Termoplastyczne Elastomery

Materiały kompozytowe Z włóknami węglowymi Kompozyty samosmarne

76

Erozja kroplowa

Kawitacja

Erozja cierna

Trójwymiarowe ścieranie

Uderzeniowe

Ścieranie

Ze smarowaniem

Zużycie toczne Na sucho

Ścieranie

Materiały

Zużycie poślizgowe Ze smarowaniem

Rodzaje zużycia

Erozja z udziałem stałego erodenta

Tablica 2.19 Typowe rodzaje zużycia materiałów inżynierskich

Na sucho

2 roz

2 roz

6-11-02 23:01

Page 77

2.4. Podstawy doboru materiałów na produkty i ich elementy Rysunek 2.46 Współczynnik zużycia materiałów stosowanych na łożyska w zależności od nośności łożysk (opracowano według danych M.F. Ashby’ego)

PORÓWNANIE ODPORNOŚCI NA ZUŻYCIE MATERIAŁÓW STOSOWANYCH NA ŁOŻYSKA

Na rysunku 2.46 porównano własności materiałów stosowanych na łożyska. Zastosowanie w takich przypadkach znajdują zarówno polimery inżynierskie, kompozyty inżynierskie, inżynierskie stopy metali, jak i ceramika inżynierska. Nawet

77

6-11-02 23:01

Page 78

2. Podstawy nauki o materiałach

Rysunek 2.47 Wytrzymałość różnych materiałów w podwyższonej lub obniżonej temperaturze (opracowano według danych M.F. Ashby’ego)

WYTRZYMAŁOŚĆ W PODWYŻSZONEJ LUB OBNIŻONEJ TEMPERATURZE (MPa)

2 roz

w przypadku gdy współczynnik zużycia dla różnych materiałów jest porównywalny, to dopuszczalna nośność łożyska jest największa w przypadku ceramiki inżynierskiej i kolejno niższa każdorazowo o rząd wielkości (10x) dla stopów metali, kompozytów i polimerów. Nośność łożyska jest zatem głównym kryterium stosowania na nie poszczególnych materiałów.

78

2 roz

6-11-02 23:01

Page 79

2.4. Podstawy doboru materiałów na produkty i ich elementy Rysunek 2.48 Współczynnik liniowej rozszerzalności cieplnej i przewodność cieplna różnych materiałów (opracowano według danych M.F. Ashby’ego)

PORÓWNANIE WYTRZYMAŁOŚCI MATERIAŁÓW W PODWYŻSZONEJ LUB OBNIŻONEJ TEMPERATURZE

Na rysunku 2.47 przedstawiono, że największą wytrzymałość w najwyższej temperaturze sięgającej do ok. 1600°C wykazuje ceramika inżynierska. Wytrzymałość ceramiki porowatej i inżynierskich stopów metali w temperaturze

79

2 roz

6-11-02 23:01

Page 80

2. Podstawy nauki o materiałach

podwyższonej do ok. 1000°C nie ustępuje wytrzymałości ceramiki inżynierskiej. Pozostałe materiały, tzn. polimery inżynierskie i kompozyty inżynierskie, mogą być stosowane tylko do ok. 300°C, chociaż kompozyty, podobnie jak w temperaturze pokojowej, wykazują wytrzymałość ok. 10–krotnie większą. Wytrzymałość drewna oraz produktów z drewna jest taka sama jak polimerów. Drewno może być jednak stosowane wyłącznie w temperaturze nieprzekraczającej ok. 100°C. PORÓWNANIE PRZEWODNOŚCI CIEPLNEJ I ROZSZERZALNOŚCI CIEPLNEJ MATERIAŁÓW

Analiza przewodności cieplnej i współczynnika rozszerzalności cieplnej potwierdza, że diament jest materiałem najlepiej przewodzącym ciepło, przy współczynniku rozszerzalności cieplnej porównywalnym ze szkłami i ceramiką szklaną, ceramiką porowatą oraz drewnem (rys. 2.48). Polimery i pianki polimerowe mają najmniejszą przewodność cieplną, przy największym współczynniku rozszerzalności cieplnej, ok. 10–krotnie większym niż metale i ich stopy oraz 100–krotnie większym niż materiały ceramiczne. Kompozyty o osnowie polimerowej wykazują małą wartość współczynnika rozszerzalności cieplnej, ponieważ włókna wzmacniające, a zwłaszcza węglowe, rozszerzają się bardzo nieznacznie. Stopy metali należą przy tym do najlepiej przewodzących ciepło, podobnie jak ceramika inżynierska. PORÓWNANIE ODPORNOŚCI MATERIAŁÓW NA KOROZJĘ

Na rysunku 2.49 przedstawiono porównawczo odporność różnych grup materiałów inżynierskich na oddziaływanie różnych środowisk chemicznych, w tym wody napowietrzonej, solanki, silnych kwasów i zasad, kwasów organicznych, a także promieniowania nadfioletowego. Zauważyć się daje bardzo dobrą odporność korozyjną materiałów ceramicznych i szkieł na działanie niemal wszystkich z analizowanych czynników, chociaż silne zasady i kwasy znacznie tę odporność obniżają. Do pracy niemal w każdym środowisku można wyselekcjonować odpowiednie stopy metali o bardzo dobrej odporności korozyjnej, chociaż w większości tych środowisk niektóre ze stopów metali, w tym najczęściej stale węglowe i niskostopowe, wykazują brak odporności korozyjnej. W tablicy 2.20 porównano szczegółowo odporność różnych metali na oddziaływanie środowisk korozyjnych. Niektóre materiały polimerowe wykazują dobrą, a nawet bardzo dobrą odporność na korozję w niektórych ośrodkach, lecz również słabą odporność lub jej brak, zwłaszcza w roztworach organicznych, a także pod działaniem silnych kwasów i zasad. Materiały kompozytowe wykazują raczej średnią odporność na działanie ośrodków korozyjnych.

80

2 roz

6-11-02 23:01

Page 81

2.4. Podstawy doboru materiałów na produkty i ich elementy Rysunek 2.49 Odporność różnych materiałów na oddziaływanie aktywnych ośrodków chemicznych oraz promieniowania nadfioletowego (opracowano według danych M.F. Ashby’ego)

SOLANKA WODA NAPOWIETRZONA

A

stopy Pb stopy Ni stale odp. na korozję stopy Cu stopy Ti

PTFE epoksydy PEMG/PEDG nylony poliestry fenoplasty PMMA

stopy Al żeliwa PZWA PZWS stale niskostoPZWW powe PTFE, PP epoksydy stal nylony, PS, PCV węgloPMMA, wa PEDG, PEMG poliestry fenoplasty stopy Pb stopy stopy stale Cu stopy Ti Al stopy Ni żeliwo stale węglowe

PZWS PZWA PZWW

B

C

D

PZWA PZWS PZWW

elastomery PTFE PCV PMMA

nylony PEMG epoksydy, PEDG poliestry, PP fenoplasty włókna polimerowe

PZWA PZWS PZWW

PROMIENIOWANIE NADFIOLETOWE Odporność na korozję: A - bardzo dobra B - dobra C - słaba D - zła

SILNE KWASY

Au stopy Pb stopy Ti stale odp. stopy na Ni PTFE korozję PCV stopy PEDG Al stale PMEG epoksydy węglowe elastomery nylony poliestry fenoplasty PZWW PS PU żeliwa PZWS PMMA PZWA ceramika szklana MgO ZrO2

szkła Al2O3 SiC Si3N4 SiO2 stopy Cu stopy Ni stopy Al stopy Zn stale odp. na korozję żeliwa PMMA stopy Ti elastomery nylony SiO2 fenoplasty szkła PZWS poliestry PEMG/PEDG PS PW, PS, PP, PTFE ceramiPCV PCV, epoksydy ka szkla- PZWA elastona mery PZWW fenoplaSiC, Si3N4 sty poliestry Al2O3 PU ZrO2 PEMG grafit PEDG epoksydy nylony PP PTFE SILNE

ZASADY ROZTWORY ORGANICZNE

POLIMERY STOPY METALI KOMPOZYTY CERAMIKA, SZKŁA

81

2 roz

6-11-02 23:01

Page 82

2. Podstawy nauki o materiałach 1

3

2

4

5

6

8

7

82

2 roz

6-11-02 23:01

Page 83

2.1. Materia i jej składniki

9 10

11

Kolebką kultury materialnej były rejony Azji, Bliskiego i Środkowego Wschodu. Król Lidii (dzisiaj na terenie Turcji) Krezus w latach 560-547 p.n.e. jako pierwszy w świecie wprowadził złote monety, wówczas niekształtne, lecz z wyraźnym reliefem byka (1). Kształt monety nie miał znaczenia, gdyż grudki stopu złota ze srebrem odważano i stemplowano znakami gwarantującymi masę, a tym samym ich wartość. Królowie lidyjscy używali głowy lwa jako stempla (2). Grudka ok. 14 gramowa stanowiła 1 stater, a kolejne monety stanowiły część statera, aż do 1/96. Na terenie Persji, w czasach Achmenidów w V wieku p.n.e., wykonano złoty kielich w kształcie uskrzydlonego lwa (3). W wykopaliskach realizowanych przez polską ekipę na terenie Libanu, w pobliżu miejscowości Sehim, znaleziono m.in. lampkę oliwną (4) i monetę złotą (5), wykonane przez antycznych Fenicjan. Złota czara zdobiona szlachetnymi kamieniami pochodzi z początków II tysiąclecia p.n.e. z Kurhanu Trialeti na terenie obecnej Gruzji (6). Złota plakietka z Syberii z VI wieku p.n.e. przedstawia odpoczywającego wojownika z parą koni (7). Złota bransoletka z V wieku p.n.e jest częścią skarbu amudaryjskiego (8), złożonego z kolekcji 180 okazów sztuki ze zlota i srebra oraz wielu monet złotych i srebrnych, pochodzących z Baktrii, a kupionych przez kupców bucharskich od miejscowej ludności w rejonie Kabadianu w roku 1877 i przewiezionych do Indii, gdzie dostały się w ręce uczonych. W Tillya Tepe (Złote Wzgórze) między Hindukuszem a Amu-darią, na terenie dzisiejszego Afganistanu, pod koniec lat 70-tych XX wieku odkryto jeden z największych skarbów bogatej stolicy cesarstwa Baktrii z I wieku p.n.e., złożony z 21 tysięcy złotych elementów zdobionych drogimi kamieniami (9). Złoty naszyjnik i kolczyki z II wieku p.n.e. pochodzą z Indii Południowych (10). W VII wieku n.e. Kalif Abd-al-Malik z dynastii Umajjadów wybudował Kopułę na Skale w Jerozolimie z czystego złota (11). Koszty pokrycia kopuły złotem równały się siedmioletnim dochodom z ówczesnej prowincji - Egiptu, gdzie zgromadzono dostateczną ilość złota dla tego przedsięwzięcia. Złoty dzban Bachtijara syna Mu’izz ad Dauli wykonano w Persji w X wieku n.e. (12). Złoty hełm pochodzi z grobu Meskalemduga, raczej zwykłego wojownika niż króla, w Sumerze z okresu wczesnodynastycznego, czyli z ok. 2500 roku p.n.e. (13).

12

13

83

2 roz

6-11-02 23:01

Page 84

2. Podstawy nauki o materiałach

Tablica 2.20 Odporność metali i ich stopów na oddziaływanie środowiska Środowisko korozyjne Metale i ich stopy Metale szlachetne

Kwasy nieorganiczne a

Kwasy organiczne b

Kwasy utleniające c

Zasady d

Woda morska i obojętne roztwory chlorkowe e

Woda słodka i opady atmosferyczne f

Tytan g

Nikiel i jego stopy

h

Stale odporne na korozję Miedź i jej stopy

i

i

i

j

h

k

Cyna Ołów

l

l

m

Stale niestopowe i żelazo Aluminium i jego stopy Kadm Cynk Odporność:

– bardzo dobra,

– dobra,

– niska,

– zła,

a – szczególnie kwas siarkowy i kwas solny, b – szczególnie kwas octowy, c – obejmuje kwas azotowy i kwasy beztlenowe zawierające tlen i cytrynian sodowy, d – obejmuje sód i wodorotlenki potasowe oraz amoniak, e – woda morska zawierająca ~3,4% NaCl, pH ~8, f – w obszarach niezanieczyszczonych woda deszczowa jest lekko kwaśna, w zanieczyszczonych pH 1 m/s, l – na ołów oddziałują kwasy azotowy i solny, ale jest odporny na kwasy siarkowy, chromowy, fluorowodorowy i fosforowy, m – ołowiane rury powoli korodują w wodzie morskiej.

84

6-11-02 23:01

Page 85

2.4. Podstawy doboru materiałów na produkty i ich elementy 2.4.3. Ekonomiczne uwarunkowania stosowania materiałów inżynierskich DOSTĘPNOŚĆ SUROWCÓW I WYTWARZANYCH Z NICH MATERIAŁÓW

Tablica 2.21 Udział masowy pierwiastków na Ziemi (w %)

tlen krzem aluminium żelazo wapń sód potas magnez tytan wodór fosfor mangan fluor bar stront siarka węgiel

47 27 8 5 4 3 3 2 0,4 0,1 0,1 0,1 0,06 0,04 0,04 0,03 0,02

Oceany tlen wodór chlor sód magnez siarka wapń potas brom węgiel

85 10 2 1 0,1 0,1 0,04 0,04 0,007 0,002

azot tlen argon dwutlenek węgla

79 19 2 0,04

Całkowita masa skorupy ziemskiej 21 do głębokości 1 km wynosi 3⋅10 kg, 20 masa oceanów –10 kg, 18 atmosfery –5⋅10 kg.

złoża zidentyfikowane opłacalne

Atmosfera

złoża dostępne

złoża niezidentyfikowane złoża perspektywiczne malejąca opłacalność

Skorupa ziemska

nieopłacalne próg opłacalności wydobycia

2 roz

ulepszona technologia wydobycia

całość złóż

rosnąca niepewność geologiczna

Rysunek 2.50 Szacunek zasobów surowcowych (schemat wg McElveya)

Zdecydowana większość materiałów inżynierskich pochodzi z surowców pozyskiwanych ze skorupy ziemskiej, wydobywanych w kopalniach w postaci rud i następnie wzbogacanych w celu umożliwienia ich ekstrakcji lub syntezy. Nieliczne materiały inżynierskie syntezuje się z surowców pozyskiwanych z atmosfery lub oceanów. W tablicy 2.21 przedstawiono udziały masowe pierwiastków chemicznych występujących na Ziemi. Dostępność zasobów surowcowych zależna jest od ich wielkości, lokalizacji oraz energii potrzebnej do ich pozyskania i przetworzenia. Całość zasobów obejmuje przy tym również zasoby, które mogą być udostępnione w przyszłości (w tym również obecnie nieznane) w wyniku postępu prac geologicznych, zwiększenia cen zbytu surowców oraz zmodyfikowania technologii ich pozyskiwania i przetwarzania, a także usprawnienia transportu. Na rysunku 2.50 przedstawiono schematycznie szacunek wielkości zasobów surowcowych w założonym czasie. Przewiduje się, że próg opłacalności ekonomicznej stosowania każdego z surowców wyznaczany jest przez czas połowicznego wyczerpania się jego zasobów. Po tym czasie przewidywany jest gwałtowny wzrost cen danego surowca, co poważnie utrudni zaopatrzenie w ten surowiec. Szacuje się, że do osiągnięcia czasu połowicznego wyczerpania na przykład ropy naftowej pozostaje tylko ok. 20 lat, gdy w przypadkach cynku, cyny, ołowiu, rtęci, srebra i wolframu – od 50 do 80 lat, natomiast do osiągnięcia czasu połowicznego wyczerpania aluminium, żelaza oraz większości surowców stosowanych do wytwarzania ceramiki i szkła upłynie jeszcze kilkaset lat.

85

2 roz

6-11-02 23:01

Page 86

2. Podstawy nauki o materiałach

Rysunek 2.51 Schemat technicznego cyklu życia materiałów inżynierskich (opracowano według C. Neweya i G. Weavera) MATERIAŁY PODSTAWOWE

procesy ekstrakcji, refinacji

metale, chemikalia, papier, cement, włókna

przetwórstwo materiałów

MATERIAŁY INŻYNIERSKIE

SUROWCE ruda, węgiel, minerały piasek, ropa naftowa, drewno, uprawy

stopy metali, materiały polimerowe, ceramiczne, kompozytowe

kopalnie, odwierty, plantacja drewno ruda

proces wytwarzania

proces recyklingu ropa naftowa

PRODUKTY

ZIEMIA

usuwanie

demineralizacja

ODPADY

użytkowanie, eksploatacja

KONIECZNOŚĆ EKONOMICZNEGO STOSOWANIA MATERIAŁÓW

Istniejąca sytuacja oraz prognozowanie na przyszłość stale wymagają od inżynierów skoordynowanych działań w celu oszczędzania dostępnych surowców, polegających na: projektowaniu z oszczędnym wykorzystaniem materiałów, zwłaszcza trudno dostępnych i wyczerpujących się, przy minimalizacji ich energochłonności,

86

2 roz

6-11-02 23:01

Page 87

2.4. Podstawy doboru materiałów na produkty i ich elementy stosowaniu zamienników łatwiej dostępnych i o dużej rezerwie czasu połowicznego wyczerpania się zasobów surowcowych oraz o mniejszej energochłonności w miejsce trudno dostępnych i wyczerpujących się, pełnym wykorzystaniu energooszczędnego recyklingu w celu ponownego wykorzystywania i pełnego odzysku materiałów we wszystkich możliwych i ekonomicznie uzasadnionych przypadkach. Rysunek 2.51 przedstawia ogólne spojrzenie na techniczny cykl życia materiałów inżynierskich: krótki cykl wytwarzania łączy się z bardzo długim cyklem geologicznym Ziemi. Zauważyć należy, że recykling zużytych produktów prowadzi do skrócenia cyklu produkcyjnego. Na rysunku 2.52 przedstawiono model rozdrobnienia karoserii samochodowej i dalszej przeróbki uzyskanych w wyniku tego mieszanek materiału jako przykład współczesnego procesu recyklingu.

Rysunek 2.52 Model rozdrobnienia karoserii samochodowej jako przykład współczesnego procesu recyklingu (opracowano według F.R. Fielda i J.P. Clarka)

materiały wtórne (np. odzyskany złom)

elementy duże odlewy akumulatory katalizator ROZDRABNIANIE ZŁOMU

WYSYPISKO

DEMONTAŻ

karoseria

stary samochód

SEPARATOR

WYSYPISKO

proszek pozostały po rozdrobnieniu złomu

mieszanka metali nieżelaznych

złom stalowy

Al Zn metale nieżelazne

KOSZTY WŁAŚCIWE PODSTAWOWYCH GRUP MATERIAŁÓW TECHNICZNYCH

Na rysunku 2.53 orientacyjnie przedstawiono zakresy kosztów podstawowych grup materiałów technicznych w odniesieniu do 1 kg (można określić je jako koszty właściwe). Widoczne jest, że koszty różnych materiałów mogą się różnić od

87

2 roz

6-11-02 23:01

Page 88

2. Podstawy nauki o materiałach

Rysunek 2.53 Orientacyjne koszty rożnych grup materiałów odniesione do 1 kg materiału (według danych M.F. Ashby’ego)

siebie nawet o 6 rzędów wielkości, tzn. milionkrotnie. Najtańsze są paliwa i materiały budowlane, chociaż ceny tych ostatnich mogą być zróżnicowane między sobą ponad 10–krotnie. Znacznie większe koszty, lecz porównywalne między sobą i zróżnicowane w każdej z grup nawet 100–krotnie, wykazują stopy metali, polimery, materiały ceramiczne i szkło oraz materiały kompozytowe. Materiały specjalne, w tym cermetale narzędziowe, metale szlachetne i diament, mogą osiągać koszt 1 kg materiałów od 102 do 105 razy większy niż półprodukty hutnicze ze stali niestopowej lub niskostopowej. W tablicy 2.22 porównano orientacyjne względne koszty wybranych materiałów inżynierskich odniesione do jednostki masy lub objętości.

88

2 roz

6-11-02 23:01

Page 89

2.4. Podstawy doboru materiałów na produkty i ich elementy Tablica 2.22 Orientacyjne względne koszty wybranych materiałów w zależności od objętości i masy Materiał German Srebro Kobalt Nikiel Chrom Cyna Stop miedzi z cynkiem (blacha) Stop miedzi z berylem Kadm Stop Cu–Sn–P (wlewek) Stal Cr–Ni typu 18–8 (blacha) Politetrafluoroetylen (PTFE) Miedź Tytan Miedź (wlewek) Magnez Stop miedzi z cynkiem (wlewek) Stop Al–Cu Cynk (wlewek) Ołów (wlewek) Magnez (wlewek) Stal miękka (blacha) Poliamid PA 66 (Nylon 6/6) Aluminium (wlewek) Polimetakrylan metylu (PMMA) Krzem Akrylonitryl–butadien–styren (ABS) Stal miękka (wlewek) Aminoplasty Żeliwo Fenoplasty Polistyren (PS) Kauczuk naturalny (NR) Polietylen o dużej gęstości (PE–HD) Polichlorek winylu (PVC) Polipropylen (PP) Polietylen o małej gęstości (PE–LD) Cement portlandzki Masa betonowa prefabrykowana 1)

Koszt na 100 cm 3 213,00 172,00 27,00 7,95 5,90 4,43 4,17 3,45 2,94 2,85 2,71 2,63 2,45 2,43 2,12 1,87 1,84 1,30 0,81 0,67 0,51 0,47 0,44 0,37 0,33 0,30 0,28 0,25 0,23 0,19 0,16 0,12 0,12 0,11 0,11 0,09 0,07 0,03 0,01

Materiał German Srebro Kobalt Politetrafluoroetylen (PTFE) Nikiel Chrom Cyna Tytan Stop miedzi z cynkiem (blacha) Stop Al–Cu (blacha) Stop miedzi z berylem Poliamid PA 66 (Nylon 6/6) Stal Cr–Ni typu 18–8 (blacha) Kadm Stop Cu–Sn–P (wlewek) Magnez (wlewek) Polimetakrylan metylu (PMMA) Miedź Akrylonitryl–butadien–styren (ABS) Mangan Miedź (wlewek) Stop miedzi z cynkiem (wlewek) Aminoplasty Aluminium (wlewek) Fenoplasty Krzem Polistyren (PS) Cynk (wlewek) Polietylen o dużej gęstości (PE–HD) Polipropylen (PP) Kauczuk naturalny (NR) Polietylen o małej gęstości (PE–LD) Polichlorek winylu (PVC) Stal miękka (blacha) Ołów (wlewek) Stal miękka (wlewek) Żeliwo Cement portlandzki Masa betonowa prefabrykowana

Koszt na 1 kg1) 365,00 164,00 31,00 12,25 8,93 8,31 6,06 5,41 5,02 4,38 3,90 3,85 3,50 3,40 3,24 2,89 2,80 2,75 2,63 2,52 2,38 2,18 1,49 1,37 1,31 1,24 1,12 1,12 1,09 1,00 0,89 0,74 0,72 0,60 0,60 0,32 0,26 0,09 0,04

W lipcu 1991 roku cena 1 kg polipropylenu wynosiła 1 USD i do niej odniesiono pozostałe ceny.

89

2 roz

7-11-02 20:58

Page 90

2. Podstawy nauki o materiałach

PORÓWNANIE WYTRZYMAŁOŚCI I ENERGOCHŁONNOŚCI WŁAŚCIWEJ MATERIAŁÓW

Rysunek 2.54 ilustruje zależność wytrzymałości i energochłonności właściwej materiałów (określanej jako iloczyn energii na wytworzenie materiału, tj. wydobycie surowców, ich rafinację i kształtowanie gotowego materiału, odniesionej do 1 kg materiału oraz jego gęstości).

Rysunek 2.54 Wytrzymałość i energochłonność właściwa różnych materiałów (opracowano według danych M.F. Ashby’ego)

90

2 roz

7-11-02 20:58

Page 91

2.4. Podstawy doboru materiałów na produkty i ich elementy Wskaźnik ten ujmuje pośrednio oddziaływanie procesów wytwórczych materiału na degradację środowiska naturalnego. Energochłonność właściwa wykazuje liniową zależność od wytrzymałości materiału. Największą energochłonność wykazują stopy metali oraz ceramika inżynierska. Polimery cechują się dużą energochłonnością, nieznacznie większą od energochłonności szkła, ceramiki porowatej i polimerów naturalnych oraz drewna, chociaż produkty z drewna mają niemal 10–krotnie większą energochłonność niż samo drewno. PORÓWNANIE WYTRZYMAŁOŚCI I WZGLĘDNYCH KOSZTÓW MATERIAŁÓW

Na rysunku 2.55 porównano orientacyjne względne koszty jednostki objętości materiałów (określone jako stosunek kosztu 1 kg danego materiału do kosztu 1 kg pręta ze stali średniowęglowej, pomnożony przez gęstość danego materiału) w zależności od wytrzymałości. Daje się zauważyć w przybliżeniu liniową zależność między wytrzymałością a tak określonym kosztem materiałowym. Przy największej wytrzymałości najwyższy jest koszt materiałów ceramicznych, mniejszy metali i ich stopów oraz materiałów kompozytowych, następnie polimerów, elastomerów i pianek polimerowych. Koszty drewna, jak również produktów z drewna, są mniejsze od tak określonej prawidłowości, a jeszcze mniejsze są koszty ceramiki porowatej. UDZIAŁ KOSZTÓW MATERIAŁOWYCH W KOSZTACH WŁAŚCIWYCH RÓŻNYCH GRUP PRODUKTÓW

Czynnik kosztów materiałowych musi być oczywiście znacząco uwzględniany przy doborze materiału na różne produkty. Ważąca rola tego czynnika występuje jednak głównie w przypadkach, gdy koszty materiałowe stanowią znaczący udział w ogólnej wartości rynkowej produktu. W przeciwnym razie, gdy udział kosztów materiałów w ogólnej wartości rynkowej jest nieznaczny, a przeważający udział stanowią koszty wytwarzania, projektowania i inne, porównywać można koszty (można je określić jako właściwe) 1 kg różnych produktów. Orientacyjne wartości właściwych kosztów różnych produktów podane na rysunku 2.56, podobnie jak dane zawarte na rysunku 2.53, przydatne są raczej do spostrzeżeń, niż do poważnych analiz. Warto jednak zauważyć, że tak pojmowany koszt 1 kg różnych produktów może być zróżnicowany około milionkrotnie, tj. o 6 rzędów wielkości. Najniższy wskaźnik występuje w budownictwie, wyższy w opakowaniach, a jeszcze wyższy w przypadku produktów przemysłu stoczniowego, chociaż z pewnością szokuje, że koszt 1 kg folii aluminiowej jest porównywalny z analogicznym kosztem promu morskiego lub samochodu małolitrażowego, które są ponad 10–krotnie większe od właściwych kosztów ekskluzywnego nawet domu jednorodzinnego. Znacznie większe są koszty właściwe samochodów i artykułów gospodarstwa domowego, chociaż musi zaskakiwać, że koszt właściwy ekskluzywnego samochodu firmy „Rolls–Royce“, suszarki do włosów czy minutnika do jajek i obuwia sportowego może być taki sam. Jeszcze bardziej zastanawia, że koszty właściwe rakiety tenisowej, sprzętu wędkarskiego, samolotu pasażerskiego, np. Boeing 747 (tzw. Jumbo Jet), oraz implantów biomedycznych osiągają te same wartości, zresztą ponad 100–krotnie większe od właściwego kosztu samochodu małolitrażowego. Koszty właściwe sprzętu sportowego, sprzętu lotniczego i kosmicznego

91

2 roz

7-11-02 20:58

Page 92

2. Podstawy nauki o materiałach

Rysunek 2.55 Wytrzymałość i względny koszt na jednostkę objętości różnych materiałów (opracowano według danych M.F. Ashby’ego)

oraz materiałów biomedycznych są porównywalne ze sobą, lecz są zwykle 100– do 1000–krotnie większe od kosztów właściwych samochodu małolitrażowego. Najwyższe koszty właściwe, około 10–krotnie większe od takich kosztów określanych dla statków kosmicznych, osiągają soczewki kontaktowe i sztuczne zastawki serca.

92

2 roz

7-11-02 20:58

Page 93

2.4. Podstawy doboru materiałów na produkty i ich elementy Rysunek 2.56 Orientacyjne koszty różnych grup materiałów odniesione do 1 kg (według danych M.F. Ashby’ego)

Przedstawione rozważania wskazują na możliwości uzyskania efektów ekonomicznych przy wytwarzaniu produktów wysokoprzetworzonych o najwyższym możliwym poziomie technicznym, a także na to, że w takich przypadkach koszt właściwy materiału może być nawet 100 000 razy mniejszy od właściwego kosztu całego produktu. W takich przypadkach, niewątpliwie nieuzasadniona jest pozorna oszczędność na materiałach. Wręcz przeciwnie, spośród wszystkich dostępnych należy wykorzystać materiały o najlepszych własnościach i największej niezawodności.

93

2 roz

7-11-02 20:58

Page 94

2. Podstawy nauki o materiałach 1

2

3

4

6

94

5

7

2 roz

7-11-02 20:59

Page 95

2.1. Materia i jej składniki 8

9

10

11

12 W starożytnej Grecji bardzo wysoko rozwinięto poziom wytwarzania i przetwórstwa złota, zarówno metodami odlewniczymi jak i obróbki plastycznej na zimno. Wiele materialnych dowodów dostarczyło odkrycie archeologa amatora Heinricha Schliemanna, który na podstawie lektury Homera odkrył w 1874 roku w Mykenach pierwsze świadectwa dawnej kultury mykeńsko-kreteńskiej, ze słynnymi grobami królewskimi, z bardzo obfitymi złotymi ozdobami, pełnymi artyzmu z ok. XVI wieku p.n.e. Należą do nich złote maski sepulklarne (1) i (2) wykonane przez wytłoczenie bardzo drobnym narzędziem na drewnianym klocku, ryton złoty w kształcie głowy lwa (8), złoty kubek Nestora (10) zwieńczenie złote srebrnej spinki do włosów (7), złote ryngrafy (6). Pozostałe przedmioty pochodzą z innych okresów i znaleziono je w innych stanowiskach archeologicznych. Złoty wisiorek z dwoma sfinksami pochodzi z VII wieku p.n.e. z Argos. (3) Złoty łańcuch z rozetami ze zwisającymi z nich żołędziami i głowami byków pochodzi ze Statatos z przełomu III i IV wieku p.n.e. (4). Ryngraf złoty (5) pochodzi z XV wieku p.n.e. z Tirynsu, a złoty kubek udekorowany sceną chwytania byków z Tsountas z Vapheio w Lakonii na południu Sparty (9) oraz złoty kubek mykeński wydobyty z nekropolii Peristeria w pobliżu Pylos (11). Krater z Derveni, czyli bardzo duży pozłacany pojemnik z brązu ze srebrnymi aplikami z 330 r. p.n.e. z wytłoczoną boską parą Dionizosa i Ariadny w tłumie satyrów i menad (12), znajduje się w Muzeum w Salonikach.

95

2 roz

7-11-02 20:59

Page 96

2.5. Współczesne znaczenie i tendencje rozwojowe nauki o materiałach 2.5.1. Definicja i zakres nauki o materiałach i inżynierii materiałowej DEFINICJA NAUKI O MATERIAŁACH I INŻYNIERII MATERIAŁOWEJ ORAZ ICH RELACJE Z INNYMI OBSZARAMI TECHNIKI

Nauka o materiałach może być najogólniej określona jako „poznawanie substancji, z których jest lub może być wytworzone coś innego, oraz ich syntezy, własności i zastosowań“*). Należy zwrócić przy tym uwagę, że synteza jest rozumiana jako „sztuczna produkcja substancji przez procesy chemiczne“**). Podane sformułowanie zadań nauki o materiałach, obejmuje materiały zarówno naturalne, jak i inżynierskie (syntetyczne) (porównaj rozdz. 2.2.1) konwencjonalne, jak i rozwinięte (advanced). Wydaje się, że warto również zastanowić się nad pojęciem „materiał“. W języku angielskim „materiał“ znaczy po prostu „tworzywo“ i jest definiowany jako „substancja lub rzecz, z której coś jest lub może być zrobione“**). W Polsce obiegowo przyzwyczajono się do znaczenia słowa „materiał“ jako „substancji“ albo „produktu mającego praktyczne zastosowanie lub przeznaczonego do użytku“ albo „tego, z czego się składają przedmioty“***). W powszechnym odczuciu rozumienie tego słowa rozminęło się zatem z podstawowym jego znaczeniem stojącym u podstaw nauki o materiałach, tzn. „tego, z czego wytwarzane są (...) przedmioty; tworzywa; surowca...“***). Z pewnością takie właśnie wyczucie językowe w okresie ostatnich dziesięcioleci, kiedy to w świecie rozwinęła się nauka o materiałach i inżynieria materiałowa (material science and engineering), zadecydowało o pojmowaniu zakresu tej dyscypliny naukowej w Polsce. Bardzo często jej przedmiot sprowadzano do zainteresowania produkcją oraz oceną struktury i podstawowych własności różnych substancji, nierzadko w oderwaniu od sfery aplikacyjnej, co w istocie przeczy celom i założeniom tych działań. Z kolei projektanci i wytwórcy różnych produktów rutynowo stosowali tworzywa wybrane przypadkowo i bardzo często przed wieloma laty, nie odczuwając potrzeby śledzenia zmian i postępu wprowadzanego stale przez naukę o tworzywach (materiałach), ich własnościach i praktycznej przydatności. Często w środowiskach inżynierskich, a nawet naukowych, ignorowano nawet ten obszar wiedzy, traktując go jako egzotyczny lub wręcz zbyteczny, co w konsekwencji oddalało skutecznie te środowiska od światowego poziomu w tym zakresie i wielokrotnie przesądzało o niepowodzeniach i braku sukcesów *) **) ***)

96

M. Rühle, H. Dosch, E.J. Mittemeijer, M.H. Van de Voorde w „European White Book on Fundamental Research in Materials Science“ 2002. J.M. Hawkins (ed.) w „The Oxford Reference Dictionary“, 1992. M. Szymczak (red.) „Słownik języka polskiego PWN“ 1979.

2 roz

7-11-02 20:59

Page 97

2.5. Współczesne znaczenie i tendencje rozwojowe nauki o materiałach krajowych produktów na rynku międzynarodowym, a nawet krajowym, gdyż nie wytrzymywały one warunków konkurencji i jakości, narzucanych przez czołowych wytwórców światowych. Sytuacji nie poprawia również w pełni fakt, że są w Polsce wykształceni specjaliści z zakresu inżynierii materiałowej, których prace i działania wielokrotnie nie są zsynchronizowane z działaniami w branżach projektowych i wytwórczych produktów finalnych, a nierzadko sprowadzają się jedynie do wyprodukowania lub nawet tylko przedstawienia propozycji półproduktu materiałowego, jako potencjalnej oferty dla wytwórców produktów finalnych. Odczuwa się nadal zbyt częsty brak świadomości tego, że badanie i produkcja materiałów ma sens jedynie wówczas, gdy będą one tworzywami o optymalnie dobranych własnościach, ze względu na eksploatacyjne wymagania produktów. Z drugiej strony projektowanie i wytwarzanie produktu, który może znaleźć zainteresowanie na rynku jest możliwe jedynie wówczas, gdy do jego produkcji użyte zostaną najbardziej odpowiednie tworzywa (materiały). Pomimo że sprawa wydaje się oczywista, nadal nie jest właściwie postrzegana i rozumiana przez wiele osób, które z jednej strony decydują o asortymencie i zakresie produkcji, a z drugiej strony o kształceniu kadr. Po tych rozważaniach, zważywszy ponadto, że ogólnie „inżynieria jest zastosowaniem nauki dla bezpośrednio użytecznych celów, takich jak budowa, napęd, komunikacja i przesył informacji lub wytwarzanie“*) można zdefiniować zarówno naukę o materiałach jak i inżynierię materiałową (tabl. 2.23).

Tablica 2.23 Definicje nauki o materiałach i inżynierii materiałowej Dyscyplina nauki lub inżynierii

Definicja

Nauka o materiałach

nauka o materiałach jest dziedziną nauki, dotyczącą struktury i własności materiałów (tworzyw), zwłaszcza z uwzględnieniem możliwości ich zastosowania *)

Inżynieria materiałowa

inżynieria materiałowa jest dziedziną inżynierii, obejmującą zastosowanie nauki o materiałach (tworzywach) dla bezpośrednio użytecznych celów związanych z projektowaniem, wytwarzaniem i użytkowaniem różnych produktów i dóbr powszechnego użytku

CELOWOŚĆ POWSZECHNEGO NAUCZANIA NAUKI O MATERIAŁACH I INŻYNIERII MATERIAŁOWEJ

W świetle przedstawionych rozważań należy stwierdzić, że konieczne jest nauczanie inżynierii materiałowej wśród studentów i kadry wszystkich specjalności inżynierskich, gdyż niemal w każdym przypadku, chociaż nie wyłącznie, tworzywo (czyli materiał) i jego własności decydują o możliwości wytworzenia produktu i o jego walorach użytkowych. Z kolei postęp w inżynierii materiałowej (tworzyw) jest tak wielki, że w najbardziej rozwiniętych i awangardowych obszarach okres półdezaktualizacji**) wiedzy szczegółowej nie przekracza 2÷3 lat. Ktoś, kto na bieżąco *) **)

D. Sinkel (prod.) w „Oxford talking dictionary“, 1998. Okres półdezaktualizacji wiedzy szczegółowej (pojęcie wprowadzone przez analogię do okresu półrozpadu promieniotwórczego) oznacza, że po danym okresie ok. 50% szczegółowych informacji w danym obszarze zostanie zastąpione przez nowe, aktualne, wprowadzone w związku z nowymi odkryciami technicznymi i naukowymi.

97

2 roz

7-11-02 20:59

Page 98

2. Podstawy nauki o materiałach

nie śledzi tego postępu, po pewnym czasie dysponuje jedynie wiedzą przestarzałą i bez ponownych gruntownych studiów nie jest w stanie podjąć sensownych działań inżynierskich. O dynamice rozwoju inżynierii materiałowej mogą świadczyć nagrody Nobla w dziedzinie fizyki i chemii uzyskane w ostatnich dziesięcioleciach za wybitne osiągnięcia, które w zastosowaniach inżynierskich znacząco zmieniły rzeczywistość techniczną w świecie. Wystarczy tylko wspomnieć tranzystory, układy scalone, fullereny, materiały nadprzewodzące, polimery przewodzące prąd elektryczny i półprzewodnikowe oraz inne (porównaj załącznik). ZAKRES NAUKI O MATERIAŁACH I INŻYNIERII MATERIAŁOWEJ

Współcześnie zainteresowania nauki o materiałach i inżynierii materiałowej można sprowadzić do zagadnień podanych w tablicy 2.24.

Tablica 2.24 Zakres zainteresowań nauki o materiałach oraz inżynierii materiałowej (opracowano na podstawie materiałów M. Rühlego, H. Doscha, E. Mitteimeijera i M. H. Van de Voorde) Zakres tematyczny

Cele do osiągnięcia i metody działania

Synteza (wytwarzanie) i przetwórstwo materiałów (tworzyw)

ułożenie atomów i składników o większej skali w materiałach w systemy o wymaganej konfiguracji

Skład chemiczny i mikrostruktura *) materiałów (tworzyw)

ocena wpływu składu chemicznego i mikrostruktury na zachowanie się materiałów

Zjawiska i własności materiałów (tworzyw)

badanie mechanizmów przebiegających w materiałach (tworzywach) w trakcie procesów technologicznych i eksploatacji w celu wyjaśnienia zjawisk i ich wpływu na własności materiałów

Zachowanie materiałów (tworzyw) w warunkach eksploatacji

ocena przydatności materiałów do różnych zastosowań

Projektowanie materiałów (tworzyw) oraz przewidywanie ich trwałości i/lub żywotności

przewidywanie składu chemicznego, własności oraz trwałości materiałów w warunkach eksploatacyjnych metodami teoretycznymi oraz przy wspomaganiu komputerowym z włączeniem metod sztucznej inteligencji

DOBÓR MATERIAŁÓW JAKO PODSTAWOWY CEL NAUKI O MATERIAŁACH I INŻYNIERII MATERIAŁOWEJ

Dotychczas, od początku kreowania się najpierw metaloznawstwa a potem materiałoznawstwa jako dyscypliny inżynierskiej, podstawową metodą nauki o materiałach i inżynierii materiałowej było wprowadzanie nowych materiałów, głównie na podstawie badań empirycznych realizowanych metodą prób i błędów. Podejście to uległo zmianie w miarę poznawania podstaw procesów decydujących o własnościach i zachowaniu się materiałów w trakcie wytwarzania i eksploatacji i wprowadzono początkowo dobór materiałów, a obecnie projektowanie materiałowe, w celu udostępnienia materiału o najkorzystniejszym zestawie własności użytkowych zapewnianych przez odpowiedni skład chemiczny i proces technologiczny materiału. *)

98

Zwykle w niniejszej książce używane jest ogólne określenie „struktura“ w tym znaczeniu, jednak w niniejszym rozdziale, dla podkreślenia znaczenia skali, wyróżniono pojęcia nanostruktury, mikrostruktury i makrostruktury.

2 roz

7-11-02 20:59

Page 99

2.5. Współczesne znaczenie i tendencje rozwojowe nauki o materiałach Na rysunku 2.57 schematycznie przedstawiono czynniki konieczne do uwzględnienia przy wprowadzaniu nowych materiałów inżynierskich, z uwzględnieniem ich rozwoju, bezpieczeństwa i uwarunkowań ekologicznych. Proces wprowadzania nowych materiałów jest związany z doskonaleniem istniejących materiałów albo przez uwzględnianie nowych osiągnięć związanych z opracowywaniem nowych związków, struktury oraz zapewnianiem nowych własności (rys. 2.58). Podstawową możliwością jest projektowanie Rysunek 2.57 nowych materiałów bardzo często z uwzględPodstawowe czynniki uwzględniane w konwencjonalnych badaniach nowo wprowadzanych materiałów inżynierskich nieniem małej skali, do nanometrycznej (opracowano według rysunku D. Raabego) włącznie, optymalizacja ich zastosowań, a także optymalizacja produkcji z uwzględnieniem modelowania własności i procesów. Materiały są produkowane z surowców pobieranych ze środowiska naturalnego, w celu kreowania rozwoju zapewniającego stworzenie bardziej komfortowych warunków życia. Aktywność ta jest częścią systemu cywilizacyjnego, który stanowi fragment ekosfery tworzonej przez geosystem i biosystem. Tradycyjny rozwój materiałów realizowany był niemal wyłącznie w ramach systemu cywilizacyjnego, z ignorowaniem oddziaływań z ekosferą. Dopiero od stosunkowo niedługiego czasu, jako ważną determinantę w projektowaniu, wytwarzaniu i eksploatacji materiałów wprowadzono konieczność współdziałania z pozostałymi wymieRysunek 2.58 nionymi systemami, a wraz z nią pojęcie Schemat ogólnej strategii wprowadzania nowych materiałów inży- ekomateriałów*), uwzględniających holinierskich (opracowano według H. Doscha i M.H. Van de Voorde) styczne (całościowe) podejście do ekosfery

*)

W roku 1992 w czasie konferencji Narodów Zjednoczonych o Środowisku i Rozwoju „Szczyt Ziemi“ w Rio de Janeiro w Brazylii proklamowano „Deklarację z Rio o Środowisku i Rozwoju“, w „Agendzie 21“ ustalono zasady zrównoważonego społeczeństwa i zrównoważonego rozwoju, a o rok wcześniej powstała koncepcja ekomateriałów (ecologically–benign materials – materiały przyjazne ekologicznie), które nie degradują środowiska globalnego i stanowią mniejsze obciążenie dla planety w trakcie produkcji. W roku 1999 VAMAS (The Versailles Project on Advanced Materials and Standards) zatwierdził inicjatywę dotyczącą standaryzacji działań proekologicznych w zakresie technologii materiałów pt. „Określenie i rola uczestnictwa VAMAS w środowiskowej standaryzacji działań dla technologii materiałów“.

99

2 roz

7-11-02 20:59

Page 100

2. Podstawy nauki o materiałach

(rys. 2.59). Podejście to uwzględnia zarówno konieczność rozwoju nowych technologii związaną z kreatywnością rozwojową, jak i harmoniczną koegzystencją z ekosferą i minimalizację degradacji środowiska naturalnego, jak również optymalizację technologii i infrastruktury w celu zapewnienia zdrowego życia w zgodzie z naturą. Działania związane z tym podejściem obejmują 3 grupy (rys. 2.60) związane z wytwarzaniem specjalnych materiałów zapewniających ochronę środowiska naturalnego (typ A), materiałów stosowanych w systemach zapewniających zmniejszoną emisyjność zanieczyszczeń (typ B) i materiałów dla strategicznej substytucji (zastępowania) materiałów dotychczas stosowanych, lecz znacząco zagrażających środowisku i powodujących jego degradację (typ C).

Rysunek 2.59 Schemat koncepcji ekomateriałów (według K. Yagiego i K. Halady)

Rysunek 2.60 Schematyczny podział materiałów ze względu na proekologiczne podejście do ich wytwarzania i zastosowania (opracowano według K. Yagiego i K. Halady)

100

2 roz

7-11-02 20:59

Page 101

2.5. Współczesne znaczenie i tendencje rozwojowe nauki o materiałach W tablicy 2.25 podano przykłady zastosowania ekomateriałów w obszarach materiałów o bardzo dużym zużyciu globalnym, materiałów znacznie rozpowszechnionych oraz materiałów związanych z przetwarzaniem energii.

Tablica 2.25 Przykłady zastosowania ekomateriałów w różnych obszarach (opracowano według K. Yagiego i K. Halady) Materiały konstrukcyjne o bardzo dużym zużyciu globalnym materiały o obniżonym obciążaniu środowiska w pełnym cyklu życia •materiały o mniejszym zużyciu surowców i energii •materiały naturalne – bazujące na drewnie – drewniano-ceramiczne – ceramika z gleby •materiały z odpadów – cement z odpadów komunalnych (ekocement) – cement z popiołów – inne nowe materiały z odpadów •materiały z surowców wtórnych (recyrkulacyjne) – stale ze sztucznymi wtrąceniami (składniki błądzące) – rekonfiguracja stosowanego drewna •materiały wytwarzane z mniejszą emisją zanieczyszczeń i mniejszym zużyciem energii materiały o dużej przydatności dla recyklingu •stopy projektowane dla recyklingu – stale o mniejszej liczbie składników – powszechne stopy aluminium – materiały odporne na wtrącenia i zanieczyszczenia •materiały polimerowe projektowane dla recyklingu •materiały kompozytowe projektowane dla recyklingu •materiały kompozytowe złożone z materiałów projektowanych dla recyklingu

Materiały szeroko rozpowszechnione o masowym zużyciu

materiały bez szkodliwych substancji •lutowia bezołowiowe •alternatywne materiały dla azbestu •alternatywne materiały dla polichlorku winylu PVC •materiały polimerowe z nieszkodliwymi elementami utrudniającymi zapalność •blachy stalowe laminowane olefinami jako substytuty PVC

Materiały dla generowania i przetwarzania energii

materiały o podwyższonej przydatności w fazie użytkowania •wysokowytrzymałe stale na samochody •stopy żarowytrzymałe na turbiny wysokotemperaturowe lekkie stopy na pojazdy •stopy Al na samochody •stopy Mg inne materiały projektowane z uwzględnieniem analizy pełnego cyklu życia, zwłaszcza fazy użytkowania

INTERDYSCYPLINARNY CHARAKTER NAUKI O MATERIAŁACH I INŻYNIERII MATERIAŁOWEJ

Nauka o materiałach wykreowała się jako niezależna dyscyplina nauki pod koniec lat 50-tych XX wieku, kontynuując głównie tradycje metaloznawstwa, które utworzyło się wraz z początkiem rewolucji przemysłowej, przekształconego następnie w sposób ciągły w materiałoznawstwo i w konsekwencji w naukę o materiałach. Równocześnie budowano więzi między nauką o materiałach i inżynierią materiałową a naukami podstawowymi, czego liczne przykłady można przedstawić. Badania półprzewodników stworzyły okazję do współpracy z fizyką ciała stałego. Rozwój materiałów polimerowych wykazał efektywność współpracy z chemią polimerów. Są liczne przykłady zaimplementowania dla potrzeb rozwoju materiałów licznych modeli odkrytych przez fizykę i chemię. Liczne modele matematyczne wykorzystano m.in. do opisu przemian fazowych, koncepcji całki J w mechanice pękania, geometrii fraktalnej do opisu wzrostu klastrów i systemów koloidalnych, do rozwiązania nieliniowego problemu migracji granic ziarn lub laplasjanowych procesów wzrostu w opisie morfologicznych przejść fazowych. Koniec XX wieku wskazał, że

101

2 roz

7-11-02 20:59

Page 102

2. Podstawy nauki o materiałach

osiągnięcia inżynierii materiałowej są zwykle wynikiem daleko posuniętej integracji między różnymi dyscyplinami nauki, co w konsekwencji doprowadziło do tego, że nauka o materiałach w XXI wieku jest interdyscyplinarnym obszarem utworzonym na styku i na przecięciu różnych podstawowych dyscyplin (rys. 2.61), głównie fizyki ciała stałego, chemii, matematyki i inżynierii procesowej, ale także mechaniki i budowy maszyn, ekologii, ekonomii, zarządzania i informatyki stosowanej, a nawet biologii i medycyny, wykorzystując osiągnięcia tych dyscyplin naukowych w celu zaproponowania tworzyw o najkorzystniejszym zestawie własności i najlepiej odpowiadających coraz to wyższym wymaganiom stawianym produktom i dobrom wykorzystywanym przez ludzi, w warunkach ostrej konkurencji rynkowej i przy wysokich wymaganiach odnośnie do jakości, niezawodności, trwałości i ceny. W świetle przedstawionych rozważań należy również stwierdzić, że klasyczne założenia podziału nauki na dyscypliny wprowadzone w wieku XVIII przez Auguste Comte*) stały się nieaktualne, ze względu na interdyscyplinarność lub wielodyscyplinarność Rysunek 2.61 większości podejmowanych problemów naUsytuowanie nauki o materiałach między innymi dyscyplinami ukowych. Metody naukowe są uniwersalne nauki (według Y. Brecheta, W. Pompego i M. Van Rossuma) i bezpodstawne są próby przyporządkowania sobie którejkolwiek z nich przez którąkolwiek z dyscyplin naukowych, bowiem wszystkie z nich wykorzystują już specyficzne metody naukowe. Kreowanie w przyszłości nowych osiągnięć nauki o materiałach i sprostanie nowym wyzwaniom przy pełnej oczekiwanej innowacyjności wymaga zatem nie tylko technicznego podejścia do nauki, lecz również podejścia kulturowego zapewniającego dociekliwość, refleksyjność i skłonność do nieraz odległych skojarzeń. Na rysunku 2.62 przedstawiono schematycznie zależności między licznymi interdyscyplinarnymi czynnikami uwzględnianymi we współczesnej nauce o materiałach i inżynierii materiałowej. Znajomość i dalsze poznawanie licznych zjawisk, m.in. elektrycznych, magnetycznych, optycznych, mechanicznych, cieplnych, przy uwzględnieniu wzajemnych oddziaływań między czynnikami zewnętrznymi, strukturą materiałów oraz teorii dotyczącej podstaw tych zjawisk, po wykorzystaniu współczesnych metod modelowania matematycznego, a także z wykorzystaniem narzędzi sztucznej inteligencji i innych metod komputerowego wspomagania oraz rozwiniętych technik analitycznych i metod badawczych wyjaśniających zachowania

*)

102

A. Comte (1798–1857) francuski filozof i socjolog, główny przedstawiciel francuskiego pozytywizmu, twórca pojęcia socjologii.

2 roz

7-11-02 20:59

Page 103

2.5. Współczesne znaczenie i tendencje rozwojowe nauki o materiałach materiałów, zwłaszcza w skali nanometrycznej i atomowej oraz w wyjątkowo krótkim czasie femtosekund, co umożliwia dostosowanie własności materiałów, w tym także nanomateriałów, biomateriałów i materiałów biomimetycznych (bionaśladowczych), do wymagań stawianych przez ich zastosowania praktyczne.

Rysunek 2.62 Schemat interdyscyplinarnych zależności między materiałami, zjawiskami materiałowymi, modelowaniem, rozwiniętymi technikami analitycznymi oraz dostosowania do wymaganych zastosowań (opracowano według H. Doscha i M.H. Van de Voorde)

103

2 roz

7-11-02 20:59

Page 104

2. Podstawy nauki o materiałach

1

2 3

5 7

4 6

104 104

Z kolebki cywilizacji w Azji Środkowej stosunkowo szybko umiejętności technologiczne przeniosły się na tereny współczesnej Europy. Misa złota z motywami zwierzęcymi, słonecznymi i księżycowymi z ok. 900 r. p.n.e. znaleziona w Altstetten w obecnym Kantonie Zurich w Szwajcarii zawiera wyraźne wpływy kultury celtyckiej (1). Złote naczynia (2) (3) znalezione w Villena w obecnej prowincji Alicante w Hiszpanii pochodzą ze zbioru 60 złotych przedmiotów z ok. 730 r. p.n.e., świadcząc o wysokich poziomie technologicznym, talentach i zamożności Iberów, a ponieważ zakopano je razem z 2 przedmiotami z żelaza dowodzą o bardzo wysokiej ocenie wartości żelaza przez Iberów. Kulturę celtycką reprezentują także złote nauszniki z 300 r. p.n.e. znalezione w Erstelfeld w Kantonie Uri w obecnej Szwajcarii (4). Złota moneta rzymska (5) pochodzi z czasu panowania Cesarza Nerona w latach 64-68 n.e. Złotą łódź misternie wykonał rzemieślnik iryjski w I wieku n.e., a została ona znaleziona w Broighter w hrabstwie Londonderry w Irlandii (6). Złota zausznica z Kijowa lub Bizancjum z XI w. n.e należy do zbiorów Zamku Królewskiego na Wawelu (7).

2 roz

7-11-02 20:59

Page 105

2.1. Materia i jej składniki

9

10

11

8

14

15

12

W Ameryce zarówno Północnej jak i Południowej przedkolumbijskiej również od wielu wieków opanowano produkcję i przetwórstwo złota. Na wiele przed pojawieniem się konkwistadorów hiszpańskich, na terenie obecnego Peru, w rozkwicie była cywilizacja Inków dysponujących ogromnymi zasobami złota i srebra, które używano do produkcji artefaktów, jak np. rytualny nóż prawdopodobnie przedstawiający boga, bogato inkrustowany szmaragdami i innymi kamieniami szlachetnymi (8) oraz złota maska (9). Złota maska (10) ma srebrne gałki oczne poruszające się na cienkim drucie, a maska złota (11) ma oczy z klejnotów. Złoty człowiek z Calimy (12) znajduje się teraz w Muzeum Złota w Bogocie w Kolumbii. Natomiast w Muzeum Prekolumbijskich Metali Szlachetnych w La Paz w Boliwii znajduje się maska z Tiwanoku (Tiahuanaco) (13), położonego ok. 20 km na południe od Jeziora Titicaca i założonego ok. 200 r. p.n.e., a w VIII wieku n.e. będącego stolicą imperium. Złota statuetka aztecka (14) z dzisiejszego Meksyku pochodzi sprzed Hernanda Corteza przed 1519 rokiem n.e. Złotą maskę rycerza-jaguara, świadectwo kultury Misteków (15), najpewniej z X wieku n.e., znaleziono natomiast w Monte Alban (w „grobie nr 7”), które pamięta kulturę Zapoteków, przeżywającą szczyt swego rozkwitu w latach między 500 a 300 p.n.e. Skarby te odkrył 9.01.1932 meksykański archeolog Alfonso Caso.

13

105 105

2 roz

7-11-02 20:59

Page 106

2. Podstawy nauki o materiałach 2.5.2. Najistotniejsze zadania do osiągnięcia przez naukę o materiałach i inżynierię materiałową w najbliższych dziesięcioleciach GŁÓWNE ZADANIA NAUKI O MATERIAŁACH I INŻYNIERII MATERIAŁOWEJ

Nauka o materiałach i inżynieria materiałowa odgrywają kluczową rolę w ustaleniu i poprawie warunków ekonomicznych i jakości życia, zwłaszcza w sferach wytypowanych jako priorytetowe w rozwoju światowym na najbliższe dziesięciolecia (tabl. 2.26).

Tablica 2.26 Zadania nauki o materiałach i inżynierii materiałowej w priorytetowych sferach rozwoju światowego w najbliższych dziesięcioleciach (opracowano według założeń M. Rühlego, H. Doscha, E. Mitteimeijera i M.H. Van de Voorde) Priorytetowa dziedzina rozwoju

Cel strategiczny

Rola nauki o materiałach i inżynierii materiałowej

Poprawa warunków życia

ze względu na zagrożenie środowiska naturalnego wymagane jest pilnie bardziej efektywne wykorzystanie materiałów i źródeł energii

rola inżynierii materiałowej w tym zakresie sprowadza się do udziału w rozwoju nowych technologii generowania energii, bardziej energoefektywnych urządzeń oraz materiałów mniej toksycznych i lepiej przystosowanych do recyklingu

System ochrony zdrowia

ze względu na konieczność przezwyciężania i zapobiegania chorobom, ograniczenia zakresu i skutków inwalidztwa oraz troski o poprawę zdrowotności w całym świecie konieczne jest opracowanie całkowicie nowych generacji metod diagnostycznych i terapeutycznych oraz nowych urządzeń, aparatów i leków

rola inżynierii materiałowej w tym zakresie obejmuje opracowanie i wprowadzenie całkowicie nowych materiałów, w tym dla rozwoju sztucznych kości, implantów oraz sztucznych organów, bezpiecznych systemów podawania leków, systemów filtrowania wody oraz urządzeń terapeutycznych i diagnostycznych

Komunikacja i przesył informacji

ze względu na konieczność zwiększenia szybkości i niezawodności wzajemnych połączeń w świecie konieczne jest opracowanie nowych generacji urządzeń telekomunikacyjnych i informatycznych oraz komputerów w pełni zminiaturyzowanych wraz ze wszystkimi urządzeniami peryferyjnymi

rola inżynierii materiałowej w tej rewolucji informatycznej i komputerowej jest bardzo ważna, determinuje ten postęp i wymaga wprowadzenia nowych materiałów elektronicznych, optycznych i magnetycznych

Dobra konsumpcyjne

ze względu na oczekiwania przez klientów szybkiej dostawy dóbr konsumpcyjnych o bardzo wysokiej jakości i niezawodności oraz dużej trwałości przy możliwie najniższych, uzasadnionych i akceptowalnych cenach, dostarczanych niezależnie od miejsca wyprodukowania w świecie, a także wysokiej jakości i sprawności usług, konieczne są intensywne prace w celu osiągnięcia oczekiwanego stanu

rola inżynierii materiałowej w tym zakresie polega na opracowaniu i wdrożeniu materiałów, które umożliwią zwiększenie zarówno jakości i użyteczności produktów, jak i sposobów ich doręczania (np. opakowania) co wpłynie na przyspieszenie i ułatwienie produkcji oraz skrócenie czasu dostawy dóbr użytkowych o najlepszych własnościach

ze względu na konieczność poprawy warunków podróżowania zarówno w związku z przedsięwzięciami gospodarczymi, wypoczynkiem oraz eksploracją świata i kosmosu konieczne są zorganizowane działania związane ze zwiększeniem szybkości, bezpieczeństwa i komfortu środków transportu

rola inżynierii materiałowej w tym zakresie polega m.in. na opracowaniu i wdrożeniu lekkich karoserii i osprzętu samochodów, np. ze stopów aluminium i magnezu oraz materiałów kompozytowych, systemów hamulcowych dla szybkobieżnych pociągów, samolotów emitujących znacznie mniejszy hałas, pokryć izolacyjnych wahadłowych promów kosmicznych i wielu innych rozwiązań technicznych gwarantujących osiągnięcie założonych celów

Transport

106

2 roz

7-11-02 20:59

Page 107

2.5. Współczesne znaczenie i tendencje rozwojowe nauki o materiałach STRATEGICZNE PRZYSZŁOŚCIOWE ZADANIA INŻYNIERII MATERIAŁOWEJ

Istotne wyzwania stojące przed inżynierią materiałową wymagają przekonania sfer przemysłowych, menedżerskich i politycznych o potrzebie inwestowania w naukę o materiałach dla osiągania nowoczesnego postępu technologicznego. Ważne jest, aby czas pomiędzy dokonaniem odkryć naukowych i ich praktycznymi zastosowaniami był jak najkrótszy i aby w społeczeństwie panowało przeświadczenie o związkach między obecnie wykonywanymi badaniami podstawowymi a przyszłym dobrobytem. Brak ciągłego finansowania badań naukowych obecnie, uniemożliwi nowe odkrycia naukowe i wykształcenie wysokokwalifikowanych ekspertów niezbędnych do wdrożenia i wykorzystania tych osiągnięć, a w konsekwencji uniemożliwi wprowadzenie w przyszłości innowacyjnych produktów. Dla wprowadzenia nowych generacji materiałów i upowszechnienia produktów o oczekiwanych własnościach, które mogą być wytworzone z tych materiałów, niezbędne jest poznanie zachowania się materiałów jako tworzyw do wyprodukowania nowych produktów, od skali atomowej/nanostrukturalnej przez mikrostrukturę do skali makroskopowej przy użyciu rozwiniętych technik analitycznych (rys. 2.63)

Rysunek 2.63 Znaczenie rozwiniętych technik analitycznych w nauce o materiałach i inżynierii materiałowej (opracowano według H. Doscha i M.H. Van de Voorde)

107

2 roz

7-11-02 20:59

Page 108

2. Podstawy nauki o materiałach

Rysunek 2.64 Modelowanie i symulacja w nauce o materiałach i inżynierii materiałowej (opracowano według F. Aldingera i J.F. Baumarda)

i modelowania komputerowego (rys. 2.64). Ta strategia wymaga zastosowania zarówno do polepszenia konwencjonalnych materiałów produkowanych i stosowanych masowo, takich jak stal lub stopy metali nieżelaznych, jak i do nowoczesnych materiałów funkcjonalnych stosowanych w coraz to mniejszych „inteligentnych“ urządzeniach. Stosując podstawowe zasady fizyki i chemii dotyczące stanu i własności skondensowanej materii, teoria materiałów jest wykorzystywana do modelowania struktury i własności funkcjonalnych rzeczywistych materiałów oraz projektowania i przewidywania nowych materiałów i urządzeń o zwiększonej praktycznej przydatności. Nowoczesna teoria nauki o materiałach i modelowanie są stosowane do rozwoju nowych materiałów (rys. 2.65). Na rysunku 2.66 przedstawiono

Rysunek 2.65 Znaczenie teorii w rozwoju nowych materiałów w różnych gałęziach przemysłu (opracowano według M. Rühlego, H. Doscha, E.J. Mitteimeijera i M.H. Van de Voorde)

108

2 roz

7-11-02 20:59

Page 109

2.5. Współczesne znaczenie i tendencje rozwojowe nauki o materiałach natomiast różnorodność modeli stosowanych w komputerowej nauce o materiałach w zależności od skali, jak również możliwości wykorzystania modelowania materiałów inżynierskich, ich syntezy, struktury, własności i zjawisk. Weryfikacja eksperymentalna umożliwia sprawdzenie wyników symulacji komputerowej w różnych skalach i metodami sztucznej inteligencji dla zastosowania

Rysunek 2.66 Zakres i metody modelowania materiałów (opracowano według M. Rühlego, H. Doscha, E.J. Mitteimeijera i M.H. Van de Voorde)

109

2 roz

7-11-02 20:59

Page 110

2. Podstawy nauki o materiałach

nowych materiałów i procesów ich wytwarzania (rys. 2.67). Wprowadzenie nowych materiałów oraz polepszenie własności materiałów produkowanych dotychczas wymaga opracowywania i wdrażania nowych metod wytwarzania (syntezy) i przetwórstwa (rys. 2.68), odpowiedzialnych za wysoką jakość i niskie koszty produkcji. Główne zadania innowacyjne w tym zakresie dotyczą: zwiększenia kontroli nad złożonością, składem chemicznym, strukturą i funkcją materiałów, chemii roztworów wodnych w zastosowaniu do niskokosztownych i przyjaznych środowiskowo procesów syntezy, szybkiego kształtowania wykorzystywanego w chemii kombinacyjnej i poszukiwaniach nowych materiałów, dostosowywaniu materiałów do potrzeb we wszystkich skalach, od atomowej do makroskopowej, komputerowego modelowania złożonych zjawisk zachodzących w materiałach, dla polepszenia ich poznania i kontroli, cienkich pokryć i warstw, dla polepszenia ich własności i trwałości, chemii cieczy nadkrytycznych, dla przygotowania nowych materiałów i nanomateriałów, jak tlenki, azotki, metale z kontrolowanymi równocześnie kształtem i wielkością w skali zmiennej od mikrometrowej do nanometrowej. Podstawowe poszukiwania obejmują wzrost kryształów, osadzanie próżniowe, spiekanie, przemiany fazowe i reologię dla lepszego poznania ich oddziaływania i sposobu kontrolowania podczas wytwarzania (syntezy) i przetwórstwa materiałów.

Rysunek 2.67 Wzajemne oddziaływania między teorią nauki o materiałach, symulacją komputerową i działaniami eksperymentalnymi (opracowano według C.A.J. Fishera)

110

2 roz

7-11-02 20:59

Page 111

2.5. Współczesne znaczenie i tendencje rozwojowe nauki o materiałach

Rysunek 2.68 Schemat zależności syntezy (wytwarzania) i przetwórstwa we wdrażaniu nowych materiałów i procesów od czynników związanych z kwalifikacjami kadr, modelowaniem oraz dostosowywaniem struktury i własności materiałów (opracowano według M. Rühlego, H. Doscha, E.J. Mitteimeijera i M.H. Van de Voorde) W tablicy 2.27 podano główne kierunki działań podjętych lub kontynuowanych w zakresie nauki o materiałach i inżynierii materiałowej, których wyniki jak się ocenia będą miały największy wpływ na osiągnięcie celów związanych z rozwojem społeczeństw w najbliższych dziesięcioleciach.

111

2 roz

7-11-02 20:59

Page 112

2. Podstawy nauki o materiałach

Tablica 2.27 Główne kierunki działań w zakresie nauki o materiałach i inżynierii materiałowej dla osiągnięcia celów strategicznych rozwoju społeczeństw (opracowano na podstawie informacji M. Rühlego, H. Doscha, E. Mitteimeijera i M.H. Van de Voorde) Główne kierunki działań

Ocena obecnej sytuacji i zamierzenia przyszłościowe

Projektowanie materiałowe

przedmiotem nowoczesnej nauki o materiałach i inżynierii materiałowej jest dostosowywanie materiałów, począwszy od składu chemicznego, faz składowych i mikrostruktury, do zespołu własności wymaganych dla danego zastosowania. W niezbyt odległej przyszłości tradycyjne empiryczne metody wprowadzania nowych materiałów będą uzupełniane w coraz większym stopniu o przewidywanie teoretyczne. W niektórych przypadkach w skali przemysłowej jest już stosowana symulacja komputerowa, a przewidywany jest rozwój narzędzi komputerowych dla oceny własności materiałów w wirtualnym środowisku. Umożliwi to polepszenie tych własności, a ponadto ich przewidywanie nawet przed wyprodukowaniem materiałów, przy znaczącym zmniejszeniu nakładów i czasu niezbędnych dla ich badania i wdrożenia

Komputerowa nauka o materiałach

w ostatnim dziesięcioleciu dokonano znaczącego postępu w zakresie symulacji własności i przetwórstwa materiałów inżynierskich, natomiast już w najbliższej przyszłości modelowanie komputerowe stanie się nieodzownym narzędziem w nauce o materiałach i inżynierii materiałowej. Strategia komputerowa zapewnia chemiczny i fizyczny opis materiałów w szerokiej skali, zarówno długości jaki i czasu, a wieloskalowe modelowanie umożliwia wykorzystanie spójnej struktury symulacji w całym lub większości interesującego zakresu tych skal

Rozwinięte techniki analityczne

rozwój nowych materiałów inżynierskich w przyszłości oraz odkrywanie nowych zjawisk decydujących o ich własnościach wymagają rozwoju, wprowadzenia i upowszechnienia nowych i wydajniejszych technik badawczych umożliwiających badanie materiałów w skali atomowej, takich jak wysokorozdzielcza transmisyjna mikroskopia elektronowa, skaningowa mikroskopia sondująca, dyfrakcja rentgenowska i neutronowa i różne rodzaje spektroskopii, zintegrowanych z komputerami większej mocy, umożliwiających szybką wizualizację i porównanie z modelami komputerowymi, włączając w to także zatosowanie w procesach wytwarzania (syntezy) materiałów, gdzie mogą być stosowane do kontroli i manipulowania materiałów w skali atomowej i nanokrystalicznej, jak w mikroskopii sił atomowych

Wytwarzanie (synteza) i przetwórstwo

celem przyszłościowych technik wytwarzania i przetwórstwa jest konstruowanie materiałów inżynierskich ze złożonych układów atomów i cząsteczek, z taką samą dokładnością i kontrolą jaką obecnie stosuje się w odniesieniu do materiałów półprzewodnikowych, a do najbardziej obiecujących technik można zaliczyć m.in. chemiczne przetwarzanie z prostych jednostek prekursorów, szybkie prototypowanie komponentów ceramicznych i metalowych z użyciem techniki strumieniowej, spiekanie mikrofalowe, metody osadzania z faz gazowych (CVD, PVD) do kształtowania cienkich warstw, infiltracja kompozytów

Nanomateriały

zdolność kontroli, wytwarzania i projektowania materiałów w skali nanometrycznej (10–9m) jest jednym z głównych kierunków postępu w celu wykorzystania tych materiałów dla opracowywania nowych zastosowań, minimalizacji odpadów i zanieczyszczeń i optymalizacji własności we wszystkich podstawowych grupach materiałów inżynierskich, w tym m.in. w ultraprecyzyjnych systemach podawania leków, nanorobotach, w mikrowytwarzaniu, nanoelektronice, ultraselektywnych sitach molekularnych i nanokompozytach do zastosowania w samolotach i innych pojazdach o wysokich własnościach użytkowych

Materiały inteligentne (smart materials)

materiały inteligentne, w odróżnieniu od pozostałych (obojętnych) materiałów, są projektowane tak, aby reagowały na zewnętrzną stymulację i adaptując się do warunków środowiskowych polepszały swe własności, zwiększając trwałość, oszczędzając energię lub dostosowując warunki dla poprawy komfortu ludzi, a także samoistnie się powielając, naprawiając lub uszkadzając w miarę potrzeby, zmniejszając odpady i zwiększając efektywność; prace w tym zakresie mają szczególnie awangardowy charakter

dzięki lepszemu zrozumieniu mechanizmów wytwarzania minerałów i kompozytów przez organizmy żywe, szybko rozwijającym się zakresem inżynierii materiałowej stają się materiały biomimetyczne, które kopiują lub naśladują procesy i materiały biologiczne, zarówno organiczne jak i nieorganiczne (np. syntetyczna nić Materiały pajęcza, chipy DNA, wzrost kryształów wewnątrz klatek wirusów) i są wytwarzane coraz bardziej precyzyjnie biomimetyczne (bionaśladowcze) i efektywnie, w wyniku czego poprawia się ich użyteczność, a odsłaniają się nowe możliwości ich wykorzystania (np. autonaprawianie, ultratwarde i ultralekkie kompozyty do samolotów), co wymaga nowej strategii chemicznej, łączącej samoorganizację ze zdolnością do formowania hierarchicznie zbudowanych materiałów

112

3 roz

6-11-02 22:44

Page 1

Struktura i umocnienie metali i stopów

3 roz

6-11-02 22:44

Page 114

3.1. Krystaliczna struktura metali 3.1.1. Podstawowe elementy krystalografii ELEMENTY SIECI PRZESTRZENNEJ KRYSZTAŁU

W kryształach atomy są ułożone w odstępach okresowo powtarzających się w co najmniej trzech nierównoległych kierunkach (rys. 3.1). Każda prosta łącząca środki dowolnych dwóch atomów w krysztale jest nazywana prostą sieciową. Najbliższa odległość atomów na prostej sieciowej w sieci prymitywnej nosi nazwę podstawowego periodu identyczności lub parametru sieci. Przesunięcie, tzw. translacja prostej sieciowej, o period identyczności w kierunku różnym od kierunku prostej powoduje znalezienie płaszczyzny sieciowej. Płaszczyzna sieciowa poddana translacjom w kierunku do niej nierównoległym tworzy sieć przestrzenną. Elementami sieci przestrzennej są zatem: płaszczyzny sieciowe, proste sieciowe, będące śladami przecięcia płaszczyzn sieciowych, węzły sieci, stanowiące punkty przecięcia prostych sieciowych; węzły sieci prymitywnej odpowiadają położeniu środków atomów kryształu (rys. 3.1).

Rysunek 3.1 Schemat sieci przestrzennej kryształu; a, b i c – podstawowe periody identyczności

c a b

ELEMENTARNA KOMÓRKA SIECIOWA

z

Rysunek 3.2 Komórka elementarna sieci przestrzennej kryształu

c α

β

a x

114

γ

b

y

Trzy rodziny równoległych płaszczyzn sieciowych dzielą sieć przestrzenną na identyczne równoległościany o parametrach a, b i c, stanowiących podstawowe periody identyczności (parametry) sieci (rys. 3.1). Równoległościany te są nazywane elementarnymi komórkami sieciowymi i w pełni charakteryzują dany kryształ o sieci prymitywnej. Komórka sieciowa może być opisana przez jej podstawowe periody identyczności (parametry sieci) a, b i c oraz kąty między nimi zawarte α, β, γ (rys. 3.2).

3 roz

6-11-02 22:44

Page 115

3.1. Krystaliczna struktura metali

SYMETRIA KRYSZTAŁU

Kryształ charakteryzuje się symetrycznym ułożeniem elementów sieci przestrzennej. Proste elementy symetrii jakie mogą występować w kryształach to środek, osie i płaszczyzny symetrii. Rozróżnia się przy tym osie symetrii dwu-, trój-, czterolub sześciokrotne, w zależności od tego, o jaki kąt (180, 120, 90 lub 60°) należy obrócić kryształ wokół osi, aby otrzymać identyczne ułożenie składowych sieci przestrzennej i ile razy to nastąpi przy obrocie o kąt pełny. Sprzężonymi elementami symetrii są osie inwersyjne złożone z obrotu i inwersji (czyli przekształcenia względem środka symetrii). Istnieją 32 kombinacje elementów symetrii przechodzących przez jeden punkt nazywane grupami punktowymi lub klasami symetrii. UKŁADY KRYSTALOGRAFICZNE

Rodzaj elementów symetrii w elementarnej komórce sieciowej decyduje o podziale kryształów na 7 układów krystalograficznych (tabl. 3.1).

Tablica 3.1 Układy krystalograficzne i typy sieci przestrzennych Układ krystalograficzny

Parametry elementarnej komórki sieciowej

Typ sieci przestrzennej

Symbol sieci przestrzennej

Trójskośny

a≠b≠c α ≠ β ≠ γ ≠ 90°

prymitywna

P

Jednoskośny

a≠b≠c α = β = 90° ≠ γ

prymitywna centrowana na podstawach

P C

Rombowy

a≠b≠c α = β = γ = 90°

prymitywna przestrzennie centrowana ściennie centrowana centrowana na podstawach

P I F C

Romboedryczny (trygonalny)

a=b=c α = β = γ ≠ 90°

prymitywna

P

Heksagonalny

a=b≠c α = β = 90° γ = 120°

prymitywna

P

Tetragonalny

a=b≠c α = β = γ = 90°

prymitywna przestrzennie centrowana

P I

a=b=c α = β = γ = 90°

prymitywna przestrzennie centrowana ściennie centrowana

P I F

Regularny

TYPY SIECI PRZESTRZENNEJ

W zależności od tego, czy elementarne komórki sieciowe mają atomy wyłącznie na narożach (komórki prymitywne), czy także wewnątrz lub na ścianach bocznych (komórki złożone), w ramach układów krystalograficznych występuje łącznie 14 typów sieci przestrzennej Bravais’go (tabl. 3.2).

115

3 roz

6-11-02 22:44

Page 116

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

Tablica 3.2 Schematy rodzajów sieci przestrzennych (według A. Bravais’go)

c β

c

α

c

β

a γ

β b

b

b a

a Jednoskośne Trójskośna prymitywna

prymitywna

c

centrowana na podstawach

c

c c b

b a

a

b

b a

a Rombowe

prymitywna

centrowana na podstawach

a aα

przestrzennie centrowana

ściennie centrowana

a c

c

a

a

a

c a

a

a Tetragonalne

Heksagonalna

Romboedryczna

prymitywna

przestrzennie centrowana

a a

a a a

a

a

a

a

Regularne prymitywna

116

przestrzennie centrowana

ściennie centrowana

6-11-02 22:44

Page 117

3.1. Krystaliczna struktura metali

W celu dokładnego scharakteryzowania sieci krystalicznej konieczne jest podanie układu krystalograficznego i typu sieci przestrzennej oraz periodów identyczności i kątów między nimi zawartych. GĘSTOŚĆ WYPEŁNIENIA SIECI PRZESTRZENNEJ

Gęstość wypełnienia sieci rdzeniami atomowymi charakteryzuje liczba koordynacyjna lk, równa liczbie najbliższych i równo oddalonych rdzeni atomowych od dowolnego wybranego rdzenia atomowego w sieci krystalicznej. Stopień wypełnienia przestrzeni sieci krystalicznej jest określony przez stosunek objętości przestrzeni zajętej przez atomy do całkowitej objętości komórki sieciowej. Sieć krystaliczną można scharakteryzować także przez podanie liczby rdzeni atomowych przypadających na jedną elementarną komórkę sieciową. WSKAŹNIKI ELEMENTÓW SIECI PRZESTRZENNYCH

W wielu zagadnieniach metaloznawczych istnieje konieczność jednoznacznego określenia węzłów, kierunków i płaszczyzn w sieci krystalograficznej. Dla każdego elementu sieci dokonuje się tego przez podanie trzech liczb: wskaźników węzła, wskaźników kierunku, wskaźników płaszczyzny. WSKAŹNIKOWANIE WĘZŁÓW SIECIOWYCH

Współrzędne węzła sieciowego (rys. 3.3) określają liczby periodów identyczności a, b i c (rys. 3.2), o które jest oddalony węzeł od początku układu współrzędnych odpowiednio wzdłuż jego osi x, y oraz z. Osie x, y i z układu

Rysunek 3.3 Współrzędne węzłów i kierunków sieciowych

[001]

3 roz

– 012 – 112

z

112

102

– 011 – 111

1] [11

122

011

001

021 121

111

101

022

012

002

[010] – 010

– [110]

– 110

0] [10 x

010

000 100

110

020 y 120

[120]

117

3 roz

6-11-02 22:44

Page 118

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

współrzędnych są równoległe do krawędzi elementarnej komórki sieciowej. Na każdej osi układu odcięte są odcinki jednostkowe (którymi są periody identyczności a, b i c), odpowiednio wzdłuż krawędzi komórki równoległej do danej osi. Pozycje atomów centrujących podstawy, ściany lub przestrzeń komórki złożonej opisuje się współrzędnymi ułamkowymi. WSKAŹNIKOWANIE KIERUNKÓW KRYSTALOGRAFICZNYCH

Kierunki sieciowe oznacza się wskaźnikami kierunków. Kierunek krystalograficzny (rys. 3.3) opisują współrzędne węzła najbliższego od początku układu, przez który przechodzi prosta równoległa do analizowanego kierunku, przesunięta do początku układu. Wskaźniki kierunku krystalograficznego podaje się w nawiasach kwadratowych [uvw], np. [111]. Jeżeli któraś ze współrzędnych węzła, przez który przechodzi prosta równoległa do analizowanego kierunku ma wartość ujemną, to wskaźnik przyjmuje znak minus zapisywany nad wskaźnikiem, np. [111]. Zespół kierunków krystalograficznych oznaczonych tymi samymi bezwzględnymi wartościami wskaźników należy do rodziny kierunków oznaczanych jako 〈uvw〉. Przykładowo, rodzina kierunków 〈111〉 obejmuje kierunki [111], [111], [111], [111], [111], [111], [111] i [111]. WSKAŹNIKOWANIE PŁASZCZYZN KRYSTALOGRAFICZNYCH

Rysunek 3.4 Wskaźnikowanie płaszczyzny sieciowej

z

x

y

z

2

3

4

1 —

1 —

1 —

6 — 12

4 — 12

3 — 12

(6

4

3)

2

a

c

b

3

y x

118

4

W celu oznaczenia płaszczyzny sieciowej należy określić liczby periodów identyczności, odciętych przez daną płaszczyznę na poszczególnych osiach układu współrzędnych x, y, z (rys. 3.4), wyznaczyć ich odwrotność i następnie otrzymane ułamki sprowadzić do wspólnego mianownika. Liczniki ułamków o wspólnym mianowniku oznaczone odpowiednio h, k, l stanowią wskaźniki sieciowe płaszczyzny. Wskaźniki Millera płaszczyzny podaje się w nawiasach okrągłych (hkl), np. (110) (rys. 3.5), a wskaźniki rodziny płaszczyzn w klamrach, np. {111}. Płaszczyzna równoległa do jednej z osi układu współrzędnych przecina ją w nieskończoności. Ponieważ period identyczności sieci w kierunku tej osi, np. a, podzielony przez a odciętą na tej osi = 0, wskaźnik h jest równy zeru. Gdy płaszczyzna przecina daną oś przy wartościach ujemnych, to wskaźnik przyjmuje znak minus zapisywany nad wskaźnikiem, podobnie jak w przypadku kierunków krystalograficznych, np. (hkl).

3 roz

6-11-02 22:44

Page 119

3.1. Krystaliczna struktura metali

Rysunek 3.5 Przykłady wskaźnikowania płaszczyzn sieciowych w układzie regularnym

– (111)

(111)

–– (111)

(010) (001)

– (110)

(012)

WSKAŹNIKOWANIE PŁASZCZYZN W SIECIACH UKŁADU HEKSAGONALNEGO

Rysunek 3.6 Wskaźniki płaszczyzn sieciowych w układzie heksagonalnym

z

(0001)

– (1120) – (1100) – (1010) u

–y

y x

–u

W celu oznaczenia płaszczyzn w sieciach układu heksagonalnego stosuje się wskaźniki Millera–Bravais’go. W układzie tym przyjmuje się układ współrzędnych o trzech osiach x, y, u, usytuowanych względem siebie pod kątem 120° w płaszczyźnie podstawy sześciokąta foremnego, i czwartej z – do nich prostopadłej (rys. 3.6). Odcinki odcięte przez płaszczyznę na poszczególnych osiach układu x, y, z przekształca się na wskaźniki sieciowe (hkil), w taki sam sposób jak w przypadku płaszczyzn oznaczonych w układzie regularnym. Ponieważ i = –(h+k), a więc trzeci wskaźnik jest równy sumie dwóch pierwszych z przeciwnym znakiem, wskaźnik i często jest pomijany lub zastępowany kropką. Zapis uproszczony przyjmuje wtedy postać (hk.l). Wskaźnikowanie płaszczyzn w pozostałych układach (sieciach przestrzennych) jest analogiczne jak w układzie regularnym. Niekiedy sieć romboedryczna jest opisywana w układzie współrzędnych heksagonalnym.

119

3 roz

6-11-02 22:44

Page 120

3. Struktura i umocnienie metali i stopów 3.1.2. Struktury sieciowe metali KLASYFIKACJA STRUKTURY CIAŁ KRYSTALICZNYCH

Dokonano klasyfikacji struktury sieciowej ciał krystalicznych, przyjmując oznaczenia składające się z litery i odpowiedniej liczby. Poszczególne grupy ciał krystalicznych i odpowiadające im oznaczenia literowe podano w tablicy 3.3.

Tablica 3.3 Klasyfikacja ciał krystalicznych na podstawie składu chemicznego i proporcji stechiometrycznych

Grupy ciał krystalicznych

Symbol grupy

Pierwiastki

A

Związki chemiczne i fazy o wzorze AB

B

Związki chemiczne i fazy o wzorze AB 2

C

Związki chemiczne i fazy o wzorze A mB n

D

Związki chemiczne z więcej niż dwoma rodzajami atomów (bez kompleksów)

E

Związki chemiczne z kompleksami BX i BX 2

F

Związki chemiczne z kompleksami BX 3

G

Związki chemiczne z kompleksami BX 4

H

Związki chemiczne z kompleksami BX 6

I

Związki chemiczne z kompleksami złożonymi

K

Stopy

L

Związki organiczne

O

Krzemiany

S

UKŁADY I SIECI KRYSTALOGRAFICZNE METALI

Metale krystalizują wyłącznie w pięciu układach krystalograficznych: regularnym, heksagonalnym, tetragonalnym, rombowym i romboedrycznym. Większość metali krystalizuje w układach krystalograficznych charakteryzujących się wysoką symetrią i dużą gęstością zapełnienia sieci przestrzennej atomami, w szczególności w sieciach: A1 – ściennie (płasko) centrowanej układu regularnego (RSC), A2 – przestrzennie centrowanej układu regularnego (RPC), A3 – heksagonalnej o gęstym ułożeniu atomów (HGU), niekiedy zwanej heksagonalną zwartą (HZ). Własności metali, w tym głównie podatność na odkształcenie plastyczne, w dużej mierze zależą od typu sieci przestrzennej. SIEĆ REGULARNA ŚCIENNIE CENTROWANA

Elementarną komórkę sieci regularnej ściennie centrowanej A1 w kształcie sześcianu tworzy 14 rdzeni atomowych. Spośród nich 8 rdzeni atomowych jest usytuowanych w narożach, natomiast 6 – w środku geometrycznym ścian bocznych sześcianu (rys. 3.7). Sieć ta należy do najgęściej wypełnionych rdzeniami

120

3 roz

6-11-02 22:44

Page 121

3.1. Krystaliczna struktura metali

Rysunek 3.7 Schemat elementarnej komórki sieci regularnej płasko centrowanej A1 (rys. według R.W. Cahna) a) rozłożenie atomów, b) płaszczyzny {111} i kierunki 〈110〉 o gęstym ułożeniu atomów, c) luki oktaedryczne, d) luki tetraedryczne a)

b)

c)

d)

– atomy

– luki

atomowymi. Liczba koordynacyjna dla atomów sieci A1 wynosi 12, a liczba rdzeni atomowych przypadających na jedną komórkę sieciową – 4 (tabl. 3.4). Najgęstsze ułożenie rdzeni atomowych w tej sieci występuje w 4 płaszczyznach rodziny {111} (rys. 3.7b) oraz w 3 kierunkach rodziny 〈110〉, leżących w tych płaszczyznach. Płaszczyzny rodziny {111} są ułożone zgodnie z sekwencją ABCABC..., gdzie odpowiednio jako A, B i C są oznaczone płaszczyzny tej rodziny o odpowiednim rozkładzie atomów (porównaj rys. 3.7b i 3.9b). W sieci A1 między węzłami tworzą się dwa rodzaje przestrzeni międzywęzłowych – tzw. luk. W kryształach czystego pierwiastka nie są one obsadzone żadnymi atomami. W stopach metali lub zanieczyszczonych metalach w lukach tych mogą występować atomy innych pierwiastków o odpowiednio małej średnicy, np. atomy węgla w sieci żelaza γ. Luki większe w sieci A1 tworzą się między przecinającymi się wszystkimi płaszczyznami z rodziny {111} i mają kształt oktaedru foremnego (rys. 3.7c); znajdują się w połowie każdej krawędzi i w środku geometrycznym komórki. Luki mniejsze o kształcie tetraedru powstają między 4 rdzeniami atomowymi i jest ich 8 wewnątrz każdej komórki (rys. 3.7d).

SIEĆ REGULARNA PRZESTRZENNIE CENTROWANA

W elementarnej komórce sieci regularnej przestrzennie centrowanej A2 znajduje się 9 rdzeni atomowych, w tym 8 na narożach sześcianu, jeden zaś w jego środku geometrycznym (rys. 3.8a). Liczba koordynacyjna tej sieci wynosi lk = 8 (tabl. 3.4).

Tablica 3.4 Charakterystyka zapełnienia podstawowych sieci krystalograficznych

Liczba koordynacyjna lk

Liczba rdzeni atomowych na 1 elementarną komórkę sieci

6

1

12

4

8

2

Heksagonalna zwarta A3, c/a = 1,633

12

2

Heksagonalna prymitywna, c/a = 1,633

6

1

Typ sieci przestrzennej

Prymitywna układu regularnego Ściennie centrowana układu regularnego A1 Przestrzennie centrowana układu regularnego A2

121

3 roz

6-11-02 22:44

Page 122

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

Rysunek 3.8 Schemat elementarnej komórki sieci regularnej przestrzennie centrowanej A2 (według R.W. Cahna) a) rozłożenie atomów, b) płaszczyzny {110} i kierunki 〈111〉 o gęstym ułożeniu atomów, c) luki oktaedryczne, a) b) d) luki tetraedryczne

a c)

d)

– atomy

– luki

Sieć A2 charakteryzuje się więc mniejszą gęstością wypełnienia rdzeniami atomowymi; płaszczyzny są w niej rzadziej wypełnione rdzeniami atomowymi niż płaszczyzny {111} w sieci A1. Najgęstsze ułożenie rdzeni atomowych w sieci A2 mają płaszczyzny {110}, których jest 12, a w nich kierunki 〈111〉, po dwa w każdej płaszczyźnie (rys. 3.8b). W sieci A2 występują luki oktaedryczne, zajmujące środek płaszczyzn zewnętrznych sześcianów oraz w połowie długości każdej z krawędzi (rys. 3.8c), i luki tetraedryczne po 4 na każdej ścianie sześcianu (rys. 3.8d). SIEĆ HEKSAGONALNA O GĘSTYM UŁOŻENIU ATOMÓW

W sieci heksagonalnej A3 – o gęstym ułożeniu rdzeni atomowych – 3 elementarne komórki sieciowe są złożone z 17 rdzeni atomowych (rys. 3.9a), z których 12 znajduje się w narożach prostopadłościanu o podstawie sześciokąta foremnego, 2 – w środku geometrycznym podstaw, a 3 pozostałe są usytuowane symetrycznie we wnętrzu elementarnej komórki sieciowej. W sieci tej występują gęsto obsadzone atomami płaszczyzny (0001), podobnie jak płaszczyzny {111} w sieci A1 oraz 3 kierunki o gęstym ułożeniu atomów 〈1120〉.

122

6-11-02 22:44

Page 123

3.1. Krystaliczna struktura metali

Rysunek 3.9 Schemat elementarnej komórki sieci heksagonalnej zwartej A3 (według R.W. Cahna) a) rozłożenie atomów, b) schemat sekwencji ułożenia płaszczyzn (0001) w sieci A3 (A i B) oraz {111} w sieci A1 (A, B i C) o najgęstszym ułożeniu atomów, c) luki oktaedryczne, d) luki tetraedryczne a) b)

c

3 roz

a

c)

d)

– atomy

A

A

B

B C

– luki

Sieć A3 jest utworzona z naprzemianległych płaszczyzn typu A i B (rys. 3.9b) o sekwencji ABAB... W sieci A1 występuje natomiast dodatkowo płaszczyzna typu C przy sekwencji ułożenia płaszczyzn ABCABC... W przypadku idealnych sieci A3 stosunek wysokości elementarnej komórki sieciowej c do odległości rdzeni atomowych w płaszczyźnie podstawy a jest równy c/a = 1,633 (tabl. 3.4), chociaż zwykle różni się od tej wartości. W sieci A3 luki oktaedryczne i tetraedryczne (rys. 3.9c,d) są takie same jak w sieci A1. POLIMORFIZM METALI

Wiele metali pod wpływem zmian temperatury i ciśnienia wykazuje skłonność do przebudowy sieci krystalicznej. Cecha ta jest nazywana polimorfizmem lub alotropią, a odmiany różniące się budową krystaliczną noszą nazwę alotropowych. Odmiany alotropowe poszczególnych metali, oznaczane zwykle greckimi literami – α, β, γ ..., bardzo często różnią się między sobą własnościami fizycznymi, chemicznymi, strukturą i własnościami wytrzymałościowymi.

123

3 roz

6-11-02 22:44

Page 124

3. Struktura i umocnienie metali i stopów 2

1

4

3

5

124 124

3 roz

6-11-02 22:44

Page 125

3.1. Krystaliczna struktura metali 10

6

7

11

8

9 13

14

15

12

Opracowano liczne metody badania struktury i własności materiałów. Urządzenia badawcze wykonane są przy użyciu najnowocześniejszych materiałów, a równocześnie wykorzystywane są w nich nowoczesne elektroniczne urządzenia sterujące, najczęściej ze wspomaganiem komputerowym. Wśród technik badawczych wymienić można rentgenografię strukturalną (1) (10), transmisyjną mikroskopię elektronową (2), mikroskopię skaningową (3) (4), mikroskopię świetlną (9) (13)÷(15), wraz z rozwiniętymi technikami przygotowania preparatów (6)÷(8), urządzenia do symulacji procesów technologicznych (5), a także maszyny wytrzymałościowe do badania własności mechanicznych (11) (12).

125 125

6-11-02 22:44

Page 126

3.2. Rzeczywista struktura metali 3.2.1. Wady budowy krystalicznej i ich wpływ na własności metali KLASYFIKACJA WAD BUDOWY KRYSTALICZNEJ

W poprzednich rozdziałach opisano idealną budowę kryształów o nieograniczonych wymiarach. W rzeczywistości metale i kryształy innych pierwiastków wykazują skończone wymiary i liczne wady budowy krystalicznej. Najogólniej wady te ze względu na ich cechy geometryczne można podzielić na: punktowe, liniowe, powierzchniowe. WPŁYW WAD BUDOWY KRYSTALICZNEJ NA WŁASNOŚCI METALI

126

zakres wytrzymałości metali i stopów technicznych

Wady budowy krystalicznej w istotny sposób wpływają na własności wytrzymałościowe i plastyczne metali (rys. 3.10). Obliczenia teoretyczne wykazują, że najlepszymi własnościami wytrzymałościowymi powinny cechować się metale o idealnej budowie krystalicznej, a ich wytrzymałość powinna przewyższać około wytrzymałość teoretyczna 1000–krotnie wytrzymałość metali techniczkryształy włoskowate nych. Potwierdza to fakt, że bardzo duże własności uzyskują kryształy włoskowate, tak zakres gęstości wad budowy krystalicznej zwane wiskery, tj. monokryształy o jednej w metalach i stopach tylko dyslokacji śrubowej. Dążenie do technicznych ograniczenia wad budowy krystalicznej jest jednak technicznie bardzo trudne. Natomiast praktyczna metoda umacniania metali polega na znacznym zwiększeniu gęstości wad budowy krystalicznej, co można osiągnąć przez stosowanie stopów metali o strukturze polikrystalicznej, w wyniku rozdrobnienia ziarn, wydzielenia faz o dużej dyspersji, a także przez zgniot wskutek odkształcenia plastycznego na zimno. OsiągGĘSTOŚĆ WAD BUDOWY KRYSTALICZNEJ nięciu tego celu sprzyjają więc procesy techRysunek 3.10 nologiczne odlewania, obróbki plastycznej i obróbki cieplnej, omówione w kolejnych Schemat zależności własności wytrzymałościowych metali od gęstości wad budowy krystalicznej częściach podręcznika. WYTRZYMAŁOŚĆ

3 roz

3 roz

6-11-02 22:44

Page 127

3.2. Rzeczywista struktura metali 3.2.2. Wady punktowe budowy krystalicznej WAKANSE I ATOMY MIĘDZYWĘZŁOWE

Do wad punktowych, cechujących się niewielkimi wymiarami we wszystkich kierunkach, należą wakanse, tj. wolne węzły w sieci krystalicznej, oraz atomy międzywęzłowe, które zajęły pozycje w lukach, opuszczając węzły sieci na skutek drgań cieplnych. Obecność zarówno wakansów, jak i atomów międzywęzłowych, powoduje wokół nich lokalne odkształcenie sieci przestrzennej kryształu, zwane odpowiednio kontrakcją lub ekspansją (rys. 3.11).

Rysunek 3.11 Wady punktowe budowy krystalicznej i lokalne odkształcenie sieci przestrzennej kryształu wokół nich a) wakans i kontrakcja sieci b) atom międzywęzłowy i ekspansja sieci

a)

b)

MECHANIZMY TWORZENIA WAD PUNKTOWYCH

Liczba wad punktowych budowy krystalicznej jest funkcją temperatury. Podwyższeniu temperatury towarzyszy wzrost amplitudy drgań cieplnych, co ułatwia opuszczenie przez rdzenie atomowe pozycji w węźle sieci krystalicznej. Ponieważ nasilenie tych zjawisk następuje wraz ze wzrostem temperatury, dlatego są nazywane procesami aktywowanymi cieplnie. Wyróżnia się dwa mechanizmy: defekt Schottky’ego, defekt Frenkla. DEFEKT SCHOTTKY’EGO

Pierwszy mechanizm, zwany defektem Schottky’ego, polega na przemieszczaniu się atomu w miejsce sąsiadującego wakansu, w wyniku czego powstaje wakans w innym miejscu sieci (rys. 3.12a). a)

b)

Rysunek 3.12 Mechanizmy tworzenia się wad punktowych budowy krystalicznej a) Schottky’ego, b) Frenkla

127

6-11-02 22:44

Page 128

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

DEFEKT FRENKLA

Drugi mechanizm, związany z jednoczesnym utworzeniem wakansu i atomu międzywęzłowego, jest nazywany defektem Frenkla i polega na przemieszczaniu się rdzenia atomowego z pozycji węzłowej do przestrzeni międzywęzłowej (rys. 3.12b). SAMODYFUZJA

Wakanse, utworzone m.in. w wyniku omówionych procesów, mogą się przemieszczać w sieci krystalicznej metalu. W istocie ruch wakansów jest związany z ruchem atomów, opuszczających pozycje węzłowe. Zjawisko przemieszczania się atomów we własnej sieci krystalicznej jest nazywane samodyfuzją.

3.2.3. Dyslokacje i ich własności GŁÓWNE RODZAJE DYSLOKACJI

Liniowymi wadami budowy krystalicznej są dyslokacje. Do głównych rodzajów dyslokacji należą: dyslokacje krawędziowe, dyslokacje śrubowe, dyslokacje mieszane. DYSLOKACJA KRAWĘDZIOWA

Dyslokacja krawędziowa stanowi krawędź ekstrapłaszczyzny, tj. półpłaszczyzny sieciowej umieszczonej między nieco rozsuniętymi płaszczyznami sieciowymi kryształu o budowie prawidłowej (rys. 3.13). W zależności od położenia dodatkowej półpłaszczyzny dyslokacje mogą być dodatnie, oznaczane ⊥, lub ujemne – o oznaczeniu (rys. 3.14). Wokół dyslokacji krawędziowej występuje jednocześnie postaciowe i objętościowe odkształcenie kryształu (tabl. 3.5). ⊥

3 roz

Rysunek 3.13 Perspektywiczny obraz rozmieszczenia atomów wokół dyslokacji krawędziowej w krysztale o sieci regularnej prymitywnej (według R. Smoluchowskiego)

128

6-11-02 22:44

Page 129

3.2. Rzeczywista struktura metali

Rysunek 3.14 Przekrój poprzeczny kryształu a) zawierającego dyslokację krawędziową dodatnią ⊥ i ujemną b) idealnego; A, B – odpowiednio początek i koniec konturu Burgersa, b – wektor Burgersa a) 3

B

b

Tablica 3.5 Schematyczne przedstawienie pola naprężeń i przemieszczeń wokół dyslokacji krawędziowej (według J.P. Hirtha i J. Lothe’a oraz P. Wilkesa)

,

b) A

1

2

1

B

A 2

⊥

3 roz

1

2

3

3 A

b

σyy τxy

B

σxx

Naprężenia

powyżej tej linii ściskanie

Przemieszczenia

ten bok ulega ścięciu

boki ścinają się w taki sposób

dolna połowa – rozciąganie

129

3 roz

6-11-02 22:44

Page 130

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

KONTUR I WEKTOR BURGERSA

Wielkość dyslokacji i wywołane nią odkształcenie charakteryzuje wektor Burgersa b . Wektor ten wyznacza się tworząc tzw. kontur Burgersa (rys. 3.14). Wykreślony w krysztale idealnym kontur Burgersa zamyka się tworząc równoległobok (np. A123B na rys. 3.14b). Gdy w krysztale występuje dyslokacja, czworobok konturu Burgersa wykreślonego wokół linii dyslokacji nie zamyka się (rys. 3.14a). Niezależnie od sposobu poprowadzenia konturu Burgersa jego niezamknięta część będzie taka sama i równa wektorowi Burgersa b (rys. 3.14). Dyslokacja krawędziowa ma wektor Burgersa b prostopadły do swej linii. POŚLIZG DYSLOKACJI

b

A' płaszczyzna poślizgu

τ

A

B'B

τ

Rysunek 3.15 Schemat ruchu dyslokacji krawędziowej w płaszczyźnie poślizgu (według R.E. Reeda–Hilla)

Dyslokacje krawędziowe leżące w płaszczyznach najgęściej obsadzonych atomami będących płaszczyznami poślizgu, przemieszczają się pod działaniem naprężenia stycznego τ (porównaj rozdz. 4.3.1). Jak pokazano na rys. 3.15, krawędź ekstrapłaszczyzny A przemieszcza się do położenia A’, powodując przesunięcie sąsiedniej płaszczyzny sieciowej i w następstwie jej przerwanie oraz połączenie dolnej jej części z ekstrapłaszczyzną. Górna część płaszczyzny sieciowej, położona nad płaszczyzną poślizgu, staje się ekstrapłaszczyzną w wyniku przemieszczenia atomów

τ a)

τ

b

płaszczyzna poślizgu

Rysunek 3.16 Schemat tworzenia się uskoków dyslokacyjnych na powierzchni kryształu w wyniku poślizgu a) jednej i b) dwóch różnoimiennych dyslokacji krawędziowych w jednej płaszczyźnie poślizgu (według R.E. Reeda–Hilla)

130

τ b) b

τ

b

3 roz

6-11-02 22:44

Page 131

3.2. Rzeczywista struktura metali

z położenia B do B’. W wyniku tego dyslokacja krawędziowa przemieszcza się z położenia A do B’, tj. o wartość wektora Burgersa b . Przemieszczanie dyslokacji w płaszczyźnie poślizgu pod działaniem naprężeń stycznych przebiega w opisany sposób aż do powierzchni kryształu, na której tworzy się uskok o wielkości b (rys. 3.16). Jednoczesne przemieszczanie się w jednej płaszczyźnie poślizgu dyslokacji dodatniej i ujemnej powoduje utworzenie uskoków na obu przeciwległych powierzchniach kryształu (rys. 3.16b). WSPINANIE DYSLOKACJI

Dyslokacje krawędziowe przemieszczają się również przez wspinanie (rys. 3.17), które można podzielić na: wspinanie dodatnie, zwane zwykle wspinaniem, wspinanie ujemne, zwane zwykle zstępowaniem.

Rysunek 3.17 Schemat wspinania się dyslokacji krawędziowej a) dodatniego w wyniku dyfuzji wakansów do dyslokacji, b) ujemnego w wyniku dyfuzji atomów do dyslokacji (według R.E. Reeda–Hilla)

b)

a)

kierunek wspinania się dyslokacji

kierunek wspinania się dyslokacji

Mechanizm wspinania dodatniego polega na odłączaniu się atomów od krawędzi ekstrapłaszczyzny i przemieszczaniu się ich drogą dyfuzji do wakansów. Proces odwrotny, zwany wspinaniem ujemnym lub zstępowaniem, polega na przyłączaniu się dyfundujących atomów do krawędzi ekstrapłaszczyzny. Procesy te są związane z dyfuzyjnym transportem masy i dlatego wspinanie dyslokacji wymaga aktywacji cieplnej, czyli podwyższenia temperatury.

131

3 roz

6-11-02 22:44

Page 132

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

DYSLOKACJA ŚRUBOWA

linia dyslokacji śrubowej

kontur Burgersa

τ A b B

τ

Dyslokacja śrubowa to defekt liniowy struktury krystalicznej spowodowany przemieszczeniem części kryształu wokół osi, zwanej linią dyslokacji śrubowej (rys. 3.18). Wektor Burgersa b dyslokacji śrubowej jest równoległy do jej linii (rys. 3.18). Wokół dyslokacji śrubowej występuje jedynie postaciowe odkształcenie sieci krystalicznej. Dyslokacje śrubowe mogą być prawoskrętne lub lewoskrętne, co oznacza się odpoi . wiednio Poślizg związany z ruchem dyslokacji śrubowej polega na przemieszczaniu się linii dyslokacji śrubowej w głąb kryształu, prostopadle do działania naprężenia stycznego τ (rys. 3.19).

Rysunek 3.18 Schemat dyslokacji śrubowej w krysztale o sieci regularnej prymitywnej płaszczyzna poślizgu

τ A

Rysunek 3.19 Schemat ruchu dyslokacji śrubowej w krysztale

B

b

τ

b

DYSLOKACJE MIESZANE

Dyslokacje o dowolnej orientacji wektora Burgersa b względem linii dyslokacji (rys. 3.20) noszą nazwę mieszanych. Można je traktować jako nałożone na siebie dyslokacje krawędziowe i śrubowe. Dyslokacje tworzą w obrębie kryształu zamknięte pętle, które nie mogą być przerwane, chyba że wyjdą na powierzchnię. Krzywoliniowe odcinki pętli są dyslokacjami mieszanymi, natomiast odcinki pętli, do których wektor Burgersa jest prostopadły lub równoległy, są odpowiednio dyslokacjami krawędziowymi lub śrubowymi (rys. 3.20).

132

3 roz

6-11-02 22:44

Page 133

3.2. Rzeczywista struktura metali

Rysunek 3.20 Schemat pętli dyslokacji w płaszczyźnie poślizgu (według J. Adamczyka), b – składowa krawędziowa wektora Burgersa, bs – składowa śrubowa wektora Burgersa dyslokacja mieszana

dyslokacja śrubowa prawoskrętna

τ b⊥= b⋅sinα

dyslokacja krawędziowa dodatnia

b

b α

b

bs = b⋅cosα

τ dyslokacja krawędziowa ujemna

dyslokacja śrubowa lewoskrętna

dyslokacja mieszana

płaszczyzna poślizgu

NAPRĘŻENIE TARCIA SIECI

Dyslokacje znajdujące się w płaszczyźnie poślizgu przemieszczają się pod działaniem naprężeń stycznych większych od krytycznych. Krytyczne naprężenie styczne pokonuje opory stawiane przez kryształ przemieszczającej się dyslokacji, wynikające z reliefu na płaszczyźnie poślizgu związanego z translacyjnym rozmieszczeniem atomów w sieci krystalicznej. Naprężenie tarcia sieci Peierlsa–Nabarro: τ0 =

2µ 2πd exp – K Kb

,

(3.1)

gdzie: K = 1 dla dyslokacji śrubowej, K = 1 – ν dla dyslokacji krawędziowej, ν – współczynnik Poissona, µ – moduł sprężystości postaciowej, d – odległość między najbliższymi równoległymi płaszczyznami poślizgu, b – długość wektora Burgersa. Naprężenie tarcia sieci wynosi τ0 = (10–4÷10–6)µ i jest najmniejsze w kryształach o gęstym ułożeniu atomów. W metalach o sieci A2 opory tarcia sieci są duże i silnie zwiększają się z obniżeniem temperatury. W metalach o sieci A1 opory tarcia sieci są znacznie mniejsze niż w sieci A2 i są mało czułe na zmiany temperatury.

133

3 roz

6-11-02 22:45

Page 134

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

Krytyczne naprężenie poślizgu jest większe od naprężenia tarcia sieci, jeżeli dyslokacja napotyka na przeszkody w płaszczyźnie poślizgu, takie jak m.in.: węzły dyslokacyjne, atomy obce, dyspersyjne wydzielenia faz. W stopach technicznych przeszkody te są wprowadzane celowo, aby zwiększyć własności wytrzymałościowe. Przeszkody te można również podzielić na: zlokalizowane (punktowe), zatrzymujące dyslokacje w punktach, pomiędzy którymi zakotwiczone odcinki dyslokacji wyginają się w łuk, liniowe, które blokują odcinek dyslokacji na długości przeszkody, objętościowe, które wyzwalają mechanizmy rozpraszające energię. W zależności od rodzaju, wielkości i rozmieszczenia przeszkód oraz ich modułu sprężystości postaciowej µ mogą występować różne atermiczne i aktywowane cieplnie mechanizmy ich pokonywania przez dyslokacje. POŚLIZG POPRZECZNY DYSLOKACJI ŚRUBOWYCH

– [101] x

a)

b

– (111)

(111) w z

y b)

c)

d)

A C B D

Rysunek 3.21 Schemat poślizgu poprzecznego w krysztale o sieci regularnej ściennie centrowanej a)÷c) kolejne stadia, d) podwójny poślizg poprzeczny (według D. Hulla)

Dyslokacje śrubowe mają zdolność do omijania przeszkód za pośrednictwem poślizgu poprzecznego polegającego na zmianie płaszczyzny poślizgu na płaszczyznę przecinającą się z płaszczyzną podstawową poślizgu. Poślizgu poprzecznego mogą również doznać śrubowe segmenty pętli dyslokacyjnej (rys. 3.21) w przypadku, gdy wektor Burgersa pętli dyslokacyjnej leży w jej płaszczyźnie poślizgu, która jest jednocześnie płaszczyzną tej pętli. Podwójny poślizg poprzeczny występuje w przypadku, gdy dyslokacja śrubowa w wyniku kolejnego poślizgu poprzecznego przemieści się do płaszczyzny równoległej do płaszczyzny podstawowej poślizgu. W przypadku podwójnego poślizgu poprzecznego niewielkiego odcinka pętli dyslokacyjnej, w płaszczyźnie poślizgu poprzecznego tworzy się dipol dyslokacyjny (rys. 3.21d), złożony z dwóch różnoimiennych równoległych dyslokacji krawędziowych, który stanowi silną przeszkodę dla ruchu innych dyslokacji.

DYSLOKACJE PRYZMATYCZNE

Jeżeli wektor Burgersa, w odróżnieniu od przypadku przedstawionego na rys. 3.21, nie leży w płaszczyźnie pętli dyslokacyjnej, powierzchnia poślizgu wyznaczona przez linię dyslokacji i jej wektor Burgersa jest powierzchnią cylindryczną,

134

3 roz

6-11-02 22:45

Page 135

3.2. Rzeczywista struktura metali

Rysunek 3.22 Schemat powstawania pryzmatycznej pętli dyslokacyjnej a) duże nierównowagowe stężenie wakansów, b) wakanse zgromadzone w płaszczyźnie gęstego ułożenia, c) krawędziowa pętla dyslokacyjna (według D. Hulla)

a)

b)

c)

a dyslokacja jest nazywana dyslokacją pryzmatyczną. Dyslokacja taka porusza się wyłącznie ruchem zachowawczym. Rozszerzanie się lub kurczenie takiej pętli dyslokacyjnej związane jest odpowiednio ze wspinaniem lub zstępowaniem dyslokacji. Mechanizm tworzenia się dyslokacji pryzmatycznej przedstawia rysunek 3.22. W wyniku gwałtownego ochłodzenia materiału uprzednio nagrzanego do wysokiej temperatury nadmiarowe wakanse występujące w dużej ilości tworzą skupiska w postaci tarcz wakansów w płaszczyznach gęstego ułożenia atomów. Po osiągnięciu wystarczająco dużych wymiarów sieć krystaliczna ulega kontrakcji, wobec czego zapada się tarcza wakansów tworząc wokół siebie pętlę dyslokacyjną o orientacji krawędziowej. Wektor Burgersa takiej pętli jest bowiem prostopadły do jej płaszczyzny. W przypadku, gdy występuje nadmiar wakansów w stosunku do stanu równowagi właściwego dla danej temperatury, pętle dyslokacji pryzmatycznych rozszerzają się w wyniku wspinania. W przypadku, gdy w pobliżu dyslokacji pryzmatycznych występują ujścia wakansów, pętle emitując wakanse kurczą się w wyniku zstępowania.

DYSLOKACJE HELIKOIDALNE

W kryształach poddanych obróbce cieplnej w warunkach sprzyjających wspinaniu dyslokacji tworzą się dyslokacje w kształcie długich spirali, zwane helikoidalnymi. Mechanizm powstawania takiej dyslokacji przedstawiono na rysunku 3.23. Zakotwiczona dyslokacja AB o mieszanej orientacji śrubowo–krawędziowej ulega poślizgowi w płaszczyźnie ABA′, ponieważ linia dyslokacji i jej wektor Burgersa leżą w tej płaszczyźnie. Ruch tej dyslokacji w kierunku prostopadłym do tej płaszczyzny następuje przez wspinanie, możliwe dzięki nadmiarowi wakansów w danej temperaturze. W kolejnym etapie dyslokacja leży na powierzchni walca o osi równoległej do wektora Burgersa i może ulegać poślizgowi po tej powierzchni. Dalsze wspinanie dyslokacji powoduje przemieszczanie się jej odcinków w kierunkach prostopadłych do powierzchni walca, w wyniku czego dyslokacja przyjmuje kształt podwójnej spirali. Gdy odcinek AA′ jest duży w stosunku do odcinka A′B, superpozycja pryzmatycznego poślizgu i wspinania decyduje o małym skoku spirali. Dyslokacja helikoidalna składa się głównie ze składowej śrubowej o składowej wektora Burgersa równoległej do osi spirali oraz z układu pętli pryzmatycznych.

135

3 roz

6-11-02 22:45

Page 136

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

Rysunek 3.23 Schemat powstawania dyslokacji helikoidalnej a) dyslokacja prostoliniowa AB, b) zmiana kształtu dyslokacji AB spowodowana jej wspinaniem, c) dyslokacja helikoidalna utworzona w wyniku dalszego wspinania (według Amelinckxa, Bontincka, Dekeysera i Seitza) a)

b)

A

c)

A

A

– b

A'

B

A'

B

A'

B

ZACHOWAWCZE WSPINANIE DYSLOKACJI

Pryzmatyczna pętla dyslokacyjna, która może ulegać poślizgowi wyłącznie po powierzchni walcowej zawierającej linię dyslokacji i jej wektor Burgersa i może ulegać wspinaniu kurcząc się lub rozszerzając pod działaniem pola naprężeń innej dyslokacji krawędziowej o odpowiedniej długości, może także poruszać się w płaszczyźnie pętli zachowując swoją pierwotną wielkość. Ruch ten polega na wspinaniu dyslokacji, w wyniku czego dyslokacja wychodzi poza powierzchnię walcową poślizgu. Mechanizm ten, zwany wspinaniem zachowawczym, nie jest związany z dyfuzją objętościową, gdyż stężenie wakansów nie ulega zmianie, dzięki czemu nie następuje zmiana wielkości pętli dyslokacyjnej. Następuje natomiast wymiana wakansów wokół pętli dyslokacyjnej w wyniku tzw. dyfuzji koralikowej. Te same wakanse, które uczestniczą we wspinaniu pętli dyslokacyjnej po jej jednej stronie, biorą także udział w jej zstępowaniu po jej przeciwległej stronie, w wyniku czego następuje ruch pętli dyslokacyjnej w jej własnej płaszczyźnie. SPOSÓB ZAPISYWANIA WEKTORA BURGERSA DYSLOKACJI

Wektor Burgersa dyslokacji opisywany jest wyrażeniem: b = ca〈uvw〉, gdzie:

(3.2)

c – ułamek określający translację sieci w kierunku poślizgu 〈uvw〉, a – parametr sieci. Kierunek i zwrot wektora Burgersa określany jest przez wskaźniki sieciowe kierunku. W krysztale o sieci regularnej wektor Burgersa dyslokacji występującej w jednej z płaszczyzn rodziny {100} odpowiada jednostkowemu wektorowi translacji sieci a (parametrowi sieci) i może być zapisany dla jednego

136

3 roz

6-11-02 22:45

Page 137

3.2. Rzeczywista struktura metali

z przypadków następująco: ,

(3.3)

b = a〈100〉.

(3.3a)

a ogólnie:

W krysztale sieci regularnej przestrzennie centrowanej A2 wektor Burgersa może natomiast być równy odległości od naroża komórki elementarnej do jej środa ka geometrycznego. Jego długość wyznacza się przez przesunięcie o jednostko2 wych wektorów translacji wzdłuż wszystkich osi x, y, z. Wektor Burgersa może być zapisany wówczas dla jednego z możliwych przypadków następująco: lub

albo

.

(3.4)

W krysztale sieci regularnej ściennie centrowanej A1 wektor Burgersa może łączyć środek atomu w narożu komórki elementarnej sieci ze środkiem atomu centrującego ścianę. Przykładowo w jednym z takich przypadków wektor Burgersa można zapisać jako: .

(3.5)

Długość (wartość) wektora Burgersa dyslokacji określana jest przez wyrażenie: . Długość wektora Burgersa dyslokacji b = a[100] wynosi b = a Wektor Burgersa dyslokacji b = [111] ma długość 2 2 2 2 a a a 3 b= + + =a . 2 2 2 2 a Długość wektora dyslokacji b = [110] wynosi b = a 2 . 2 2

(3.6) a2+ 0+ 0 = a.

3.2.4. Rozmnażanie dyslokacji GĘSTOŚĆ DYSLOKACJI

Dyslokacje powstają zarówno podczas krystalizacji metali, jak i w stanie stałym, np. w wyniku odkształcenia plastycznego na zimno. Całkowita długość linii dyslokacji przypadająca na jednostkę objętości kryształu nazywa się gęstością dyslokacji. W kryształach metali gęstość dyslokacji wynosi od 1010 m–2 (w metalach zbliżonych do stanu równowagi) do 1016 m–2 (w metalach o zaburzonej równowadze, np. w wyniku odkształcenia plastycznego na zimno).

137

3 roz

6-11-02 22:45

Page 138

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

ŹRÓDŁO FRANKA–READA

a)

b) A

τ

B

B

C

C τ

D

c)

d)

B

B C

e)

C

f)

B

B C

C

W czasie odkształcenia plastycznego w metalach następuje rozmnażanie się dyslokacji zgodnie z mechanizmem Franka–Reada. Odcinek krzywoliniowy pętli dyslokacji ABCD przemieszczającej się w płaszczyźnie poślizgu (rys. 3.24a), napotykając wydzielenia obcej fazy lub węzły siatki dyslokacyjnej B i C, ulega zakotwiczeniu na nich. Przyłożone naprężenie styczne powoduje wygięcie się zakotwiczonego odcinka dyslokacji BC (rys. 3.24b,c). W wyniku zetknięcia się przeciwległych odcinków utworzonej pętli BC (rys. 3.24c) pętla zamyka się (rys. 3.24d), otaczając punkty kotwiczenia dyslokacji B i C. Jednocześnie między tymi punktami tworzy się nowy zakotwiczony odcinek dyslokacji (rys. 3.24e). Powstała pętla dyslokacji powiększa się, a następny zakotwiczony odcinek dyslokacji powoduje wytworzenie kolejnej pętli dyslokacji zgodnie z poprzednio omówionym mechanizmem. Źródło Franka–Reada wytwarza nowe dyslokacje aż do zablokowania go przez naprężenie wsteczne, wywoływane wzajemnym odpychaniem powstałych wcześniej dyslokacji jednoimiennych (kolejnych wygenerowanych pętli).

Rysunek 3.24 Kolejne stadia tworzenia dyslokacji przez źródło Franka–Reada (według L.H. van Vlacka) INNE MECHANIZMY ROZMNAŻANIA DYSLOKACJI

Alternatywny mechanizm rozmnażania dyslokacji przedstawiono na rysunku 3.25. W tym przypadku (w odróżnieniu od źródła Franka–Reada) tylko jeden koniec linii dyslokacji jest unieruchomiony. Drugi koniec linii dyslokacji wychodzi na powierzchnię swobodną kryształu. Po przyłożeniu naprężenia stycznego niezakotwiczony koniec B linii dyslokacji porusza się wielokrotnie wokół zakotwiczonego końca A, w wyniku czego w płaszczyźnie, w której występuje dyslokacja AB, występują duże poślizgi. Dyslokacje zakotwiczone (zwane także wrośniętymi), powstałe podczas wzrostu kryształu, nie są jedynymi źródłami dyslokacji podczas odkształcenia plastycznego. Sporo dyslokacji tworzy się w kryształach na granicach ziarn lub powierzchniach swobodnych oraz w miejscach o dużej koncentracji naprężeń, np. w pobliżu

138

3 roz

6-11-02 22:45

Page 139

3.2. Rzeczywista struktura metali

Rysunek 3.25 Rozmnażanie dyslokacji wrośniętych jednostronnie a)

b)

τ

A

wtrąceń lub wydzieleń. Te z nich, które mają silną składową śrubową oraz dyslokacje śrubowe, mogą rozmnażać się w wyniku mechanizmu Koehlera podwójnego poślizgu poprzecznego (rys. 3.26). W pierwszym możliwym wariancie (rys. 3.26a) odcinek AB dyslokacji śrubowej ulega poślizgowi poprzecznemu w płaszczyźnie przecinającej własną płaszczyznę poślizgu tej dyslokacji i następnie w wyniku ponownego poślizgu poprzecznego przechodzi na płaszczyznę równoległą do podstawowej płaszczyzny poślizgu. Związane to jest z utworzeniem dwóch uskoków dyslokacyjnych P i Q. Małe uskoki poruszają się wraz z dyslokacją dzięki tworzeniu wakansów lub atomów międzywęzłowych. Jeżeli uskoki P i Q są zbyt duże, dyslokacja ulega zakotwiczeniu i może rozmnażać się zgodnie z mechanizmem Franka–Reada (rys. 3.26b). W wyniku tworzenia się następnych podwójnych poślizgów poprzecznych utworzy się pasmo poślizgu złożone z szeregu leżących blisko siebie linii poślizgu.

B

Rysunek 3.26 Mechanizmy rozmnażania dyslokacji z udziałem poślizgu poprzecznego: a) poślizg poprzeczny na odcinku kilku odległości międzypłaszczyznowych, w wyniku czego tworzą się rzędy wakansów, b) poślizg poprzeczny umożliwia niezależne przemieszczanie pętli dyslokacyjnych, c) poślizg poprzeczny tworzy jeden uskok dyslokacyjny, d) niewielki poślizg poprzeczny decyduje o tworzeniu osiadłych pętli dyslokacyjnych

c)

d)

A

e)

A

A

A

W przypadku, gdy dyslokacja ulegająca poślizgowi poprzecznemu jednostronnie wychodzi na powierzchnię swobodną kryształu, występuje tylko jeden uskok i rozmnażanie dyslokacji przebiega zgodnie z drugą odmianą źródła Franka–Reada (rys. 3.26c). a) Q P Q P A B A B A B wakanse b) B

A

P

Q

A

B

Q

P A

B

c) P A

P A

A

d) P A

B

A

Q B

P A

Q B

139

3 roz

6-11-02 22:45

Page 140

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

Ostatni wariant dotyczy uskoków P i Q o średniej wielkości, zbyt dużych by emitować defekty punktowe w nowej płaszczyźnie poślizgu i zbyt małych, by utworzyć źródła Franka–Reada. Ruch dyslokacji śrubowej PQ umożliwiający rozmnażanie dyslokacji związany jest wówczas z utworzeniem dipoli dyslokacyjnych złożonych z dwóch równoległych różnoimiennych dyslokacji krawędziowych leżących w dwóch płaszczyznach (rys. 3.26d).

3.2.5. Oddziaływanie między dyslokacjami ODPYCHANIE I ANIHILACJA DYSLOKACJI

Dyslokacje przemieszczające się w płaszczyźnie poślizgu, stykając się, wzajemnie na siebie oddziałują. Dwie jednoimienne dyslokacje krawędziowe przemieszczaTablica 3.6 jące się w tej samej płaszczyźnie poślizgu odpychają się wzajemnie (tabl. 3.6–1). Podobnie oddziałują na siebie jednoimienne dyslokacje śrubowe. Schematy reakcji między dyslokacjami w wyniku odDwie dyslokacje o przeciwnie skierowanych wektorach Burgersa – zarówno działywania pól naprężeń krawędziowe, jak i śrubowe – przyciągają się (tabl. 3.6–2). W wyniku tego nastęściskających S i rozciągają- puje zlikwidowanie obydwu dyslokacji reagujących ze sobą, a zjawisko nazywa się cych R wokół linii dyslokacji anihilacją dyslokacji różnoimiennych.

1 45°

Przyciąganie

wspólna płaszczyzna poślizgu

struktura doskonała

Linia przerywana oznacza płaszczyznę poślizgu dyslokacji.

140

równoległe płaszczyzny poślizgu

rząd wakansów

3 roz

6-11-02 22:45

Page 141

3.2. Rzeczywista struktura metali

Jak podano schematycznie w tablicy 3.6, dyslokacje krawędziowe jednoimienne mogą się odpychać lub przyciągać, także gdy kąt między płaszczyzną poślizgu jednej z dyslokacji a prostą łączącą ją z linią drugiej dyslokacji jest odpowiednio mniejszy lub większy od 45°. USKOKI DYSLOKACYJNE

Dyslokacje przemieszczające się w nierównoległych płaszczyznach poślizgu przecinają się wzajemnie, tworząc w każdej z płaszczyzn uskok. Wyróżnia się dwa rodzaje uskoków dyslokacyjnych: przegięcia, progi. Uskok na linii dyslokacji, leżący w płaszczyźnie poślizgu dyslokacji, nazywa się przegięciem, natomiast powodujący przesunięcia dyslokacji z jednej płaszczyzny poślizgu na inną – progiem. Kierunki i wielkości uskoków utworzonych w wyniku różnych możliwości przecięcia się dyslokacji podano na rysunku 3.27.

Rysunek 3.27 Schemat różnych możliwości (a÷f) przecięcia się dyslokacji (według A.H. Cottrella) b kr.

b

b

przegięcie

przegięcie

. kr

b

b

. kr

b

b

kr. . kr

śr. b)

kr.

b

b

b śr.

b

c)

b

próg

b

d)

b

a)

kr.

kr.

. śr

śr.

kr.

śr. b

kr. e) kr.

próg f)

b

kr.

b śr.

b

RUCH DYSLOKACJI OBARCZONYCH USKOKAMI

Dyslokacje obarczone uskokami są mniej ruchliwe, gdyż wleczenie uskoków wytwarza rzędy wakansów i atomów międzywęzłowych, co wymaga przyłożenia bardzo dużych naprężeń zewnętrznych (rys. 3.28). Prędkość wspinania się dyslokacji można przeanalizować na przykładzie dyslokacji krawędziowej LM obarczonej uskokami, leżącej pod pewnym kątem do płaszczyzny poślizgu i o wektorze Burgersa prostopadłym do płaszczyzny rysunku (rys. 3.29). Dodatnie wspinanie dyslokacji przesuwa jej linię wraz z uskokami do położenia L′M′. Prędkość przesuwania się pojedynczego uskoku, determinująca prędkość wspinania dyslokacji, zależy od: siły wywołanej przyłożonym naprężeniem decydującym o przesuwaniu się uskoku w prawo, związanym z wytwarzaniem wakansów, siły chemicznej, spowodowanej zachwianiem równowagowego stężenia wakansów wokół dyslokacji właściwego dla danej temperatury; nadmiar wakansów wpływa na łączenie się ich z dyslokacją na uskokach i przesuwaniem się ich w lewo.

141

6-11-02 22:45

Page 142

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

Rysunek 3.28 a) Schemat ruchu dyslokacji śrubowej z uskokami dyslokacyjnymi A a) dyslokacja z uskokami, b) wygięcie segmentów dyslokacji pomiędzy uskokami pod działaniem naprężeń stycznych, b) c) rzędy wakansów lub atomów międzywęzłowych A' wygenerowane przez uskoki ciągnione przez dyslokację

kierunek poślizgu B wektor Burgersa

płaszczyzna poślizgu B'

c) B''

A''

wakanse

Prędkość wspinania dyslokacji w kierunku prostopadłym do jej płaszczyzny wynosi: V = Vc

, (3.7)

gdzie: Vc – wypadkowa prędkość uskoków, d – odległość między płaszczyznami atomowymi, x – odstęp między uskokami na linii dyslokacji. dodatkowa półpłaszczyzna

x L'

Rysunek 3.29 Wspinanie się dyslokacji krawędziowej LM przez ruch uskoków dyslokacyjnych do położenia L′M′ w wyniku dyfuzji wakansów M'

142

L

d

3 roz

M

3 roz

6-11-02 22:45

Page 143

3.2. Rzeczywista struktura metali

WĘZŁY I SIATKA DYSLOKACJI

W wyniku ruchu dyslokacji i ich wzajemnych spotkań w płaszczyznach poślizgu tworzą się w kryształach węzły dyslokacyjne oraz siatkowa struktura dyslokacyjna. Ponieważ płaszczyzny poślizgu nie muszą być wzajemnie równoległe, w kryształach metali występuje przestrzenna siatka dyslokacyjna.

3.2.6. Błędy ułożenia ISTOTA BŁĘDU UŁOŻENIA

W metalach o sieci A1 płaszczyzny gęstego ułożenia atomów {111} są usytuowane w kolejności ABCABC... (porównaj rys. 3.9). Kolejne płaszczyzny A, B i C spoczywają na sobie, przesunięte względem siebie. Kolejność ułożenia tych płaszczyzn może lokalnie ulec zaburzeniu, w wyniku którego nastąpi sekwencja ABAB.. lub ACAC.., charakterystyczna dla metali o sieci A3. Taka wada budowy krystalicznej jest nazywana błędem ułożenia. Błędy ułożenia w krysztale o sieci A1 ograniczone są przez dyslokacje krawędziowe o ograniczonej zdolności do przemieszczania się w krysztale i nazywanych dyslokacjami półutwierdzonymi a lub dyslokacjami Franka, o wektorze Burgersa b = 〈111〉 zorientowanym w jednym 3 z kierunków 〈111〉, prostopadłym do odpowiedniej płaszczyzny z rodziny {111}. Błędy ułożenia tworzą się wskutek: kondensacji wakansów, zaburzonego wzrostu kryształu, odkształcenia plastycznego. BŁĘDY UŁOŻENIA ZEWNĘTRZNE I WEWNĘTRZNE

a)

A C B C B A

C b)

B A B C B A

A C B A C B A

C B A C

W zależności od tego, czy do idealnego kryształu zostanie wprowadzona lub z niego usunięta jedna z płaszczyzn (rys. 3.30), błędy ułożenia mogą być: zewnętrzne, wewnętrzne. Podobne błędy ułożenia powstają w kryształach o sieci heksagonalnej tworząc lokalnie cienkie płytki o sieci regularnej A1. W kryształach o sieci A2 błędy ułożenia mogą występować w płaszczyznach {112} o sekwencji ABCDEFABC.... Błędy ułożenia rzadziej występują w płaszczyznach {310}, a przypuszczalnie mogą także pojawiać się w płaszczyznach {110}.

B A

Rysunek 3.30 Błędy ułożenia w krysztale o sieci A1 a) wewnętrzny, b) zewnętrzny (według J. i J.R. Weertmana)

143

3 roz

6-11-02 22:45

Page 144

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

ENERGIA BŁĘDU UŁOŻENIA

Energia kryształu zawierającego błąd ułożenia jest podwyższona o energię błędu ułożenia (EBU), zależną od rodzaju i struktury sieciowej metalu (tabl. 3.7).

Tablica 3.7 Energia błędu ułożenia (EBU) niektórych metali i stopów o sieci A1 i A2

Struktura sieciowa

Energia błędu ułożenia (EBU) 10 –3 J/m2

Cu + 5,9% Al

A1

4,3

Fe + 17% Cr + 5% Ni + 8% Mn

A1

9,2

Cu + 10% Sn

A1

18

Ag

A1

21

Cu + 2,2% Al

A1

32

Au

A1

52

Cu

A1

85

Al

A1

135

Ni

A1

240

Nb

A2

537 1)

Feα

A2

939 1)

Mo

A2

14501)

Metal lub stop

1)

Maksymalna wartość EBU dla błędów ułożenia o szerokości równej jednej odległości międzypłaszczyznowej dla płaszczyzn {112}.

3.2.7. Reakcje i bariery dyslokacyjne DYSLOKACJE CAŁKOWITE

Dyslokacja, której ruch powoduje, że atomy ponownie znajdują się w takich samych położeniach, jak przed jej przejściem, jest nazywana dyslokacją całkowitą lub doskonałą (rys. 3.31a,b). Wektor Burgersa dyslokacji całkowitej jest równy translacji sieci w kierunku poślizgu (rys. 3.31b). Przykładem takiej dyslokacji jest dyslokacja o wektorze Burgersa b = a[100]. Najbardziej ruchliwymi są dyslokacje a)

A

b)

B

A

c)

B

A

B

Rysunek 3.31 Schemat tworzenia dyslokacji całkowitej (b) i częściowej (c) przez ścięcie kryształu idealnego (a) wzdłuż płaszczyzny poślizgu AB (według J.P. Hirtha i J. Lothe’a)

144

3 roz

6-11-02 22:45

Page 145

3.2. Rzeczywista struktura metali

o najmniejszej wartości wektora Burgersa b , którego kierunek jest zgodny z kierunkiem o najgęstszym ułożeniu atomów w sieci krystalicznej, równym parametrowi sieci w tym kierunku. Poślizg tych dyslokacji następuje w płaszczyznach poślizgu o najgęstszym ułożeniu atomów. Ponieważ w sieciach typu A1, A2 i A3 kierunki 〈110〉, 〈111〉 i 〈1120〉 , wykazują odpowiednio najgęstsze ułożenie atomów a a w kryształach, to dyslokacje o wektorach Burgersa odpowiednio 〈110〉, 〈111〉 2 2 a i 〈1120〉 (tabl. 3.8) są stabilnymi dyslokacjami całkowitymi. 3

Tablica 3.8 Niektóre parametry dyslokacji całkowitych

Struktura sieciowa

Stabilny wektor Burgersa Najczęściej występujący Najczęściej występujące dyslokacji całkowitej kierunek poślizgu płaszczyzny poślizgu

Regularna A1

a — 110 2

110

{111}

Regularna typu NaCl

a — 110 2

110

{111}

Regularna typu CsCl

a 100

100

{110}

Regularna typu diamentu

a — 110 2

110

{111}

Regularna A2

a — 111 oraz a 100 2

111

{110}, {112} oraz {123}

Heksagonalna A3

a — 1120 oraz a 0001 3

1120

(0001)

DYSLOKACJE CZĘŚCIOWE I KĄTOWE

Dyslokacja, której przejście wywołuje położenie atomów różne od pozycji wyjściowych, nosi nazwę niedoskonałej lub odpowiednio częściowej albo kątowej (rys. 3.31a,c). Dyslokacje częściowe mają wektor b równy ułamkowi translacji sieci w danym kierunku. Dyslokacje kątowe charakteryzują się wektorem Burgersa zorientowanym względem płaszczyzny poślizgu pod określonym kątem. DYSOCJACJA DYSLOKACJI CAŁKOWITYCH

b1 = b2 + b3 b2

b1

b3 b2

b3

Dyslokacje całkowite mogą ulegać dysocjacji, tj. rozszczepieniu na dyslokacje częściowe. Wektor Burgersa dyslokacji całkowitej jest wówczas sumą wektorów dyslokacji częściowych lub kątowych (rys. 3.32). Kolejne przejście przez kryształ dwóch dyslokacji częściowych, lub odpowiednio kątowych, jest równoważne przejściu w tej samej płaszczyźnie poślizgu jednej dyslokacji całkowitej.

b1

Rysunek 3.32 Schemat rozszczepienia dyslokacji

145

3 roz

6-11-02 22:45

Page 146

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

REKOMBINACJA DYSLOKACJI CZĘŚCIOWYCH I KĄTOWYCH

Dyslokacje częściowe mogą rekombinować, tj. syntezować, tworząc dyslokację całkowitą. Utworzona w ten sposób dyslokacja całkowita może z kolei ponownie ulegać dysocjacji w inną parę dyslokacji częściowych, np. w przypadku dyslokacji śrubowej w innej płaszczyźnie poślizgu. WARUNKI ENERGETYCZNE DYSOCJACJI I REKOMBINACJI DYSLOKACJI

Dysocjacja lub synteza dyslokacji może nastąpić jedynie wówczas, gdy energia dyslokacji utworzonych w wyniku danej reakcji jest mniejsza niż energia dyslokacji przed tą reakcją. Ponieważ energia dyslokacji jest proporcjonalna do kwadratu jej wektora Burgersa, dysocjacja dyslokacji o wektorze Burgersa b 1 na dyslokacje o wektorach Burgersa b 2 i b 3 może nastąpić, jeżeli: (3.8)

.

Rekombinacja dyslokacji b 1 i b 2 na dyslokację b 3 może natomiast nastąpić, jeżeli: (3.9)

.

DYSLOKACJE CZĘŚCIOWE SHOCKLEYA

a 〈110〉 w kryształach o sieci A1 ule2 gają poślizgowi w płaszczyznach {111}, w kierunkach 〈110〉 (rys. 3.33). Przy dużej energii błędu ułożenia (EBU) kryształu, poślizg dyslokacji o wektorze Burgersa a [110] związany jest z prostoliniowym poślizgiem warstwy B względem A 2 o wektor BB′ (rys. 3.33b). W kryształach o małej energii błędu ułożenia, atomy z warstwy B, inaczej niż poprzednio, najpierw przemieszczają się do warstwy C, Dyslokacje całkowite o wektorze Burgersa

a dopiero później zajmują pozycję B′. Wektor BB′ ulega wówczas rozkładowi na a dwa sumujące się wektory składowe BC + CB′ . Dyslokacja całkowita [110] ulega 2 w ten sposób dysocjacji na dwie dyslokacje częściowe Shockleya zgodnie z reakcją: .

(3.10)

Pierwsza z powstałych dyslokacji określana jest jako czołowa, a druga jako zamykająca. W razie gdyby w takim przypadku nastąpiło jedynie przemieszczenie a [211] to atomy warstwy B przemieszczą się w położenie właściwe dla warstwy C, 6 a w wyniku tego utworzy się w krysztale o sieci A1 błąd ułożenia o kolejności warstw atomowych odpowiadającej sieci heksagonalnej A3. Szerokość tego błędu ułożenia wynika z równowagi między napięciem powierzchniowym błędu ułożenia a siłą odpychania się utworzonych jednoimiennych dyslokacji Shockleya.

146

6-11-02 22:45

Page 147

3.2. Rzeczywista struktura metali b) A

B

A6

a– – 6 [211]

C

A4

C

B1 A1

C1 A2 a – – 2 [110]

a– – – 6 [121] A5 B2 A3

– [110]

d a– – 6 [211]

a – – – 6 [121]

a – – 2 [110]

–1] [01

– ] [110 [0 – 11 ]

c)

[1–0 1]

a)

– [101]

3 roz

An, Bn, Cn, – atomy odpowiednio w płaszczyznach A, B lub C

Rysunek 3.33 Schemat dysocjacji dyslokacji całkowitej na dyslokacje częściowe Shockleya (rys. według J. Adamczyka); a a) sekwencja płaszczyzny (111) w krysztale o sieci A1, b) dysocjacja dyslokacji [110] na dyslokacje częściowe 2 a a Shockleya [211] i [121] , c) błąd ułożenia w płaszczyźnie poślizgu (111) ograniczony dyslokacjami 6 6 częściowymi Shockleya Dyslokacje występujące w kryształach o sieci A1 można zapisać również wykorzystując czworościan Thompsona (rys. 3.34). Wszystkie płaszczyzny {111} występujące w tej sieci są równoległe do ścian tego czworościanu, do jego krawędzi równoległe są wszystkie kierunki poślizgu 〈110〉. Naroża czworościanu oznacza się literami ABCD, a środki przeciwległych ścian odpowiednio literami greckimi α, β, γ, δ. Krawędzie czworościanu, np. AB, AC itd., odpowiadają wektorom Burgersa dyslokacji całkowitych. Odcinki łączące naroża czworościanu ze środkami nieprzeciwległych płaszczyzn, np. Aδ, δA, Bδ, δB itp., odpowiadają natomiast dyslokacjom częściowym powstałym w wyniku dysocjacji dyslokacji całkowitych. Przykładowo: dyslokacja całkowita AB może podzielić się na dyslokacje częściowe Aδ oraz δB, co można przedstawić następująco: AB = Aδ + δB.

(3.11)

Utworzone w ten sposób dyslokacje częściowe Aδ i δB są właśnie dyslokacjami Shockleya. DYSLOKACJE CZĘŚCIOWE FRANKA

W kryształach o sieci A1 występują również dyslokacje częściowe Franka, mające odpowiednio symbole Aα, Bβ lub Cγ, o wektorach Burgersa odpowiadających odcinkom łączącym naroża czworościanu ze środkami przeciwległych płaszczyzn. Wektor Burgersa dyslokacji częściowych Franka jest większy od wektora Burgersa dyslokacji częściowych Shockleya. Dyslokacja częściowa Franka stanowi granicę błędu ułożenia w krysztale o sieci A1. Wektor Burgersa dyslokacji Franka jest a prostopadły do płaszczyzny błędu ułożenia {111}, a jego wartość wynosi 〈111〉. 3 Dyslokacja Franka jest dyslokacją krawędziową, jednak jej wektor Burgersa nie leży w płaszczyźnie gęstego ułożenia {111}. Dyslokacja Franka nie może się więc

147

3 roz

6-11-02 22:45

Page 148

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

Rysunek 3.34 Czworościan Thompsona

przemieszczać przez poślizg, a jedynie przez wspinanie. Z tego względu dyslokacja Franka jest dyslokacją półutwierdzoną. W kryształach o sieci A1, o dostatecznie dużej energii błędu ułożenia (EBU), dyslokacje częściowe Shockleya powstające wewnątrz pętli dyslokacji półutwierdzonych Franka zgodnie z reakcją:

D

α γ

(3.12)

β

B

C δ

mogą utworzyć zdolną do poruszania się dyslokację całkoa witą [110] w wyniku syntezy: 2 .

A

(3.13)

Zgodnie z oznaczeniami przyjętymi na czworościanie Thompsona, reakcję tę można zapisać następująco: (3.14)

BARIERY DYSLOKACYJNE

W wyniku reakcji między dyslokacjami znajdującymi się w różnych płaszczyznach poślizgu i spotykającymi się na przecięciu tych płaszczyzn powstają tzw. dyslokacje zakotwiczone lub bariery dyslokacyjne. BARIERA DYSLOKACYJNA LOMERA–COTTRELLA

a 〈110〉 w nierównoległych płaszczyznach 2 poślizgu {111}, np. (111) i (111), w kryształach o sieci A1 przebiega według reakcji (rys. 3.35): Dysocjacja dyslokacji całkowitych

,

(3.15)

.

(3.16)

W wyniku rekombinacji utworzonych w ten sposób dyslokacji czołowych Shockleya na krawędzi przecięcia się płaszczyzn poślizgu tworzy się dyslokacja kątowa, zwana barierą Lomera–Cottrella według reakcji: .

(3.17)

a Dyslokacja o wektorze Burgersa [110], a także powstająca w podobnej reakcji 6 a dyslokacja [110], leżą w płaszczyźnie (001) kryształu (rys. 3.35), nie będącej 3

148

3 roz

6-11-02 22:45

Page 149

3.2. Rzeczywista struktura metali

Rysunek 3.35 Usytuowanie bariery Lomera–Cottrella w krysztale o sieci regularnej A1 (a) oraz schemat reakcji pomiędzy dyslokacjami częściowymi Shockleya i tworzenia bariery Lomera–Cottrella na krawędzi przecięcia nierównoległych płaszczyzn poślizgu (b) a)

b) z

– (111)

– [101]

' 31

–– (111)

– płaszczyzna poślizgu (111)

a –– — 6 [112] błąd ułożenia

° 70

– [110] y [110]

(001) x

–– płaszczyzna poślizgu (111)

a – — 2 [011]

– [011]

a – — 6 [121]

70°31'

a– — 2[101] a – — 6 [112] błąd ułożenia a –– — [211] 6

a –– — 6 [112] błąd ułożenia a – — 6 [110]

a – — 6 [112] błąd ułożenia

płaszczyzną łatwego poślizgu. Bariera Lomera–Cottrella blokuje ruch dwóch pozostałych dyslokacji częściowych, powstałych w wyniku dysocjacji, oraz powoduje spiętrzenie innych dyslokacji, przemieszczających się w płaszczyznach (111) i (111). Spiętrzenie coraz to nowych dyslokacji wymaga wzrastającego naprężenia i jest jedną z przyczyn umocnienia metali o sieci A1 podczas odkształcenia plastycznego. Bariery Lomera–Cottrella mogą być utworzone również przez dyslokacje kątowe inne od opisanej. Do powstania bariery Lomera–Cottrella może prowaa dzić również rekombinacja dyslokacji [112] utworzonych w wyniku dysocjacji 6 dyslokacji częściowej Franka, przebiegającej zgodnie z reakcją (3.12). BARIERA DYSLOKACYJNA LOMERA

W kryształach o sieci A1 bariery dyslokacyjne mogą także powstawać w wyniku syntezy dyslokacji całkowitych. Przykładowo w wyniku reakcji dyslokacji o weka torze Burgersa [011] ulegającej poślizgowi w płaszczyźnie (111) i dyslokacji 2 a a [101] poruszającej się w płaszczyźnie (111) tworzy się dyslokacja [110] w płasz2 2 czyźnie (001) zwana barierą Lomera. Ponieważ płaszczyzna ta nie jest płaszczyzną łatwego poślizgu, powstała dyslokacja nie może się poruszać, blokując ruch innych dyslokacji w obydwu przecinających się płaszczyznach (111) i (111) . REAKCJE DYSLOKACYJNE W KRYSZTAŁACH O SIECI A2

W kryształach o sieci A2 występują 3 grupy płaszczyzn poślizgu {110}, a {112} oraz {123}, w których mogą poruszać się dyslokacje jednostkowe 〈111〉 2

149

3 roz

6-11-02 22:45

Page 150

3. Struktura i umocnienie metali i stopów a w kierunku 〈111〉. Możliwa jest dysocjacja dyslokacji całkowitych 〈111〉 z utworze2 niem dyslokacji częściowych, na przykład: (3.18)

.

a 〈111〉 może natomiast 2 powstać nowa dyslokacja całkowita a〈001〉. Przykładowo taka reakcja dyslokacyjna może przebiegać następująco: W wyniku reakcji pomiędzy dyslokacjami całkowitymi

.

(3.19)

Jeżeli dyslokacja a[001] ma orientację czysto krawędziową, a jej wektor Burgersa jest prostopadły do płaszczyzny łupliwości (001), to odpowiada ona za inicjowanie kruchych pęknięć w kryształach o sieci A2. W innych przypadkach dyslokacje te mogą ulegać poślizgowi w płaszczyznach {110}. Proces ten jest a jednak mało znaczący w porównaniu z poślizgiem z udziałem dyslokacji 〈111〉. 2 REAKCJE DYSLOKACYJNE W KRYSZTAŁACH O SIECI A3

W kryształach o sieci A3 poślizg zachodzi w wyniku ruchu dyslokacji całkowia tych o wektorze Burgersa 〈1120〉 w płaszczyźnie podstawy (0001). Opis dyslokacji 3 w kryształach o sieci A3 umożliwia piramida (rys. 3.36), a metoda jest podobna do wykorzystującej czworościan Thompsona w przypadku sieci A1. a)

S

b)

c)

C C S A

σ

S σ

B

C A

σ A

B T

Rysunek 3.36 Wektory Burgersa dyslokacji w kryształach o sieci A3; a) rozkład atomów w sieci A3; b) przedstawienie dyslokacji całkowitych ST i TS oraz dyslokacji częściowych σ S, σ T, Sσ, Tσ ; c) przedstawienie dyslokacji częściowych AS, BS, CS oraz Aσ, Bσ, Cσ, σ A, σ B, σ C (rys. według M. Hetmańczyka)

150

B

3 roz

6-11-02 22:45

Page 151

3.2. Rzeczywista struktura metali

W kryształach o sieci A3 występują następujące dyslokacje (tabl. 3.9): 6 dyslokacji całkowitych AB, AC, BA, BC, CA, CB, o wektorach Burgersa leżących w płaszczyźnie podstawy sieci, wzdłuż boków podstawy piramidy ABC, 2 dyslokacje całkowite ST oraz TS, prostopadłe do płaszczyzny podstawy, a 12 dyslokacji całkowitych 〈1123〉 przedstawionych za pomocą symboli SA/TB 3 oznaczających sumę wektorów ST i AB, dyslokacje częściowe σS, σT, Sσ, Tσ, prostopadłe do płaszczyzny podstawy, dyslokacje częściowe Aσ, Bσ, Cσ, σA, σB, σC, w płaszczyźnie podstawy, dyslokacje częściowe AS, BS itd., będące kombinacją dwóch poprzednich typów dyslokacji.

Tablica 3.9 Dyslokacje w kryształach o sieci A3 (według M. Hetmańczyka)

Rodzaj

Kierunek

Wartość

Energia

AB

[1120]

a

a2

ST

[0001]

c

2 c 2 = 8a 3

SA/TB

[1123]

c 2+ a 2

11a2 3

Aσ

[1100]

a 3

a2 2

σS

[0001]

c 2

2a2 3

AS

[2203]

a2 c 2 3 + 4

a2

W kryształach o sieci A3 powstają także błędy ułożenia, spośród których trzy najczęściej występujące tworzą się w płaszczyźnie podstawy z udziałem dyslokacji częściowych, wakansów lub atomów międzywęzłowych.

3.2.8. Polikrystaliczna struktura metali KLASYFIKACJA STRUKTURY METALI

Metale w stanie stałym mogą występować jako: monokryształy, polikryształy. MONOKRYSZTAŁY

Monokryształy charakteryzują się prawidłowym rozmieszczeniem przestrzennym atomów z zachowaniem jednakowej orientacji wszystkich elementarnych komórek sieciowych w całej objętości kryształu. Monokryształy są ciałami anizotropowymi i dlatego wykazują silną zależność własności fizycznych, mechanicznych i innych od kierunku pomiaru lub pobrania próbki. Metale rzadko wykazują strukturę monokryształów, chyba że są wytwarzane z zastosowaniem specjalnych metod.

151

3 roz

6-11-02 22:45

Page 152

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

POLIKRYSZTAŁY

Metale techniczne otrzymywane konwencjonalnymi metodami metalurgicznymi są zwykle polikryształami. Składają się z ziarn, z których każde ma w przybliżeniu prawidłową strukturę krystaliczną (rys. 3.37). Przypadkowa orientacja krystaliczna poszczególnych ziarn w metalach polikrystalicznych decyduje o niemal jednakowych własnościach tych materiałów w różnych kierunkach; dlatego materiały te noszą nazwę quasi–izotropowych. Wzrost wielkości ziarn znacznie wpływa na zwiększenie anizotropii własności metalu. Zwykle w obrębie ziarn można wyróżnić podziarna lub bloki o wielkości ok. 10–4÷10–6 cm. Poszczególne elementy bloków lub podziarn są ułożone względem siebie pod bardzo małymi kątami – od kilku minut do kilku stopni.

Rysunek 3.37 Schemat struktury polikrystalicznej metali DEZORIENTACJA KRYSTALICZNA

Kąt utworzony między głównymi kierunkami orientacji krystalicznej dwóch sąsiadujących elementów krystalicznych, np. ziarn lub podziarn, jest nazywany kątem dezorientacji krystalicznej (rys. 3.38). GRANICE ZIARN

Granice ziarn stanowią wady powierzchniowe budowy krystalicznej. W metalu polikrystalicznym granice oddzielają ziarna różniące się wzajemną orientacją krystaliczną, a w stopach technicznych ponadto składem chemicznym. W zależności od kąta dezorientacji krystalicznej granice ziarn dzieli się na: wąskokątowe, szerokokątowe. a)

A

b)

ω B płaszczyzna granicy daszkowej

Rysunek 3.38 Schemat powstawania dezorientacji krystalicznej w granicach ziarn A i B: a) daszkowej, b) skrętnej; ω – wektor obrotu

152

A

ω B płaszczyzna granicy skrętnej

3 roz

6-11-02 22:45

Page 153

3.2. Rzeczywista struktura metali

GRANICE WĄSKOKĄTOWE

Rysunek 3.39 Schemat wąskokątowej granicy daszkowej o kącie dezorientacji Θ (według W.T. Reada)

d

b

Granice wąskokątowe, powstające w miejscu zetknięcia podziarn, charakteryzują się niewielkim kątem dezorientacji krystalicznej i mają budowę dyslokacyjną. Granice wąskokątowe daszkowe (rys. 3.39) łączą kryształy o wspólnym kierunku krystalograficznym równoległym do granicy. Granice wąskokątowe skrętne powstają w miejscu połączenia kryształów o wspólnym kierunku sieciowym prostopadłym do granicy (rys. 3.38). Zwykle granice wąskokątowe nie są czysto daszkowe i należy je rozpatrywać jako nałożone na siebie granice daszkowe i skrętne.

b Θ =– d

GRANICE SZEROKOKĄTOWE

granica ziarn

miejsca koincydentne

Granice szerokokątowe charakteryzują się dużym kątem dezorientacji krystalicznej ziarn, na styku których powstają. Budowa granic szerokokątowych jest bardzo złożona i nie w pełni zbadana. Sądzi się, że na granicach ziarn powstaje strefa miejsc koincydentnych (rys. 3.40), tj. jednoczesnych, tworzących supersieć przestrzenną, nakładającą się na sieć przestrzenną sąsiadujących ze sobą ziarn. Parametr supersieci miejsc koincydentnych jest wielokrotnością parametru sieci ziarn. W strefie granicy ułożenie atomów charakterystyczne dla wnętrza ziarn jest zaburzone. Granica szerokokątowa nie jest przy tym płaska, lecz zawiera liczne dyslokacje oraz protuzje, tj. wybrzuszenia i występy.

Rysunek 3.40 Schemat typowej szerokokątowej granicy koincydentnej przy kącie dezorientacji Θ = 22° wywołanym obrotem wokół osi [111] (według M.L. Kronberga, F.H. Wilsona i R.W. Cahna)

GRANICE MIĘDZYFAZOWE I KOHERENCJA

Granice między ziarnami różnych faz są nazywane granicami międzyfazowymi. Granice międzyfazowe, oddzielające fazy (porównaj rozdz. 3.3.1), różniące się parametrami i typem sieci, mają budowę zbliżoną do granic szerokokątowych.

153

3 roz

6-11-02 22:47

Page 154

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

Granice międzyfazowe można podzielić na: koherentne, półkoherentne, niekoherentne. Międzyfazowe granice koherentne (spójne) charakteryzują się dobrym dopasowaniem sieci sąsiadujących faz (rys. 3.41a), w przeciwieństwie do granic niekoherentnych (rys. 3.41b). Częściowe dopasowanie wykazują granice półkoherentne, cechujące się występowaniem dyslokacji na granicy (rys. 3.41c).

Rysunek 3.41 Schemat granic międzyfazowych a) koherentnej, b) niekoherentnej, c) półkoherentnej a)

b)

c)

3.2.9. Szkła metaliczne STRUKTURA SZKIEŁ METALICZNYCH

W szczególnych przypadkach – po zastosowaniu bardzo dużej szybkości chłodzenia podczas krzepnięcia – metale mogą uzyskiwać strukturę amorficzną, tj. bezpostaciową. Otrzymane w taki sposób materiały są nazywane szkłami metalicznymi (porównaj rozdz. 7.3.12). Szkło metaliczne, tak jak inne ciała amorficzne, ma strukturę pośrednią między stanem krystalicznym a stanem ciekłym. W szkle metalicznym są uporządkowane jedynie najbliżej sąsiadujące ze sobą atomy. Nie występuje natomiast wówczas pełne prawidłowe rozmieszczenie przestrzenne wszystkich atomów, charakterystyczne dla kryształów. Szkła metaliczne cechują się więc własnościami różnymi od kryształów metali, nie wykazując wszystkich cech dla nich charakterystycznych. Szkła metaliczne powstają w stopach metali z udziałem niemetali, utworzonych z atomów o zróżnicowanych wielkościach, pod warunkiem ochłodzenia cieczy metalowej do temperatury niższej od temperatury zeszklenia, która w przypadku ciał krystalicznych odpowiada temperaturze krystalizacji. Struktury bezpostaciowe wykazują także materiały ceramiczne i polimery (porównaj rozdz. 8.1 i 8.3).

154

3 roz

6-11-02 22:47

Page 155

3.2. Rzeczywista struktura metali

METODY OTRZYMYWANIA SZKIEŁ METALICZNYCH

Warunkiem zeszklenia stopów metali jest ich chłodzenie z bardzo dużą szybkością ok. 106 °C/s, co realizuje się przykładowo następującymi metodami: odlewania strumienia ciekłego stopu na obracający się i chłodzony wodą bęben metalowy (np. stopy Fe–Ni), wystrzeliwania kropli cieczy na ochłodzoną płytę miedzianą, naparowania w próżni na podłoże ochłodzone do temperatury –196°C (np. stopy Cu–Ag), elektroosadzania. Szkła metaliczne są metastabilne i w czasie następnego wygrzewania podlegają przemianom związanym z tworzeniem struktury drobnokrystalicznej, a przy odpowiednio wysokiej temperaturze i długim czasie osiągają strukturę równowagową. ZASTOSOWANIE SZKIEŁ METALICZNYCH

Szkła metaliczne znalazły liczne zastosowania praktyczne, np. na bardzo cienkie taśmy magnetycznie miękkie, taśmy do lutowania, ostrza do golenia, a także na włókna do zbrojenia specjalnych materiałów kompozytowych stosowanych np. na ekrany izolujące pole elektromagnetyczne (porównaj rozdz. 8.5.6). Własności zbliżone do szkieł metalicznych wykazują materiały nanokrystaliczne, w których występują bardzo drobne obszary o strukturze krystalicznej (porównaj rozdz. 7.3.5 i 8.5.6).

155

3 roz

6-11-02 22:47

Page 156

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

Dyslokacje i granice

1

4

6

156 156

2 Struktura 1) cienkiej folii ze stali typu X8CrNiTi18-9; dyslokacje w austenicie, pow. 15000x; 2) cienkiej folii ze stali X2CrNi18-9; spiętrzenie dyslokacji przed granicą ziarna w płaszczyźnie (111)γ, pow. 20000x; 3) cienkiej folii ze stali typu X6CrMnN19-19; granica daszkowa, pow. 15000x; 4) cienkiej folii ze stali typu X8CrNiTi18-9; spiętrzone dyslokacje, pow. 15000x; 5) cienkiej folii ze stali typu X8CrNiTi18-9; struktura dyslokacyjna i granica bliźniacza, pow. 30000x; 6) cienkiej folii ze stali typu X8CrNiTi18-9; granica bliźniacza, pow. 20000x; 7) cienkiej folii ze stali typu X12CrMnNi18-9-5; błędy ułożenia i granica niskokątowa daszkowa w austenicie, pow. 20000x; 8) cienkiej folii z przesyconej stali typu X8CrNiTi18-9; granica szerokokątowa, pow. 10000x

7

3

5

8

3 roz

6-11-02 22:47

Page 157

3.1. Krystaliczna struktura metali

Szkła metaliczne

1

4

6

2 Struktura 1) cienkiej folii z amorficznego stopu Ni68,7Cr6,6Fe2,7Si7,8B14C0,2, pow. 210000x; 2) cienkiej folii ze stopu amorficznego Fe85,4Hf1,4B13,2, pow. 2900000x, mikroskop wysokorozdzielczy; 3) cienkiej folii ze stopu amorficznego Fe92,4Hf4,2B3,4, pow. 2400000x, mikroskop wysokorozdzielczy; 4) cienkiej folii ze stopu Fe85,4Hf1,4B13,2 w stanie nanokrystalicznym, pow. 2400000x, mikroskop wysokorozdzielczy; 5) przełomu stopu amorficznego Cu77Ni6Sn10P7 wyżarzonego w 150°C przez 10 min, pow. 6300x, mikroskop skaningowy; 6) przełomu stopu amorficznego Ni90P10 wyżarzonego w 250°C przez 10 min, pow. 6300x, mikroskop skaningowy; 7) przełomu kruchego międzykrystalicznego po zginaniu stopu nanokrystalicznego Fe85,4Hf1,4B13,2, pow. 8900x, mikroskop skaningowy; 8) przełomu drobnożyłkowego po rozciąganiu stopu nanokrystalicznego Fe76,6Hf6,4B17, pow. 4800x, mikroskop skaningowy

7

3

5

8

157 157

3 roz

6-11-02 22:47

Page 158

3.3. Stopy metali i fazy 3.3.1. Ogólne wiadomości o stopach metali STOPY METALI

Czyste metale są w technice stosowane stosunkowo rzadko. Powszechne zastosowanie znajdują stopy metali – w wielu przypadkach wykazujące lepsze własności niż czyste metale. Stopy są substancjami dwu- lub wieloskładnikowymi, makroskopowo wykazującymi własności metaliczne. Co najmniej jeden z głównych składników stopu jest metalem. Składnikami stopów są substancje proste, np. pierwiastki, lub złożone – np. związki nie ulegające przemianom. Stopy metali charakteryzują się wiązaniem metalicznym jako jedynym lub występującym oprócz innych rodzajów wiązań. Skład chemiczny stopów jest wyrażany przez: stężenie masowe składników, stężenie atomowe składników. Stosunek masy danego składnika do całej masy stopu podany w procentach określa jego stężenie masowe. Udział atomów składnika w ogólnej liczbie atomów stopu wyrażony procentowo stanowi stężenie atomowe składnika. FAZY

Stopy mogą mieć strukturę jedno- lub wielofazową. Faza to jednorodna część stopu, oddzielona od pozostałej jego części granicą międzyfazową. Poszczególne fazy stopu zwykle dość znacznie różnią się między sobą własnościami. Liczba, rodzaj i własności faz są uzależnione od składu chemicznego stopu. Zbiór faz znajdujących się w stanie równowagi termodynamicznej jest nazywany układem. Stopy metali są wytwarzane głównie przez topienie i krystalizację ze stanu ciekłego. W wyniku tych procesów z cieczy, będącej zwykle roztworem wszystkich składników stopu, mogą powstać: roztwory stałe, fazy międzymetaliczne, mieszaniny faz.

3.3.2. Roztwory stałe ROZTWORY STAŁE I ICH SKŁADNIKI

Roztwór stały stanowi jednorodną fazę o wiązaniu metalicznym i strukturze krystalicznej o własnościach typowo metalicznych. Metal, którego atomy występują

158

3 roz

6-11-02 22:47

Page 159

3.3. Stopy metali i fazy

w sieci w przewadze, jest rozpuszczalnikiem. Drugi składnik jest nazywany pierwiastkiem rozpuszczonym. ROZTWORY STAŁE PODSTAWOWE I WTÓRNE

Roztwory stałe mogą być: podstawowe, wtórne. Roztwór stały jest nazywany roztworem stałym podstawowym, gdy rozpuszczalnikiem jest pierwiastek będący składnikiem stopu. Gdy rozpuszczalnikiem jest faza międzymetaliczna, roztwór stały nosi nazwę roztworu stałego wtórnego. Roztwory stałe podstawowe zachowują strukturę sieciową taką samą, jak czysty metal rozpuszczalnika. W zależności od zakresu stężenia składnika rozpuszczonego roztwory stałe mogą być podzielone na: graniczne, ciągłe. Roztwór stały podstawowy występuje zwykle w pewnym zakresie stężeń zmniejszających się od 100% rozpuszczalnika. Jeżeli stężenie składnika rozpuszczonego jest ograniczone w pewnym zakresie, roztwór stały jest nazywany roztworem stałym granicznym. W przypadku nieograniczonej rozpuszczalności obydwu składników w stanie stałym w całym zakresie stężeń, tj. od 0 do 100%, roztwór stały jest roztworem stałym ciągłym. CZYNNIKI DECYDUJĄCE O TWORZENIU ROZTWORÓW STAŁYCH

Czynniki decydujące o tworzeniu roztworów stałych można ująć w formie czterech reguł: elektrowartościowości ujemnej, typów sieci, wielkości atomów, względnych wartościowości. Od reguł tych obserwuje się jednak pewne wyjątki. REGUŁA ELEKTROWARTOŚCIOWOŚCI UJEMNEJ

Roztwory stałe powstają wtedy, gdy niewielka jest różnica elektrowartościowości składników. Im bardziej elektrododatni jest jeden ze składników, a drugi elektroujemny, tym większa jest tendencja do tworzenia się faz międzymetalicznych. REGUŁA TYPÓW SIECI

Powstawanie roztworów stałych ciągłych jest możliwe jedynie wtedy, gdy obydwa składniki mają ten sam typ struktury krystalicznej; w przeciwnych przypadkach mogą tworzyć się roztwory stałe graniczne. REGUŁA WIELKOŚCI ATOMÓW

Całkowita wzajemna rozpuszczalność w stanie stałym występuje w przypadku, gdy stosunek promieni atomowych jest mniejszy od 1,08. Gdy stosunek ten jest większy od 1,15, tworzą się roztwory graniczne, o stężeniu metalu rozpuszczonego zwykle mniejszym od 1%.

159

3 roz

6-11-02 22:47

Page 160

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

REGUŁA WZGLĘDNYCH WARTOŚCIOWOŚCI

Rozpuszczalność metali o wyższej wartościowości w metalach jednowartościowych jest większa niż metali jednowartościowych w metalach o wartościowości wyższej. Dotyczy to właściwie wyłącznie miedziowców. W roztworach stałych atomy składnika rozpuszczonego mogą być rozmieszczone: w przestrzeniach międzywęzłowych rozpuszczalnika w roztworach stałych międzywęzłowych, w węzłach sieci krystalicznej rozpuszczalnika, zastępując jego atomy w roztworach stałych różnowęzłowych, zupełnie przypadkowo. ROZTWORY STAŁE MIĘDZYWĘZŁOWE

A B

Rysunek 3.42 Schemat rozmieszczenia atomów w strukturze roztworu stałego międzywęzłowego; A – atomy metalu rozpuszczalnika, B – atomy pierwiastka rozpuszczonego

W przypadku gdy atomy pierwiastka rozpuszczonego są usytuowane w sposób nieuporządkowany w przestrzeniach międzywęzłowych sieci metalu rozpuszczalnika, roztwór stały jest nazywany roztworem stałym międzywęzłowym (rys. 3.42). Atomy pierwiastka rozpuszczonego B powodują ekspansję sieci rozpuszczalnika. Ponieważ w sieciach A1, A2 i A3 przestrzenie międzywęzłowe są niewielkie, mieszczą się w nich atomy pierwiastków o niewielkich średnicach atomowych. Roztwory te tworzą zwykle metale przejściowe – w tym żelazo z niemetalami, głównie węglem, azotem, wodorem i borem. Roztwory stałe międzywęzłowe są roztworami granicznymi, a rozpuszczalność graniczna zmienia się zwykle wraz ze zmianą temperatury.

ROZTWORY STAŁE RÓŻNOWĘZŁOWE

A B

Rysunek 3.43 Schemat rozmieszczenia atomów w strukturze roztworu stałego różnowęzłowego; A – atomy metalu rozpuszczalnika, B – atomy pierwiastka rozpuszczonego

160

Gdy atomy metalu rozpuszczonego zajmują przypadkowo dowolne węzły w sieci krystalicznej metalu rozpuszczalnika, roztwór stały jest nazywany roztworem stałym różnowęzłowym (rys. 3.43). Obecność atomów innego pierwiastka w sieci krystalicznej rozpuszczalnika, w zależności od stosunku średnic atomów rozpuszczalnika i pierwiastka rozpuszczonego, powoduje odkształcenie sieci – ekspansję lub kontrakcję (rys. 3.44). Roztwory stałe różnowęzłowe mogą być ciągłe lub graniczne. W roztworach

6-11-02 22:47

Page 161

3.3. Stopy metali i fazy

stałych ciągłych liczba węzłów sieci krystalicznej rozpuszczalnika zajętych przez atomy drugiego składnika rośnie wraz ze zwiększaniem się stężenia składnika rozpuszczonego – od struktury czystego metalu A do struktury metalu B (rys. 3.45). a)

b)

Rysunek 3.44 Schemat odkształcenia sieci w roztworze stałym różnowęzłowym, spowodowanego przez atom pierwiastka rozpuszczonego a) ekspansja sieci, b) kontrakcja sieci A

B

A

B

Rysunek 3.45 Schemat zależności liczby węzłów sieci przestrzennej rozpuszczalnika, zajętych przez atomy składnika rozpuszczonego, od wzrastającego stężenia tego składnika w roztworze stałym różnowęzłowym

A

%B atomy metalu A

B atomy metalu B

NADSTRUKTURY

a)

b)

c)

c

a

3 roz

a

a

a atom Cu atom Au

a

atom Cu atom Zn

Rysunek 3.46 Schemat komórek sieciowych uporządkowanych roztworów stałych a) nadstruktura Cu3 Au o sieci regularnej, b) nadstruktura CuAu o sieci tetragonalnej, c) uporządkowany mosiądz β (CuZn)

W niektórych roztworach stałych różnowęzłowych o określonych stosunkach stężenia atomowego składników metalicznych A i B, np. w wyniku wolnego chłodzenia lub wygrzewania w stałej temperaturze, nieuporządkowany rozkład obydwu składników zmienia się na uporządkowany. Roztwór stały, charakteryzujący się prawidłowym rozkładem atomów obydwu składników w sieci, jest nazywany nadstrukturą i powstaje w wyniku przemiany: nieporządek porządek. Ponieważ przemiana ta jest odwracalna, przy nagrzaniu do określonej temperatury następuje zanik nadstruktury.

161

6-11-02 22:47

Page 162

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

Tablica 3.10 Przykłady nadstruktur typów AB i AB3

Nadstrukturom można przypisać wzory AB, AB3 lub A3B, odpowiadające ilościowym stosunkom atomowym A i B, równym 1:1, 1:3 lub 3:1 (rys. 3.46). W tablicy 3.10 zestawiono niektóre nadstruktury typów AB, AB3 lub A3B, występujące w stopach metali.

Typ nadstruktury

Przykłady nadstruktur

AB

AuCu, AgPt, CoPt, NiPt, FePt, MnPt AgZn, CuZn, CuBe, FeCo, FeCr, NiAl, AlFe CdMg, NiSn, NiSb, AsNi, AuSn, FeSn

AB 3

AuCu3 , AlNi3 , FeNi3 , MnNi3 , PtCu3 , FePd3 , PdCu3 , AgPt3 AlCu3 , AlFe3 , SiFe3 CdMg3 , WCo3 , MgCd3 , SnNi3 , MoCo3 , ThAl3

Typ sieci krystalograficznej

L10 B2 (L2) B81 L12 L21 (D0 3) D019

3.3.3. Umocnienie roztworów stałych KLASYFIKACJA MECHANIZMÓW UMOCNIENIA

Stopy jednofazowe o strukturze roztworów stałych zwykle wykazują większe własności wytrzymałościowe niż czyste metale. Umocnienie przez tworzenie roztworu stałego wiąże się z działaniem jednego lub kilku mechanizmów dyslokacyjnych decydujących o wzroście odporności na odkształcenie plastyczne przez: blokowanie dyslokacji w ich położeniach wyjściowych, zmniejszenie szybkości ruchu dyslokacji w wyniku zwiększenia naprężenia tarcia sieci, utrudnienie w pokonywaniu przeszkód przez dyslokacje w wyniku ograniczenia poślizgu poprzecznego. MECHANIZMY UMOCNIENIA

kierunek ruchu dyslokacji

3 roz

Rysunek 3.47 Mechanizm umocnienia roztworu stałego polami naprężeń (według N.F. Motta i F.R.N. Nabarro)

162

Umocnienie roztworów stałych spowodowane obecnością pierwiastków rozpuszczonych w sieci rozpuszczalnika następuje przez: pokonywanie przez dyslokacje pól napręL żeń wokół niedopasowanych atomów pierwiastka rozpuszczonego w sieci rozpuszczalnika zgodnie z mechanizmem Motta–Nabarro; ruch postępowy dyslokacji zachodzi przez przeskakiwanie odcinka linii dyslokacji L kilkakrotnie dłuższego od odległości λ między rozpuszczonymi atomami do następnego poλ łożenia równowagowego (rys. 3.47); sprężyste blokowanie ruchu dyslokacji zgodnie z mechanizmem Cottrella; dyslokacje są blokowane przez atmosfery stanowiące skupienia atomów obcych wokół linii dyslokacji i zmniejszające pole naprężeń sprężystych dyslokacji. Oddzielenie dyslokacji od atmosfery wymaga dostarczenia energii równej energii odkształceń sprężystych uwolnionej w wyniku utworzenia atmosfery.

3 roz

6-11-02 22:47

Page 163

3.3. Stopy metali i fazy

Gdy przyłożone naprężenie pokona oddziaływanie między dyslokacją a atmosferą, może ona poruszać się przy mniejszym naprężeniu, co decyduje o wystąpieniu wyraźnej granicy plastyczności; chemiczne blokowanie rozszczepionych dyslokacji zgodnie z mechanizmem Suzuki; w wyniku dyfuzji powstają w stopie obszary o lokalnie zwiększonym stężeniu pierwiastka rozpuszczonego i obniżonej przez to energii błędu ułożenia, które przyciągają się z rozszczepionymi dyslokacjami; dyslokacje cząstkowe w wyniku oddziaływania pierwiastków rozpuszczonych są bardziej rozszczepione, co doprowadza do dalszego poszerzania pasma błędu ułożenia między dyslokacjami cząstkowymi i skutecznie zapobiega poślizgowi poprzecznemu dyslokacji śrubowych; geometryczne blokowanie ruchu dyslokacji zgodnie z mechanizmem Fishera; atomy pierwiastka rozpuszczonego zamiast pozostawać w bezładnym ułożeniu mogą tworzyć lokalne zgrupowania tzw. klastry lub mogą układać się regularnie w sieci rozpuszczalnika tworząc uporządkowanie bliskiego zasięgu, co utrudnia ruch dyslokacji, gdyż ruch ten wymaga zniszczenia klastrów lub uporządkowania bliskiego zasięgu.

3.3.4. Fazy międzymetaliczne CHARAKTERYSTYCZNE CECHY FAZ MIĘDZYMETALICZNYCH

Fazy międzymetaliczne są połączeniami metali lub metali z niemetalami i wykazują własności metaliczne ze względu na częściowy lub całkowity udział wiązania metalicznego między atomami wchodzącymi w skład fazy. Charakterystyczne cechy faz międzymetalicznych opisują cztery zasady: struktura krystaliczna faz międzymetalicznych różni się od struktury każdego ze składników, atomy każdego ze składników wykazują uporządkowane rozmieszczenie w sieci krystalicznej, w oddziaływaniach między atomami występuje przewaga wiązania metalicznego, wzajemne stosunki ilościowe atomów składników rzadko odpowiadają wartościowościom chemicznym pierwiastków, jakie wykazują one w związkach chemicznych, chociaż fazom można przypisać wzory podobne do wzorów związków chemicznych. ROZTWORY STAŁE WTÓRNE

Fazy międzymetaliczne występują przy ściśle określonych stężeniach składników stopu, chociaż mogą występować również w pewnym zakresie stężeń i tworzyć roztwory stałe wtórne. Roztwory te mogą być: różnowęzłowe, międzywęzłowe, pustowęzłowe. W roztworach pustowęzłowych występuje nadmiar atomów jednego ze składników, a w węzłach sieci krystalicznej, które miałyby być obsadzone atomami drugiego składnika, powstają wakanse.

163

3 roz

6-11-02 22:47

Page 164

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

KRYTERIA KLASYFIKACJI FAZ MIĘDZYMETALICZNYCH

Fazy międzymetaliczne można dzielić w zależności od: stężenia elektronowego, tj. stosunku liczby elektronów wartościowości do liczby atomów w komórce elementarnej, lub czynnika elektrochemicznego, uwzględniającego strukturę elektronową składników, wielkości atomów. Spośród licznych faz międzymetalicznych zostaną omówione najważniejsze. FAZY ELEKTRONOWE

Fazy elektronowe to roztwory stałe wtórne o wyraźnych własnościach metalicznych. Są tworzone między metalami dwóch klas podanych w tablicy 3.11.

Tablica 3.11 Klasy metali tworzących fazy elektronowe

Klasa metali

Metale

Liczba elektronów walencyjnych

Mn, Fe, Co, Ni, Rh, Pd, Pt

0

Cu, Ag, Au

1

Be, Mg, Zn, Cd, Hg

2

Al, Ga, In

3

Si, Ge, Sn

4

Sb

5

I

II

Strukturę tych faz warunkują trzy wartości stężeń elektronowych: 21/14 (3/2), 21/13 i 21/12 (7/4). Przykłady faz elektronowych podano w tablicy 3.12. Tablica 3.12 Przykłady faz elektronowych Typ fazy

Wartość stężenia elektronowego

β

3 — 2

γ

21 —— 13

ε

7 — 4

Przykłady faz

Typ sieci krystalograficznej

CuBe, CuZn, CuPd, AgMg, AgZn, AgCd, AuMg, AuZn, AuCd, FeAl, CoAl, NiAl

Regularna przstrzennie centrowana B2 typu CsCl

AgHg, Ag4 Al, Au3 Al, CoZn, MnZn

Regularna złożona, o 20 atomach, A13 typu Mnβ

Cu3Ga, Cu5Ge, AgCd, Ag3 Al, Ag3Ga, Ag3In, Ag5Sn, Ag7Sb, Au 3 In, Au5Sn

Heksagonalna zwarcie wypełniona zbliżona do A3

Cu5Zn8 , Cu5Cd8, Cu5Hg8 , Cu9Ga4, Cu9 In4 , Cu31Sn 8, Ag 5Zn 8, Ag5Cd 8, Ag 5Hg 8, Au5Zn 8, Mn5Zn21, Fe5Zn21, Co5 Zn21, Ni5 Be21, Ni5Zn21, Ni 5Cd 21, Rh 5 Zn21, Pd5 Zn21, Pt5Be21, Pt5Zn21

Regularna złożona, o 52 atomach, typu mosiądzu γ

CuZn3, Cu3Sn, Cu3 Ge, Cu3Si, AgZn3 , AgCd3, Ag 3Sn, Ag 5 Al3 , AuZn3, AuCd3, Au3Sn

Heksagonalna zwarcie wypełniona zbliżona do A3

FAZY LAVESA

W przypadku gdy idealny stosunek promieni atomowych dwóch pierwiastków A i B wynosi, a w rzeczywistości gdy zawarty jest w przedziale 1,05÷1,68, w zasadzie przy ściśle określonym stosunku stężeń atomowych mogą utworzyć się fazy

164

3 roz

6-11-02 22:47

Page 165

3.3. Stopy metali i fazy

Lavesa typu AB2. Fazy Lavesa występują m.in. w stopach Fe, Mn, Cr i Mo z innymi metalami. Przykłady faz Lavesa podano w tablicy 3.13, a charakterystyczne typy struktur – na rysunku 3.48.

Rysunek 3.48 Struktury sieciowe faz Lavesa a) typ MgCu2, b) typ MgZn2, c) typ MgNi2

a)

c)

Mg

Cu

Mg

Zn

b)

Mg

Ni

Tablica 3.13 Przykłady faz Lavesa Typ fazy

Wartość stężenia elektronowego

Przykłady faz

Typ sieci krystalograficznej

MgCu2

1,3÷1,8 i >2,3

MgCu2, AgBe2, BiAu2, CaAl2, KBi2 , NaAu2 , NbCo2, TiBe2, TiCo2 – α, ZrCo2 , ZrFe2, ZrW2

Regularna złożona, o 24 atomach, C15 (rys. 3.48a)

MgZn2

1,8÷2,3

MgZn2, CaCd2 , CaLi2, CaMg2, CrBe2, KNa2 , MoBe2, NbFe 2, NbMn2, SrMg2, TiFe2, TiMn 2, VBe2, WBe2, WFe 2, ZrCr 2

Heksagonalna złożona C14 (rys. 3.48b)

MgNi2

1,8÷2,3

MgNi2, TiCo2 – β, ZrFe2, UPt 2, U(Fe,Ni)2

Heksagonalna złożona C36 (rys. 3.48c)

FAZY O STRUKTURACH SIATEK KAGOMÉ

W stopach dwu- i wieloskładnikowych metali przejściowych, zawierających niekiedy dodatki innych pierwiastków, np. Si, występują przy określonych stężeniach składników fazy σ, P, R, µ lub δ (tabl. 3.14). Fazy te mają charakter roztworów stałych wtórnych i wydzielają się z roztworów stałych podstawowych po

165

3 roz

6-11-02 22:47

Page 166

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

długotrwałym wygrzewaniu w wysokiej temperaturze. Temperatura wydzielania się tych faz ulega obniżeniu po uprzednim odkształceniu plastycznym stopu na zimno. Fazy jednego typu są izomorficzne i krystalizują w sieciach złożonych, opisanych w tablicy 3.14. Struktury krystaliczne tych faz są pokrewne. Składnik B jest rozmieszczony w tych sieciach zajmując węzły dwuwymiarowej siatki tzw. kagomé (rys. 3.49a), złożonej z trójkątów i sześciokątów. Natomiast atomy składnika A są umieszczone w środkach geometrycznych figur siatki kagomé o węzłach obsadzonych przez atomy składnika B. Warstwy o takim ułożeniu atomów są wzajemnie na siebie nałożone i niekiedy obrócone jedne względem drugich. Sieć fazy σ (tabl. 3.14 i rys. 3.49b) jest złożona wyłącznie z elementów siatki kagomé (fragment oznaczony ABC), gdy w bardziej złożonej krystalograficznie fazie P (rys. 3.49c) występują również pięciokąty (fragment oznaczony DEF), umożliwiające dopasowanie fragmentów siatki kagomé (po obrocie fragmentu oznaczonego A′B′C′). Z kolei fragmenty sieci fazy P złożone z trójkątów i pięciokątów (oznaczone DEF, a po obrocie o 180° – D′E′F′), odpowiednio zestawione, tworzą podstawowy motyw sieci fazy µ (rys. 3.49d). Fazy R i δ mają struktury pochodne od poprzednio omówionych, lecz jeszcze bardziej złożone.

Tablica 3.14 Przykłady faz σ, P, R, µ, δ

166

Typ fazy

Składnik fazy A

B

Stężenie atomowe składnika B, %

Temperatura wydzielania ok., °C

Typ sieci krystalograficznej

σ

Cr Cr Cr V V V V

Fe Co Mn Mn Fe Co Ni

51÷57 37÷42 76÷84 75÷86 43÷63 32÷56 26÷45

600 1000 1000 1000 700 1200 1000

tetragonalna złożona, o 30 atomach

P

Mo Cr, Mo Mo

Fe, Ni Ni Mn, Co

14,37 40 25,30

1200 1200 1240

rombowa złożona, o 56 atomach

R

Ti Cr, Mo Mo Mo Ti V V V Mo W Nb Ta

Mn Co Mn, Co Mn, Fe Si, Mn Si, Fe Si, Co Si, Ni Si, Mn Si, Mn Si, Mn Si, Mn

82 49 35÷50 10÷45 19,79 22,36 15,40 25,36 19,78 19,78 16,79 16,79

1050 1200 1240 1240 1000 1100 1100 1100 1000 1000 1000 1000

romboedryczna złożona, o 53 atomach

µ

Mo Mo W W

Fe Co Fe Co

54 52÷57 54 54

1480 1175 1640 1630

romboedryczna złożona, o 13 atomach

δ

Mo

Ni

49÷51

1300

rombowa złożona, o 53 atomach

3 roz

6-11-02 22:47

Page 167

3.3. Stopy metali i fazy

Rysunek 3.49 Płaskie siatki struktury warstw atomowych faz parkietowych pochodne od siatek kagomé a) siatka kagomé, b) struktura fazy σ, c) struktura fazy P, d) struktura fazy µ (według J.S. Kaspera i F.G. Franka) a)

b)

c)

d) A

A

A'

F' D

D

A B'

E'

E E

B B

B

C' C C

F

F

D'

3.3.5. Fazy międzywęzłowe o strukturach prostych i złożonych KLASYFIKACJA FAZ MIĘDZYWĘZŁOWYCH

W zależności od stosunku promieni atomowych niemetalu rX i metalu rM można dokonać (według warunku G. Hägga) podziału faz międzywęzłowych na: rX fazy o strukturach prostych, gdy r ≤ 0,59, M r fazy o strukturach złożonych, gdy X > 0,59. rM FAZY MIĘDZYWĘZŁOWE O STRUKTURACH PROSTYCH

Fazy międzywęzłowe o strukturach prostych mają własności metaliczne i krystalizują w sieciach regularnej ściennie centrowanej i heksagonalnej zwartej, a także regularnej przestrzennie centrowanej i heksagonalnej prostej. Sieć krystaliczna faz międzywęzłowych o strukturach prostych jest przy tym zwykle różna od sieci czystego metalu. Węzły sieci krystalicznej tych faz są zajęte przez atomy któregoś metalu przejściowego M, a w przestrzeniach międzywęzłowych są usytuowane atomy niemetali X o małym promieniu atomowym, tj. atomy węgla, azotu, wodoru lub boru. Do faz międzywęzłowych o strukturach prostych są więc zaliczane wodorki, niektóre borki, a także niektóre węgliki i azotki metali przejściowych. Skład faz międzywęzłowych o strukturach prostych można opisać zwykle wzorami M4X, M2X, MX i MX2. W niektórych roztworach wtórnych faz międzywęzłowych o strukturach prostych nie wszystkie przestrzenie międzywęzłowe są obsadzone atomami niemetalu. Zmienia się wówczas średni skład chemiczny tych faz, np. zamiast fazy MX bardzo często występuje faza M4X3 o niedomiarze atomów niemetalu.

167

3 roz

6-11-02 22:47

Page 168

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

FAZY MIĘDZYWĘZŁOWE O STRUKTURACH ZŁOŻONYCH

Fazy międzywęzłowe o strukturach złożonych tworzone przez metale przejściowe i niemetale zwykle mają znaczną liczbę atomów w komórce strukturalnej. Fazy te cechują się również własnościami metalicznymi, są jednak mniej trwałe od faz międzywęzłowych. Struktury złożone wykazuje większość borków oraz niektóre azotki i węgliki żelaza, kobaltu, niklu, manganu i chromu, a także węgliki podwójne. WĘGLIKI

Węgliki są tworzone przez pierwiastki, które mają niecałkowicie zapełnione elektronami podpowłoki d przedostatniej powłoki n – 1. Zdolność do tworzenia węglików przez poszczególne pierwiastki i trwałość węglików zwiększa się wraz ze zmniejszeniem liczby elektronów w podpowłoce d przedostatniej powłoki, co schematycznie przedstawiono w tablicy 3.15. Tablica ta obejmuje fragment układu okresowego pierwiastków, na którym zaznaczono węgliki tych pierwiastków, występujące w stopach metali. Na rysunkach 3.50÷3.53 przedstawiono struktury sieciowe węglików typu MC, M2C, cementytu M3C i M23C6. Węgliki różnych pierwiastków tego samego typu są izomorficzne i dlatego wykazują wzajemną rozpuszczalność. Atomy jednego metalu przejściowego mogą być zamieniane przez inne metale. W stopach M wieloskładnikowych żelaza mogą ponadto X powstawać węgliki złożone typu M6C, np. W3Fe3C o sieci regularnej złożonej, zawierającej w komórce strukturalnej 96 atomów metalu i 16 atomów węgla (rys. 3.54).

Rysunek 3.50 Struktura sieci faz międzywęzłowych MX typu NaCl

Fe C

M C

Rysunek 3.51 Struktura sieciowa węglika typu M2C

168

Rysunek 3.52 Struktura sieciowa cementytu Fe3C

3 roz

6-11-02 22:47

Page 169

3.3. Stopy metali i fazy

Rysunek 3.53 Struktura sieciowa węglika typu Cr23C6 (opracowano na podstawie danych H.J. Goldschmidta)

grupy atomów

atomy Cr

C

Rysunek 3.54 Struktura sieciowa węglika typu M6C (opracowano na podstawie danych H.J. Goldschmidta)

x

Y

x Y

Y Y

x x x

x

Y

Fe

Y

x

Y

Y

atomy

x

Y

Y

x

x

Y

x

grupy atomów

Y

x

Y

x C

x Y

W lub Fe

169

3 roz

6-11-02 22:47

Page 170

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

Tablica 3.15 Węgliki metali przejściowych (według danych H.J. Goldschmidta)

Grupa Okres

IV B

VB

Ti3d2

V3d3

VI B

VII B

Cr3d 5

Mn3d5

Cr23C6

Mn23C6

VIII B Fe3d6

Co3d7

Ni3d 8

Co 3C

Ni3C

ε-Fe2C

3 TiC

VC

Cr7C3

Mn7C3

V2C

Cr3C2 Zr4d2

Nb4d 3

ZrC

NbC

Hf5d2

Ta5d 3

HfC

TaC

Mn3C

Mo4d5

Zwiększająca się zdolność do tworzenia węglików

4 Nb2C

Mo2C

MoC

Sieć krystaliczna: regularna heksagonalna rombowa fazy o strukturach prostych fazy o strukturach złożonych

W5d 4

5 Ta2C

W2C

Fe3C

WC

AZOTKI

Wiele podobieństwa do węglików wykazują azotki. Azot ma nieco mniejszą średnicę atomową niż węgiel. Z tego względu azotki są przeważnie fazami międzywęzłowymi M2N i MN. Żelazo i mangan tworzą także azotki M4N. Azotki metali przejściowych zestawiono w tablicy 3.16. Żelazo tworzy ponadto azotek Fe16N2, którego strukturę można porównać do nadstruktury w żelazie α. W stopach żelaza mogą występować także azotki AlN, Si3N4 i BN o sieciach heksagonalnych. Azotki metali wzajemnie rozpuszczają się w sobie, a fazy te, utworzone przez metale grup IV B i V B, są roztworami stałymi ciągłymi.

Tablica 3.16 Azotki metali przejściowych (według danych H.J. Goldschmidta)

Grupa Okres

IV B

VB

VI B

VII B

TiN

VN

CrN

MnN Fe2N

3

Mn2N Ti2N

V2N

4

5

Co2N

Ni2N

Cr2N Mn4N

170

VIII B

NbN

Mo2N

Nb2N

MoN

TaN

W2 N

Ta2N

WN

ZrN

HfN

Fe4N

Sieć krystaliczna: regularna typu NaCl heksagonalna zwarta heksagonalna typu WC regularna ściennie centrowana

3 roz

6-11-02 22:47

Page 171

3.3. Stopy metali i fazy

WĘGLIKOAZOTKI

Azotki i węgliki typu MN i MC oraz M2N i M2C są odpowiednio izomorficzne i cechują się wzajemną rozpuszczalnością. Zatem w stopach wieloskładnikowych mogą występować węglikoazotki typu M(C,N) i M2(C,N).

3.3.6. Mieszaniny faz CECHY MIESZANIN FAZ

Stanem stopu, występującym bardzo często, jest mieszanina faz. O mieszaninie faz mówi się wtedy, gdy w stopie znajdują się co najmniej dwie fazy w stanie rozdrobnienia, oddzielone od siebie granicami międzyfazowymi. Każda faza ma przy tym określone, właściwe sobie, skład chemiczny, strukturę krystaliczną i własności. Mieszaniny faz mają zwykle lepsze własności wytrzymałościowe i mniejszą plastyczność od poszczególnych faz. KLASYFIKACJA MIESZANIN FAZ

Mieszaniny występujące jako struktury w stopach metali mogą być typu (porównaj rozdz. 3.4.3): eutektycznego (rys. 3.55a), perytektycznego (rys. 3.55b).

STĘŻENIE, c

STĘŻENIE, c

Rysunek 3.55 Schemat równowagi typu eutektycznego (a) i perytektycznego (b) w mieszaninach faz

3.3.7. Umocnienie stopów cząstkami faz wtórnych RODZAJE UMOCNIENIA CZĄSTKAMI FAZ WTÓRNYCH

Dyspersyjne cząstki faz wtórnych różniące się od osnowy strukturą sieciową, składem chemicznym oraz własnościami sprężystymi i wytrzymałościowymi są przeszkodami objętościowymi dla poruszających się dyslokacji i decydują o znacznym umocnieniu stopu. Umocnienie spowodowane przez dyspersyjne cząstki faz wtórnych w osnowie stopu może być: utwardzaniem wydzieleniowym, gdy cząstki tych faz wydzielają się w osnowie, np. podczas starzenia (porównaj rozdz. 4.8.8) i pomiędzy nimi a osnową występuje koherentna granica międzyfazowa, a w otoczeniu tych cząstek

171

3 roz

6-11-02 22:47

Page 172

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

występuje sprężyste odkształcenie sieci osnowy i pole naprężeń dalekiego zasięgu. W miarę wzrostu wielkości cząstek może nastąpić częściowe zerwanie koherencji i w wyniku tego zmniejszenie granicy plastyczności stopu; utwardzaniem dyspersyjnym, gdy cząstki tych faz są wprowadzone do stopu w procesie wytwarzania, np. metodami metalurgii proszków lub utleniania wewnętrznego i pomiędzy nimi a osnową występuje niekoherentna granica międzyfazowa. WARUNKI DECYDUJĄCE O WYDZIELANIU KOHERENTNYM

Najmniejsza bariera energetyczna zarodkowania faz wtórnych, czyli wartość energii swobodnej niezbędnej do utworzenia zarodków tych faz o wielkości krytycznej, zależy od oddziaływania granic ziarn, dyslokacji i wakansów na energię granicy międzyfazowej z osnową: zarodkowanie homogeniczne w idealnej sieci krystalicznej nie powoduje żadnych odkształceń i wpływa na wydzielanie faz koherentnych; zmniejszenie bariery energetycznej zarodkowania następuje, gdy objętość właściwa wydzielającej się fazy jest większa niż osnowy, a wydzielanie faz koherentnych przebiega z udziałem wakansów; kiedy wzrost fazy wydzielającej się związany jest z generowaniem dyslokacji niedopasowania na granicy międzyfazowej lub przed wydzielaniem fazy wtórnej występują dyslokacje szczególnie łatwo dysocjujące, następuje wydzielanie faz półkoherentnych na dyslokacjach; kiedy wydzielanie faz na granicach ziarn prowadzi do zmniejszenia energii powierzchniowej granicy międzyfazowej i obniżenia bariery zarodkowania, wydzielają się fazy niekoherentne. Kolejność wydzielania faz na różnych defektach sieciowych jest różna w zależności od dopasowania sieci i zależnej od tego koherencji tych faz z osnową: przy całkowitej koherencji i zerowym niedopasowaniu sieci występuje kolejność: osnowa → dyslokacja → granica ziarn, dla faz koherentnych, których zarodkowanie jest związane z polem naprężeń, występuje kolejność: dyslokacja → osnowa → granica ziarn, dla faz półkoherentnych występuje kolejność: osnowa → granica ziarn, → dyslokacja → granica ziarn → osnowa, dla faz niekoherentnych występuje kolejność: granica ziarn → dyslokacje → osnowa. CZYNNIKI DECYDUJĄCE O UMOCNIENIU STOPU

Na umocnienie stopu z dyspersyjnymi cząstkami faz wtórnych podczas odkształcenia plastycznego wpływają następujące czynniki: różnica własności sprężystych faz wtórnych i osnowy, wielkość, rozmieszczenie i udział objętościowy cząstek faz wtórnych, niedopasowanie sieci między osnową a fazą wtórną,

172

3 roz

6-11-02 22:47

Page 173

3.3. Stopy metali i fazy

energia błędu ułożenia osnowy, energia granic antyfazowych w przypadku faz uporządkowanych. ODDZIAŁYWANIA MIĘDZY CZĄSTKAMI FAZ WTÓRNYCH A DYSLOKACJAMI

Rysunek 3.56 Schemat przecinania wydzieleń przez dyslokację

Między cząstkami faz wtórnych a dyslokacjami poruszającymi się w płaszczyźnie poślizgu mogą występować następujące oddziaływania: przecinanie cząstek faz wtórnych przez dyslokacje (rys. 3.56), gdy ich twardość jest niewielka i wykazują uprzywilejowaną orientację krystalograficzną z osnową, zapewniającą zgodną orientację płaszczyzn poślizgu w obu fazach, omijanie cząstek faz wtórnych przez dyslokacje w wyniku tworzenia wokół nich zamkniętych pętli dyslokacyjnych, omijanie cząstek faz wtórnych przez dyslokacje w wyniku zmiany płaszczyzny poślizgu przez wspinanie lub poślizg poprzeczny.

MECHANIZMY UTWARDZANIA WYDZIELENIOWEGO I DYSPERSYJNEGO

Utwardzanie wydzieleniowe zgodnie z mechanizmem Motta–Nabarro następuje w przypadku, gdy odległość λ między wydzieleniami powodującymi naprężenia w roztworze stałym jest zbliżona do promienia krzywizny R, który może osiągnąć dyslokacja pod działaniem pola przyłożonych naprężeń zewnętrznych. Dyslokacja jest zdolna do wyginania się wokół pojedynczych centrów naprężeń i odcinki dyslokacji o długości L porównywalnej z odległością λ między wydzieleniami mogą się poruszać tworząc wygięcia na linii dyslokacji (rys. 3.57). Gdy fazy wtórne są bardzo twarde i nieodkształcalne plastycznie, a λ >> R, dyslokacja przemieszcza się, przechodząc między przeszkodami i pozostawiając za sobą na każdej przeszkodzie zamkniętą pętlę, zgodnie z mechanizmem Orowana (rys. 3.58). Mechanizm ten jest podstawowym mechanizmem utwardzania dyspersyjnego. Gdy naprężenia są dostatecznie duże, cząstki faz wtórnych są omijane przez dysRysunek 3.57 Mechanizm utwardzania lokacje śrubowe i krawędziowe w wyniku wydzieleniowego polami poślizgu poprzecznego, z którym może współnaprężeń (według N.F. Motta działać również mechanizm Orowana (rys. i F.R.N. Nabarro) 3.59). W temperaturze podwyższonej znaczny

173

3 roz

6-11-02 22:49

Page 174

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

Rysunek 3.58 Schemat omijania wydzieleń przez dyslokację pozostawiającą wokół nich zamknięte pętle (według E. Orowana)

Rysunek 3.59 Schemat mechanizmów omijania wydzieleń przez dyslokację a) według mechanizmu Orowana, b, c) za pośrednictwem poślizgu poprzecznego, d) przy jednoczesnym działaniu mechanizmu Orowana i poślizgu poprzecznego (według A.S. Argona)

Rysunek 3.60 Schemat wspinania dyslokacji wokół wydzieleń (według A.S. Argona)

174

jest również udział wspinania dyslokacji wokół wydzieleń (rys. 3.60). Zmniejszenie umocnienia stopu następuje w tych warunkach w wyniku przyspieszonego zdrowienia dynamicznego osnowy. Twarde i trudno odkształcalne fazy wtórne decydują o wzroście gęstości dyslokacji i umocnieniu stopu, gdy rzeczywiste odkształcenie plastyczne zwiększa się do ε = 1. Dalsze zwiększenie odkształcenia ε powoduje odkształcanie i kruszenie się cząstek tych faz, w wyniku czego zmniejsza się umocnienie stopu. Pokruszone cząstki faz najczęściej są usytuowane na granicach podziarn lub w ściankach komórek dyslokacyjnych. Dalsze zwiększenie odkształcenia ε wpływa na zmniejszenie umocnienia stopów w wyniku tworzenia i rozwoju pasm ścinania.

3 roz

6-11-02 22:49

Page 175

3.1. Krystaliczna struktura metali

Ferryt i perlit

1

4

6

2 Struktura 1) cienkiej folii ze stali typu 15MnNb5 (P355NL1); ferryt z węglikami globularnymi, pow. 14000x; 2) stali typu 15MnNb5 (P355NL1); ferryt i perlit w układzie pasmowym, pow. 500x; 3) cienkiej folii ze stali typu 15MnNb5 (P355NL1); obszary perlitu w otoczeniu ferrytu, pow. 11000x; 4) stali typu 70Cr4; perlit, pow. 3000x, mikroskop skaningowy; 5) cienkiej folii ze stali 38MnSi6; perlit, pow. 12000x; 6) cienkiej folii ze stali 100Cr6; perlit po walcowaniu z chłodzeniem w powietrzu, pow. 11000x; 7) cienkiej folii ze stali 100Cr6; sfragmentowany perlit po wyżarzaniu sferoidyzującym udarowym, pow. 32000x; 8) cienkiej folii ze stali 100Cr6; sferoidyt po wyżarzaniu sferoidyzującym udarowym, pow. 20000x

7

3

5

8

175 175

3 roz

6-11-02 22:49

Page 176

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

Węgliki w stalach szybkotnących

1

4

6

176 176

2 Struktura 1) węglików pierwotnych typu M6C w zahartowanej stali szybkotnącej typu HS11-0-2+Si+Nb nadtopionej w czasie austenityzowania w 1300°C przez 100 s, pow. 2500x; 2) rozdrobnionych węglików pierwotnych i wtórnych typu MC, M6C i M23C6 równomiernie rozmieszczonych w osnowie ferrytu stopowego w stali szybkotnącej typu HS9-2-2+Si+Nb w stanie wyżarzonym sferoidyzująco, pow. 4000x, mikroskop skaningowy; 3) węglików typu M23C6 w osnowie ferrytu stopowego w cienkiej folii ze stali typu HS12-0-2C wyżarzonej sferoidyzująco, pow. 26000x, 4) węglików typu M6C i MC, częściowo rozpuszczonych w czasie austenityzowania w 1240°C przez 100 s, na granicach ziarn austenitu pierwotnego zahartowanej stali szybkotnącej typu HS11-2-2+Si, pow. 2500x, mikroskop skaningowy; 5) węglika pierwotnego typu M6C nierozpuszczonego w trakcie austenityzowania w osnowie martenzytu odpuszczonego w cienkiej folii ze stali typu HS11-0-2+Si+Nb zahartowanej z 1240°C i odpuszczonej w 570°C, pow. 21000x; 6) przedeutektoidalnych wydzieleń węglików typu M4C3 w cienkiej folii ze stali typu HS11-0-2-5+Si zahartowanej z 1240°C, pow. 43000x; 7) dyspersyjnych wydzieleń węglików typu M4C3 decydujących o efekcie twardości wtórnej, w osnowie martenzytu odpuszczonego w cienkiej folii ze stali typu HS12-0-2C zahartowanej z 1190°C i odpuszczonej w 600°C, pow. 36000x; 8) dyspersyjnych wydzieleń węglików typu M4C3 decydujących o efekcie twardości wtórnej, w osnowie martenzytu odpuszczonego w cienkiej folii ze stali typu HS6-5-2 zahartowanej z 1180°C i odpuszczonej w 570°C, pow. 350000x, obraz w polu ciemnym z refleksu (111) M4C3

7

3

5

8

3 roz

6-11-02 22:49

Page 177

3.4. Układy równowagi fazowej 3.4.1. Równowaga termodynamiczna układu i energia swobodna STAN RÓWNOWAGI TERMODYNAMICZNEJ

Stopy metali wykazują trwałość budowy fazowej w stanie równowagi termodynamicznej, która zostaje osiągnięta, gdy energia swobodna układu uzyska minimum lub gdy potencjały chemiczne składników we wszystkich fazach układu staną się sobie równe i ustaje ich przepływ przez granice fazowe. ENERGIA SWOBODNA HELMHOLTZA

W przypadku równowagi w dowolnym układzie, w którym temperatura i objętość są ustalone, funkcja energii swobodnej Helmholtza F, zwana także potencjałem termodynamicznym, osiąga swoje minimum: F = E – TS,

(3.20)

gdzie: E – energia wewnętrzna, T – temperatura bezwzględna, S – entropia. ENERGIA WEWNĘTRZNA

Energia wewnętrzna E układu jest sumą energii potencjalnej, tj. energii wzajemnego oddziaływania, i energii kinetycznej wszystkich atomów układu. W kryształach znaczna część energii wewnętrznej wiąże się z drganiami atomów w sieci. Amplituda drgań wzrasta wraz z podwyższeniem temperatury, powodując wzrost energii wewnętrznej ∆E: ∆E = ∆Q + ∆L, gdzie:

(3.21)

∆Q – przyrost ciepła, ∆L – przyrost pracy.

ENTROPIA

Entropia S jest funkcją stanu i zależy od aktualnego stanu układu, a nie od drogi, jaką go osiągnięto. Entropia i energia wewnętrzna, jako własności pojemnościowe, są proporcjonalne do ilości materiału. Entropia określa równowagę

177

3 roz

6-11-02 22:49

Page 178

3. Struktura i umocnienie metali i stopów układu (gdy jej przyrost ∆S = 0) oraz kierunek przemiany: .

(3.22)

ENERGIA SWOBODNA GIBBSA

Gdy układ znajduje się w stałej temperaturze i działa na niego stałe ciśnienie, po ustaleniu się równowagi energia swobodna Gibbsa G jest minimalna: G = E + pV − TS,

(3.23)

gdzie: p – ciśnienie, V – objętość. Procesy metalurgiczne zachodzące przy stałym ciśnieniu wymagają rozpatrywania energii swobodnej Gibbsa G. Nieznaczne zmiany objętości umożliwiają pominięcie czynnika pV i rozpatrywanie energii swobodnej Helmholtza F. ENTALPIA

Funkcję stanu, przy stałym ciśnieniu opisuje entalpia H: H = E + pV.

(3.24)

ENERGIA SWOBODNA FAZ STOPU

Rysunek 3.61 Schemat zmian energii swobodnej dwóch faz w funkcji temperatury

178

Analiza energii swobodnej różnych faz układu stwarza możliwość określenia struktury stopu. Każdorazowo trwała jest faza o mniejszej energii swobodnej (rys. 3.61). W temperaturze niższej od temperatury równowagi TR, gdy F1 < F2, trwała jest więc faza 1. Odwrotnie jest w temperaturze wyższej od TR. Na rysunku 3.62a przedstawiono zależność energii swobodnej roztworu stałego od stężenia składników. Krzywa ma kształt litery U. Fazy międzymetaliczne (rys. 3.62b i c) wykazują podobny charakter zmian energii swobodnej w funkcji stężenia składników. Ponieważ fazy te występują w wąskim zakresie stężeń, na krzywych opisujących ich energię swobodną występuje ostre minimum (rys. 3.62b). Zakres występowania danej fazy zależy przy tym od względnego położenia krzywych energii swobodnej sąsiednich faz (rys. 3.62b i c). W przypadku mieszaniny faz α + β funkcja energii swobodnej roztworu stałego od stężenia składników F = f(c) wykazuje dwa minima (rys. 3.62d). W zakresie stężeń między cα a cβ minimalna jest energia swobodna mieszaniny, określona przez styczną łączącą punkty o najniższej energii swobodnej na krzywej F = f (c).

3 roz

6-11-02 22:49

Page 179

3.4. Układy równowagi fazowej

Rysunek 3.62 Schemat zależności energii swobodnej od stężenia; a) roztworu stałego, b) i c) układów z fazami międzymetalicznymi, d) mieszaniny faz

REGUŁA DŹWIGNI

Stosunek udziału obu faz mieszaniny α + β, przy danym stężeniu składników c i stężeniu składników w poszczególnych fazach odpowiednio cα i cβ, dla każdej temperatury T z zakresu dwufazowego od T1 do T2 określa reguła dźwigni, zwana też regułą odcinków. Zgodnie z tą regułą w punkcie Q obszaru równowagi faz α i β (rys. 3.63a) stosunek udziału a fazy α do udziału b fazy β zależy od warunków równowagi wynikających z położenia punktu Q, i równa się stosunkowi odcinków QB do QA (rys. 3.63b):

Rysunek 3.63 Schematyczne przedstawienie reguły dźwigni; a) fragment wykresu równowagi, b) reguła dźwigni

.

(3.25)

Stosunek udziałów masowych faz pozostających w równowadze jest równy odwrotności stosunku odchyleń składów tych faz od średniego nominalnego składu stopu. Schematycznie i poglądowo regułę tę można przedstawić za pomocą dźwigni dwustronnej pozostającej w równowadze, podpartej w punkcie Q (rys. 3.63b). Długości ramion dźwigni są proporcjonalne do długości odcinków QA i QB, obciążenia zaś do udziałów faz – odpowiednio b i a. Ponieważ: ,

,

(3.26)

zatem udział poszczególnych faz wynosi: ,

b

.

(3.26a)

179

3 roz

6-11-02 22:49

Page 180

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

REGUŁA FAZ

Równowagę faz opisuje reguła faz W. Gibbsa. Zgodnie z tą regułą suma maksymalnej liczby faz f, które mogą współistnieć w układzie w stanie równowagi, oraz liczby stopni swobody z jest równa liczbie niezależnych składników układu s powiększonej o 2: f + z = s +2.

(3.27)

Stopniami swobody z są parametry określające stan termodynamiczny układu, takie jak temperatura, ciśnienie i stężenie składników, które niezależnie mogą ulegać zmianom. Liczbę składników s można przyjąć jako równą liczbie pierwiastków. W odniesieniu do stopów dwuskładnikowych, gdy ciśnienie – jak we wszystkich układach metalurgicznych – jest stałe, a zmianom ulegają tylko temperatura i stężenie, reguła faz przybiera postać: f + z = 3.

(3.28)

Na podstawie powyższej postaci reguły faz dla układów dwuskładnikowych można sformułować cztery wnioski: równowaga czterech i więcej faz w układach dwuskładnikowych jest niemożliwa; równowaga trzech faz w układach dwuskładnikowych jest możliwa tylko w jednej stałej temperaturze przy określonym stężeniu składników w fazach i odpowiada przemianom typu eutektycznego lub perytektycznego (rys. 3.55); liczba stopni swobody układu jest w tym przypadku równa zeru; dwie fazy pozostają w równowadze, gdy układ ma jeden stopień swobody; zmiany stanu układu nie występują, gdy jest zmieniane albo stężenie składników w fazach, albo temperatura; gdy istnieje tylko jedna faza, układ ma dwa stopnie swobody, a więc bez naruszenia stanu równowagi zmianom mogą ulegać niezależnie temperatura i stężenie.

3.4.2. Wykresy równowagi fazowej i metody ich wyznaczania METODY OPRACOWYWANIA WYKRESÓW

Układy równowagi fazowej przedstawia się w postaci wykresów równowagi. Wykresy te są opracowywane doświadczalnie, różnymi metodami. Przemiany fazowe polegające na zmianie stanu skupienia z ciekłego na stały lub odwrotnie są badane metodą analizy termicznej. Przemiany w stanie stałym mogą być badane różnymi metodami – w tym metalograficznymi, dylatometryczną, elektryczną, magnetyczną albo radiograficzną. Badania te są wykonywane w czasie nagrzewania lub chłodzenia z możliwie najmniejszą szybkością zmian temperatury, w warunkach najbardziej zbliżonych do stanu równowagi termodynamicznej.

180

3 roz

6-11-02 22:49

Page 181

3.4. Układy równowagi fazowej

ANALIZA TERMICZNA

Metoda analizy termicznej polega na rejestrowaniu zmian temperatury stopu w funkcji czasu chłodzenia ze stanu ciekłego do temperatury pokojowej lub nawet niższej (gdy zastosowano wymrażanie). Zmiany temperatury w funkcji czasu można również rejestrować podczas nagrzewania. W zależności od rodzaju przemian na krzywych zmiany temperatury w funkcji czasu obserwuje się charakterystyczne załamania lub przystanki izotermiczne, powodowane wydzielaniem utajonego ciepła krzepnięcia lub pochłanianiem ciepła topnienia. Czyste metale, fazy międzymetaliczne, a także mieszaniny eutektyczne i perytektyczne krzepną w stałej temperaturze. Natomiast roztwory stałe krzepną w pewnym zakresie temperatury. ANALIZA TERMICZNA RÓŻNICOWA

Do badań efektów cieplnych podczas nagrzewania lub chłodzenia stopów są stosowane nowoczesne termoanalizatory, umożliwiające analizę termiczną różnicową DTA. Jednocześnie i w identycznych warunkach są nagrzewane lub chłodzone próbka badanego stopu i próbka wzorcowa, nie wykazująca w badanym zakresie temperatury żadnych przemian fazowych. Próbki znajdują się w takich samych tyglach, np. alundowych. Gdy w badanej próbce zachodzi przemiana związana z wydzielaniem lub pochłanianiem ciepła, występuje różnica temperatury między próbką badaną a próbką wzorcową. Na krzywej DTA różnicy temperatury próbek badanej i wzorcowej, zarejestrowanej w funkcji czasu badania, występują charakterystyczne piki, odpowiadające przemianom fazowym. Jednocześnie z krzywą DTA – w funkcji czasu – są rejestrowane zmiany temperatury próbki wzorcowej. Umożliwia to określenie temperatury poszczególnych przemian fazowych, zarejestrowanych na krzywej DTA. OPRACOWYWANIE WYKRESÓW RÓWNOWAGI

W celu uzyskania pełnego wykresu równowagi fazowej należy zarejestrować odpowiednio dużo krzywych chłodzenia lub nagrzewania dla stopów danego układu, różniących się stężeniem poszczególnych pierwiastków. Punkty odpowiadające temperaturze charakterystycznej początku i końca przemiany odczytane z każdej krzywej chłodzenia nanosi się na układ współrzędnych: temperatura – stężenie składników. W wyniku połączenia tych punktów uzyskuje się wykres równowagi. Wykres układu dwuskładnikowego można przedstawić w prostokątnym układzie współrzędnych. W technice wiele użytecznych stopów ma nie tylko 2 składniki, lecz 3 i więcej. Zasady stosowane do opisu równowagi w układach dwuskładnikowych obowiązują również w odniesieniu do układów wieloskładnikowych. Należy się jednak liczyć z następującymi trudnościami: przy gromadzeniu danych dla kompletnego układu n–składnikowego wzrastają trudności, jeżeli n zwiększa się, przedstawienie układów n–składnikowych wymaga przestrzeni n–wymiarowej, co stanowi dodatkową trudność, jeżeli n > 3. Z podanych powodów zbadano niewiele układów trójskładnikowych, a niemal zupełnie nie opracowano układów o większej liczbie składników.

181

3 roz

6-11-02 22:49

Page 182

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

POJĘCIE SIMPLEKSU

Praktycznie analiza układu wieloskładnikowego sprowadza się często do rozważania zmian składu chemicznego stopów, gdyż zakłada się, że temperatura i ciśnienie są stałe. Do przedstawienia składów w układach równowagi o różnej liczbie składników wykorzystuje się topologiczne pojęcie simpleksu, co schematycznie zilustrowano na rysunku 3.64. Simpleks bezwymiarowy s0 jest punktem, który reprezentuje określony składnik (rys. 3.64a). Simpleks jednowymiarowy s1 jest odcinkiem, odpowiadającym podstawie wykresu dwuskładnikowego (rys. 3.64b). Dwa punkty końcowe tego odcinka odpowiadające poszczególnym składnikom stopowym A i B nie stanowią części simpleksu s1, gdyż są simpleksami bezwymiarowymi s0. Dwuwymiarowy simpleks s2 jest powierzchnią trójkąta równobocznego zwanego także trójkątem stężeń Gibbsa (rys. 3.64c) i umożliwia przedstawienie wszystkich możliwych składów układu trójskładnikowego. Trójwymiarowy simpleks s3 jest objętością czworościanu foremnego i reprezentuje wszystkie możliwe składy, w układzie czteroskładnikowym (rys. 3.64d). Wykorzystanie simpleksu czterowymiarowego s4 umożliwia przedstawienie układu 5–składnikowego składników A, B, C, D i E. W całości wykresu czterowymiarowego nie można wykonać, można natomiast przedstawić przekroje trójwymiarowe po przyjęciu stałej wartości jednej ze zmiennych, np. stężenia składnika E. Matematycznie jest to równoznaczne z przecięciem hiperobjętości s4 wzdłuż stałej wartości składnika E i z uzyskaniem hiperpowierzchni s3, odpowiadającej geometrycznie simpleksowi trójwymiarowemu s3, wystarczającemu do przedstawienia układu czteroskładnikowego. Odpowiednie przecięcie trójwymiarowego wykresu s3 układu czteroskładnikowego prowadzi do uzyskania wykresu dwuwymiarowego s2. Simpleksy wyższego rzędu sn–1 umożliwiają przedstawienie składów fazowych układów n–składnikowych.

Rysunek 3.64 Wykorzystanie simpleksu do przedstawienia składu stopów a) w układzie jednoskładnikowym – s0, b) w układzie dwuskładnikowym – s1, c) w układzie trójskładnikowym – s2, d) w układzie czteroskładnikowym – s3 (według A.G. Guya)

3.4.3. Dwuskładnikowe układy równowagi fazowej DWUSKŁADNIKOWY UKŁAD RÓWNOWAGI FAZOWEJ O ZUPEŁNEJ ROZPUSZCZALNOŚCI SKŁADNIKÓW W STANIE STAŁYM

Układy dwuskładnikowe o zupełnej rozpuszczalności składników w stanie stałym (rys. 3.65a) są tworzone przez izomorficzne składniki A i B rozpuszczające się wzajemnie przy dowolnych stosunkach ilościowych – zarówno w stanie

182

3 roz

6-11-02 22:49

Page 183

3.4. Układy równowagi fazowej

Rysunek 3.65 Wykresy a) równowagi faz podwójnego układu z nieograniczoną rozpuszczalnością składników w stanie stałym, b) ÷ f) energii swobodnej faz w różnej temperaturze

ciekłym, jak i stałym. Na rysunkach 3.65b÷f podano również przebieg krzywych energii swobodnej roztworów stałego i ciekłego w różnej temperaturze T1÷T5. Proces krzepnięcia roztworu stałego przebiega podobnie dla wszystkich stopów układu. Krzepnięcie stopu o stężeniu c2 rozpoczyna się w temperaturze T3 przecięcia się linii składu stopu c2 z linią likwidusu (rys. 3.65a). Likwidusem jest nazywana linia przedstawiająca na wykresie równowagi wartości temperatury, powyżej których stopy w całym zakresie stężeń są ciekłe. W temperaturze T3 z cieczy wydzielają się pierwsze zarodki roztworu stałego α o stężeniu c1 odpowiadającym punktowi 1. W miarę dalszego obniżania temperatury skład krzepnącego stopu zmienia się wzdłuż solidusu od punktu 1 do α, cieczy zaś wzdłuż likwidusu od 2 do b. Solidusem jest nazywana linia na wykresie równowagi oznaczająca wartości temperatury, poniżej których stopy w całym zakresie stężeń występują w stanie stałym. Ilościowe udziały faz stałej i ciekłej w przedziale krzepnięcia między likwidusem a solidusem określa prawo dźwigni. Po zakończeniu krzepnięcia (punkt a) wszystkie ziarna roztworu stałego powinny osiągnąć skład c2, co następuje w wyniku dyfuzji między fazą stałą i ciekłą, zachodzącej podczas krzepnięcia. W rzeczywistości wyrównanie składu chemicznego wszystkich ziarn w wyniku dyfuzji przebiega znacznie wolniej niż krzepnięcie. Temperatura zakończenia krzepnięcia jest również niższa od odpowiadającej punktowi a, a skład ostatnich krzepnących kropel cieczy – bogatszy w składnik B bardziej, niż wynika to z położenia punktu b w stanie równowagi. Stopy krzepnące w warunkach technicznych charakteryzują się więc znaczną segregacją (niejednorodnością) składu chemicznego w obrębie ziarn.

183

3 roz

6-11-02 22:49

Page 184

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

DWUSKŁADNIKOWY UKŁAD RÓWNOWAGI FAZOWEJ O CAŁKOWITYM BRAKU ROZPUSZCZALNOŚCI SKŁADNIKÓW W STANIE STAŁYM Z EUTEKTYKĄ

Cechą charakterystyczną dwuskładnikowego układu równowagi o całkowitym braku rozpuszczalności składników w stanie stałym z eutektyką jest występowanie mieszaniny czystych składników A + B o energii swobodnej, której obrazem jest prosta łącząca energie swobodne czystych składników (rys. 3.66). W temperaturze T1, zwanej temperaturą eutektyczną (i oznaczanej TE), najmniejszą energią swobodną w całym zakresie stężeń charakteryzuje się mieszanina fazy ciekłej L i składników A + B. W temperaturze niższej od T1 najmniejsza jest energia swobodna mieszaniny eutektycznej A + B. Proces krzepnięcia roztworu ciekłego o stężeniu cE, zwanym składem eutektycznym, następuje przez wydzielanie kryształów obu składników A i B z jednorodnej cieczy LE (rys. 3.66a). Proces ten przebiega w stałej temperaturze eutektycznej TE aż do chwili, gdy cała ciecz ulegnie zakrzepnięciu. Przemianę eutektyczną można zapisać w następujący sposób: LE → A + B .

Rysunek 3.66 Wykresy a) równowagi faz podwójnego układu o zupełnym braku rozpuszczalności składników w stanie stałym z eutektyką, b) ÷ e) energii swobodnej faz w różnej temperaturze

184

(3.29)

Podczas krzepnięcia stopów podeutektycznych – o stężeniu c < cE – z jednorodnej cieczy wydzielają się początkowo kryształy metalu A, a skład cieczy zmienia się wzdłuż linii likwidusu od punktu 1 do E (rys. 3.66a). Dopiero wówczas reszta cieczy krzepnie w stałej temperaturze eutektycznej TE, jako mieszanina kryształów metali A i B. Strukturę takiego stopu stanowi mieszanina pierwotnie wydzielonych dużych kryształów metalu A i drobnoziarnista mieszanina eutektyczna metali A i B. Stopy nadeutektyczne – o stężeniu c > cE – krzepną podobnie jak stopy podeutektyczne, z tym że początkowo wydzielają się kryształy metalu B. Układy równowagi metali o całkowitym braku rozpuszczalności składników praktycznie nie występują, jednak wykorzystuje się je do analizy stopów metali o bardzo małej wzajemnej rozpuszczalności składników w stanie stałym.

3 roz

6-11-02 22:49

Page 185

3.4. Układy równowagi fazowej

DWUSKŁADNIKOWY UKŁAD RÓWNOWAGI FAZOWEJ O OGRANICZONEJ ROZPUSZCZALNOŚCI SKŁADNIKÓW W STANIE STAŁYM Z EUTEKTYKĄ

Dwuskładnikowe układy równowagi fazowej o ograniczonej rozpuszczalności składników w stanie stałym z eutektyką są tworzone przez pierwiastki o jednakowych lub różnych sieciach krystalograficznych i różniące się promieniami atomowymi więcej niż o 15%. Gdy sieci krystalograficzne składników są różne, różnią się również sieci każdego z roztworów stałych, a energia swobodna każdego z nich jest opisywana oddzielną krzywą w kształcie litery U (rys. 3.67). Gdy sieci przestrzenne każdego ze składników są jednakowe, energia swobodna roztworu stałego jest opisywana jedną krzywą z dwoma minimami (rys. 3.67). Opisywany układ stanowi jak gdyby połączenie obu wykresów opisanych poprzednio. Stopy o stężeniu c < cα oraz c > cβ krzepną jak roztwory stałe ciągłe. Strukturę stopów o takim składzie stanowią odpowiednio jednorodne ziarna roztworu stałego α lub β. Środkowa część wykresu, obejmująca stopy o stężeniu cα < c < cβ, jest analogiczna jak na wykresie o całkowitym braku rozpuszczalności w stanie stałym z eutektyką – z tą różnicą, że podczas krzepnięcia początkowo wydzielają się kryształy roztworów stałych – odpowiednio α(cα) lub β(cβ). Eutektyka jest w tym przypadku mieszaniną nasyconych roztworów stałych α i β, a przemianę można zapisać następująco: LE → α(cα) + β(cβ) .

Rysunek 3.67 Wykresy a) równowagi faz podwójnego układu o ograniczonej rozpuszczalności składników w stanie stałym z eutektyką, b)÷f) energii swobodnej faz w różnej temperaturze

(3.30)

Poniżej temperatury eutektycznej linie ograniczające pola roztworów stałych α i β wskazują na zmniejszanie się rozpuszczalności składnika B w fazie α i składnika A w fazie β (rys. 3.67a). Powoduje to wydzielanie się faz wtórnych z tych roztworów podczas obniżania temperatury (porównaj opis do rys. 3.69a).

185

3 roz

6-11-02 22:49

Page 186

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

DWUSKŁADNIKOWY UKŁAD RÓWNOWAGI FAZOWEJ O OGRANICZONEJ ROZPUSZCZALNOŚCI SKŁADNIKÓW W STANIE STAŁYM Z PERYTEKTYKĄ

Dwuskładnikowe układy równowagi fazowej o ograniczonej rozpuszczalności składników w stanie stałym z perytektyką, podobnie jak układy z eutektyką, są tworzone przez pierwiastki różniące się więcej niż o 15% promieniami atomowymi, o jednakowych lub różnych sieciach krystalograficznych. Składniki tworzące układy z perytektyką znacznie różnią się jednak wartością temperatury krzepnięcia. Na rysunku 3.68 przedstawiono układ równowagi o ograniczonej rozpuszczalności z perytektyką oraz zależność krzywych energii swobodnej roztworów stałych α i β, mieszanin cieczy i roztworu α, cieczy i roztworów α i β oraz roztworów α i β, w różnej temperaturze. Stopy o stężeniu c < cα oraz c > cL (rys. 3.68a) krzepną jako roztwory stałe, oznaczone odpowiednio – α lub β. Podczas chłodzenia stopów o stężeniu np. c8 z zakresu cα < c < cβ z cieczy o składzie zmieniającym się od c8 do cL początkowo wydzielają się kryształy roztworu α o składzie zmieniającym się od c7 do cα. W temperaturze perytektycznej stop jest złożony z mieszaniny cieczy o składzie cL i kryształów roztworu stałego o stężeniu cα. W tej stałej temperaturze przebiega przemiana perytektyczna. Ciecz o stężeniu cL reaguje z wydzielonymi wcześniej kryształami roztworu stałego α o stężeniu cα, w wyniku czego powstają kryształy roztworu stałego β o stężeniu cβ. Można to zapisać następująco:

Rysunek 3.68 Wykresy a) równowagi faz podwójnego układu o ograniczonej rozpuszczalności składników w stanie stałym z perytektyką, b) ÷ f) energii swobodnej faz w różnej temperaturze

186

α(cα) + L(cL) → β(cβ) .

(3.31)

Przemiana perytektyczna przebiega aż do wyczerpania się cieczy. Poniżej solidusu strukturę stopu o składzie c8 stanowi mieszanina kryształów roztworu stałego α (wydzielonych w temperaturze powyżej perytektycznej) i roztworu β (utworzonych w wyniku reakcji perytektycznej).

3 roz

6-11-02 22:49

Page 187

3.4. Układy równowagi fazowej

W stopie o składzie cβ przemiana perytektyczna przebiega aż do zupełnego wyczerpania się cieczy i kryształów roztworu stałego α, a stop w stanie stałym ma strukturę jednofazową roztworu stałego β. Początek krzepnięcia stopów o stężeniu cβ < c < cL jest podobny i polega na wydzielaniu się z cieczy kryształów roztworu stałego α. W temperaturze perytektycznej strukturę stopu stanowi mieszanina kryształów roztworu stałego α oraz cieczy w ilości większej niż niezbędna do utworzenia roztworu stałego β. W wyniku przemiany perytektycznej przebiegającej aż do całkowitego wyczerpania się roztworu stałego α powstają kryształy roztworu stałego β. W stopie o składzie c5 (rys. 3.68) podczas dalszego chłodzenia w temperaturze niższej od perytektycznej skład pozostałej cieczy zmienia się od cL do c6, a kryształy roztworu stałego β mają skład zmieniający się od cβ do c5. Po zakrzepnięciu stop ma strukturę roztworu stałego β. DWUSKŁADNIKOWE UKŁADY RÓWNOWAGI FAZOWEJ O OGRANICZONEJ ZMIENNEJ ROZPUSZCZALNOŚCI SKŁADNIKÓW W STANIE STAŁYM

Układy z eutektyką i perytektyką (rys. 3.69) najczęściej charakteryzują się graniczną wzajemną rozpuszczalnością składników, zmienną wraz z obniżaniem temperatury. Podczas chłodzenia stopów o składzie c1 < c < cα poniżej temperatury eutektycznej zmniejsza się rozpuszczalność składnika B w metalu A (rys. 3.69a). Z nasyconych kryształów roztworu α wydzielają się wtedy bogate w składnik B kryształy roztworu stałego β o składzie zmieniającym się wzdłuż linii 4–2. Takie wydzielenia powstające z kryształów roztworu stałego są nazywane fazami wtórnymi i oznaczane β′′. Analogicznie przebiega również wydzielanie wtórnych faz α′′. Podobnie zmienna rozpuszczalność składników w roztworach stałych występuje również w układach z perytektyką (rys. 3.69b).

Rysunek 3.69 Schematy układów równowagi o ograniczonej zmiennej rozpuszczalności składników w stanie stałym (opis w tekście)

187

3 roz

6-11-02 22:49

Page 188

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

W dwuskładnikowych układach równowagi rzadko występuje zwiększenie rozpuszczalności składników w stanie stałym wraz z obniżaniem temperatury (rys. 3.69c). DWUSKŁADNIKOWY UKŁAD RÓWNOWAGI FAZOWEJ O OGRANICZONEJ ROZPUSZCZALNOŚCI SKŁADNIKÓW W STANIE CIEKŁYM Z MONOTEKTYKĄ

Dwuskładnikowy układ równowagi fazowej z monotektyką tworzą składniki rozpuszczające się częściowo w stanie ciekłym i nierozpuszczające się wzajemnie w stanie stałym lub wykazujące małą rozpuszczalność w stanie stałym. Obniżenie temperatury roztworu ciekłego L o składzie chemicznym zawartym między punktem monotektycznym M a punktem N do linii granicznej powoduje utworzenie mieszaniny dwóch roztworów ciekłych L1 i L2, bogatych odpowiednio w metale A i B (rys. 3.70). Mieszanina roztworów ciekłych L1 i L2 jest trwała do temperatury przemiany monotektycznej TM. W wyniku przemiany monotektycznej, która ma charakter przemiany eutektycznej: L1 → α + L2 ,

(3.32)

roztwór ciekły L1 ulega przemianie w fazę stałą α oraz roztwór ciekły L2 bogaty w składnik B. Dalsze obniżanie temperatury powoduje wydzielanie się roztworu stałego α i związane z tym zwiększenie stężenia składnika B w cieczy, aż do składu cE. W temperaturze TE następuje przemiana eutektyczna cieczy L2 w mieszaninę faz α + β (rys. 3.70). Krystalizacja stopów o stężeniu składnika B większym niż w punkcie N, przebiega podobnie jak w układzie o ograniczonej rozpuszczalności składników w stanie stałym z eutektyką (porównaj rys. 3.67 i 3.69a).

E

Rysunek 3.70 Wykres równowagi fazowej dwuskładnikowego układu z monotektyką

188

3 roz

6-11-02 22:49

Page 189

3.4. Układy równowagi fazowej

DWUSKŁADNIKOWY UKŁAD RÓWNOWAGI Z FAZAMI MIĘDZYMETALICZNYMI

Rysunek 3.71 Wykresy a) równowagi faz podwójnego układu ze związkiem międzymetalicznym i z dwiema eutektykami, b) ÷ e) energii swobodnej faz w różnej temperaturze

Dwuskładnikowe układy równowagi z fazami międzymetalicznymi występują bardzo często. Na rysunku 3.71 przedstawiono przykład układu dwuskładnikowego z fazą międzymetaliczną, będącą roztworem wtórnym, oraz z dwiema eutektykami. Na rysunku tym podano również krzywe energii swobodnej roztworów stałych α i γ oraz fazy międzymetalicznej β, a także ich mieszanin w różnej temperaturze. Układy dwuskładnikowe mogą zawierać nie tylko jedną, ale kilka różnych faz międzymetalicznych, np. w stopach Cu–Zn i Cu–Sn (porównaj rys. 7.13 i 7.15 w rozdz. 7.2). Fazy te nie zawsze krystalizują bezpośrednio z cieczy, lecz np. powstają w wyniku reakcji perytektycznej. Powoduje to, że niektóre układy równowagi są bardzo złożone. Nawet najbardziej skomplikowany układ równowagi można jednak podzielić na proste fragmenty, w których przemiany fazowe zachodzą tak, jak w opisanych poprzednio elementarnych przypadkach. Utworzone podczas krystalizacji fazy międzymetaliczne nie zawsze są trwałe aż do temperatury pokojowej, lecz mogą ulegać przemianom fazowym w stanie stałym podczas obniżania temperatury stopu. Niektóre z faz międzymetalicznych ulegają uporządkowaniu w nadstrukturę (np. faza β w β’ w układzie Cu–Zn, porównaj rys. 7.13), inne zaś ulegają rozpadowi eutektoidalnemu na dwie różne fazy.

DWUSKŁADNIKOWE UKŁADY RÓWNOWAGI FAZOWEJ Z PRZEMIANAMI W STANIE STAŁYM

Dotychczas omówione układy równowagi fazowej dotyczą metali niewykazujących odmian alotropowych. Z wyjątkiem zmiennej rozpuszczalności w stanie stałym w układach tych występują przemiany związane z krzepnięciem pierwotnym.

189

3 roz

6-11-02 22:49

Page 190

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

Rysunek 3.72 Schematy układów równowagi z przemianami fazowymi w stanie stałym

Jeżeli którykolwiek ze składników wykazuje odmiany alotropowe, to również w stanie stałym przebiegają przemiany fazowe. Na rysunku 3.72a przedstawiono układ z perytektyką, w którym składnik A ma dwie odmiany alotropowe Aα i Aβ, na rys. 3.72b – układ z roztworem stałym granicznym składnika B w odmianie alotropowej Aα. Jeżeli obydwa składniki wykazują po dwie odmiany alotropowe, mogą tworzyć nieograniczone roztwory stałe (rys. 3.72c), a przy ograniczonej rozpuszczalności – układ z eutektoidem (rys. 3.72d) lub perytektoidem (rys. 3.72e). Przemiany eutektoidalna i perytektoidalna przebiegają analogicznie jak odpowiednio przemiana eutektyczna lub perytektyczna, z tym że w równowadze w czasie reakcji pozostaje nie roztwór ciekły L, lecz roztwór stały, oznaczony na rysunkach 3.72d,e jako γ. W stanie stałym mogą powstawać również fazy międzymetaliczne. Układ dwuskładnikowy z fazą międzymetaliczną wydzielającą się w stanie stałym przedstawia rysunek 3.72f.

190

3 roz

6-11-02 22:49

Page 191

3.4. Układy równowagi fazowej 3.4.4. Wieloskładnikowe układy równowagi fazowej TRÓJSKŁADNIKOWE UKŁADY RÓWNOWAGI FAZOWEJ

TA L

TC e3'

TB e1' e2' E'

C% 20

A

40 e3 60

80

80

C 20

60 40e 1 A% 20

e240

E 60 80 B

B%

Rysunek 3.73 Przestrzenny wykres równowagi układu trójskładnikowego (według S. Prowansa)

Rysunek 3.74 Trójkąt stężeń Gibbsa (według S. Prowansa)

Trójskładnikowy układ równowagi można przedstawić w przestrzennym układzie współrzędnych (rys. 3.73). Podstawę wykresu stanowi trójkąt stężeń Gibbsa składników A, B, C (rys. 3.74). Na osiach pionowych jest oznaczona temperatura. Wykresy przestrzenne nie są jednak przejrzyste i dlatego stosuje się płaskie wykresy układów trójskładnikowych. Tworzy się je przez zrzutowanie izoterm wykresu przestrzennego na trójkąt stężeń w podstawie wykresu. Izotermy, tj. linie stałej temperatury, są utworzone jako ślady przecięcia powierzchni wykresu przestrzennego przez płaszczyzny odpowiadające stałym wartościom temperatury, zmienianym np. co 50°. Zwykle dla przejrzystości takiego wykresu są podawane tylko izotermy likwidusu, krzywe i punkty eutektyk oraz perytektyk. Rzadziej są zaznaczane jednocześnie izotermy likwidusu i solidusu. Płaski wykres układu trójskładnikowego uzupełnia się zwykle kładami wykresów składowych układów dwuskładnikowych (rys. 3.75). Oprócz wykresów płaskich często stosuje się również izotermiczne i stężeniowe przekroje wykresów przestrzennych. Przekroje izotermiczne (rys. 3.76) są otrzymywane przez przecięcie wykresu przestrzennego płaszczyzną odpowiadającą danej temperaturze. W wyniku utworzenia przekroju izotermicznego uzyskuje się zależność przemian w stałej temperaturze od składu stopu trójskładnikowego (rys. 3.76). Przekrój stężeniowy powstaje przez przecięcie wykresu przestrzennego płaszczyzną prostopadłą do trójkąta stężeń podstawy wykresu (rys. 3.77). Przekroje mogą być uzyskane przy stałym stężeniu jednego ze składników (prosta MN na rys. 3.77a,b) lub przy zmiennym stężeniu każdego ze składników (prosta AD na rys. 3.77).

191

3 roz

6-11-02 22:49

Page 192

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

Rysunek 3.75 Płaski wykres równowagi układu trójskładnikowego z rysunku 3.73 z kładami wykresów układów dwuskładnikowych (według S. Prowansa)

Rysunek 3.76 Przekrój izotermiczny a) schemat tworzenia na przestrzennym wykresie równowagi układu trójskładnikowego, b) przekrój izotermiczny w temperaturze pokojowej, c) przekrój izotermiczny w temperaturze między solidusem a likwidusem (według S. Prowansa)

192

3 roz

6-11-02 22:49

Page 193

3.4. Układy równowagi fazowej

Rysunek 3.77 Przekrój stężeniowy a) schemat tworzenia na przestrzennym wykresie równowagi układu trójskładnikowego, b) przekrój stężeniowy przy stałym stężeniu metalu C, c) przekrój stężeniowy wzdłuż linii AD z rysunku 3.77a (według S. Prowansa)

CZTEROSKŁADNIKOWE UKŁADY RÓWNOWAGI FAZOWEJ

Rysunek 3.78 Czteroskładnikowy układ równowagi fazowej stopów Ni–Cr–Al–Ti w temperaturze 750°C (według W. Betteridge’a i J. Heslopa)

W przypadku stopów czteroskładnikowych skład stopów można przedstawić za pomocą czworościanu stężeń, przykładowo przedstawionego na rysuku 3.78 dla stopów żarowytrzymałych Ni–Cr–Ti–Al w temperaturze 750°C. Na rysunku 3.79 przykładowo przedstawiono model likwidusu stopów Al–Fe–Si–Mg bogatych w Al. Na prawej, tylnej i górnej powierzchni modelu są przedstawione układy trójskładnikowe stopów przy określonym stężeniu odpowiednio Si, Fe i Mg. Na lewej, czołowej i dolnej powierzchni modelu przedstawione są linie likwidusu układów trójskładnikowych odpowiednio stopów Al–Mg–Fe, Al–Mg–Si oraz Al–Si–Fe. W przytoczonym układzie występuje siedem obszarów krystalizacji pierwotnej różnych faz. Linie przecięcia tych powierzchni odpowiadają jednoczesnej krystalizacji dwóch faz, natomiast punkty przecięć tych linii odpowiadają jednoczesnej krystalizacji trzech lub czterech faz. Podobnie można przedstawić model powierzchni solidus lub model przekroju izotermicznego w wybranej temperaturze.

193

3 roz

6-11-02 22:51

Page 194

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

Rysunek 3.79 Model powierzchni likwidus w czteroskładnikowym układzie równowagi fazowej stopów Al–Fe–Si–Mg (według N.N. Bujnowa, M.W. Malcewa i I.N. Fridlandera)

3.4.5. Układy metastabilne WPŁYW SZYBKOŚCI CHŁODZENIA NA CHARAKTER WYKRESÓW RÓWNOWAGI

Wykresy równowagi dotychczas opisane są opracowywane przy bardzo powolnym nagrzewaniu i chłodzeniu stopów. W razie zastosowania przyspieszonego nagrzewania lub chłodzenia stopu linie na wykresach równowagi ulegają przesunięciu, które zwiększa się ze zwiększeniem szybkości chłodzenia i trudniejszym przebiegiem procesu dyfuzji. ELEMENTY, NA KTÓRE WPŁYWA NIERÓWNOWAGOWE KRZEPNIĘCIE

Nierównowagowe krzepnięcie stopów może wpływać na: obniżenie temperatury solidusu, zmianę zakresu stężenia odpowiadającego rozpuszczalności składników, zwiększenie udziału jednej z faz w stopach wielofazowych w warunkach równowagi, występowanie faz nierównowagowych wskutek przebiegu przemian eutektycznej lub perytektycznej niewystępujących w warunkach równowagowych, wystąpienie segregacji dendrytycznej. NIERÓWNOWAGOWE KRZEPNIĘCIE STOPÓW DWUSKŁADNIKOWYCH O CAŁKOWITEJ ROZPUSZCZALNOŚCI SKŁADNIKÓW W STANIE STAŁYM

Na przykładzie układu dwuskładnikowego o całkowitej rozpuszczalności składników w stanie stałym można przedstawić, że w warunkach nierównowagowego krzepnięcia linia solidus ulega przesunięciu w wyniku przyspieszonego chłodzenia

194

3 roz

6-11-02 22:51

Page 195

3.4. Układy równowagi fazowej

Rysunek 3.80 Zmiana przeciętnego stężenia roztworu stałego α przy nierównowagowej krystalizacji (według I. Nowikowa)

Rysunek 3.81 Zasada wyznaczania linii solidus przy nierównowagowym krzepnięciu (według I. Nowikowa)

oraz mniejszego czasu na dyfuzję w stopie o stężeniu c1 składnika B, skład kolejno krystalizujących kryształów nie zmienia się wzdłuż linii solidusu a–d właściwej dla krzepnięcia równowagowego, lecz wzdłuż linii a–s, a zakres temperatury krzepnięcia ulega przy tym zwiększeniu od t1–t4 do t1–t5, przy czym temperatura t5 jest niższa od temperatury t4 (rys. 3.80). Po połączeniu kolejnych punktów odpowiadających temperaturze solidusu dla stopów o stężeniach c1, c2 i c3 uzyskuje się linię solidus dla nierównowagowego krzepnięcia stopu dwuskładnikowego o nieograniczonej rozpuszczalności składników w stanie stałym (rys. 3.81). Na podstawie tak wyznaczonej linii nie można jednak określić składu chemicznego roztworu stałego, ponieważ w warunkach tych występuje segregacja dendrytyczna związana ze zróżnicowanym składem chemicznym poszczególnych kryształów tworzących się w różnej temperaturze (porównaj rozdz. 4.1.7).

NIERÓWNOWAGOWE KRZEPNIĘCIE STOPÓW DWUSKŁADNIKOWYCH O OGRANICZONEJ ROZPUSZCZALNOŚCI SKŁADNIKÓW W STANIE STAŁYM Z EUTEKTYKĄ LUB PERYTEKTYKĄ

W stopach dwuskładnikowych z eutektyką lub perytektyką krzepnięcie nierównowagowe stopów o stężeniu składnika B c < cα (odpowiadającego punktowi k) (rys. 3.82) przebiega analogicznie jak w przypadku stopów o nieograniczonej rozpuszczalności składników w stanie stałym.

Rysunek 3.82 Linie solidus przy nierównowagowym krzepnięciu w układach dwuskładnikowych z przemianami a) eutektyczną, b) perytektyczną i eutektyczną (według I. Nowikowa)

195

3 roz

6-11-02 22:51

Page 196

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

Skład stopów o stężeniu metalu B c > cα zmienia się w czasie nierównowagowego krzepnięcia jedynie do temperatury przemiany eutektycznej (rys. 3.82a) lub perytektycznej (rys. 3.82b), a skład cieczy pozostającej w równowadze z kryształami roztworu stałego α odpowiednio osiąga skład eutektyczny (punkt e na rys. 3.82a) lub skład perytektyczny (punkt p na rys. 3.82b) i ulega odpowiednio przemianie eutektycznej lub perytektycznej. W wyniku tego poszerzeniu ulega zakres stężeń, w których zachodzi odpowiednio przemiana eutektyczna lub perytektyczna (linia przemiany ulega przedłużeniu w lewo). W praktyce temperatura przemiany ulega również obniżeniu, np. zakończenie krzepnięcia stopu o składzie c2 następuje nie w punkcie m właściwym dla stanu równowagowego, lecz w temperaturze eutektycznej teoretycznie w punkcie n, a w praktyce w niższej temperaturze tn. W tym zakresie stężenia oprócz roztworu stałego α, który występuje jako jedyna faza w przypadku krzepnięcia właściwego dla stanu równowagowego, przy krzepnięciu nierównowagowym występuje ponadto druga faza β utworzona w wyniku przemiany odpowiednio eutektycznej i perytektycznej. W stopach o stężeniu składnika B c > cα udział fazy β powstałej w wyniku nierównowagowego krzepnięcia podczas przemiany odpowiednio eutektycznej lub perytektycznej jest większy od udziału tej fazy właściwego dla stanu równowagowego. METASTABILNOŚĆ PODCZAS REAKCJI W STANIE STAŁYM

W stopach, które w warunkach właściwych dla chłodzenia równowagowego ulegają przemianie eutektoidalnej, przy chłodzeniu z dużą szybkością roztwór stały nie ulega przemianie eutektoidalnej, lecz jest metastabilny w temperaturze znacznie niższej od temperatury przemiany eutektoidalnej i w efekcie ulega przemianie alotropowej w metastabilny roztwór przesycony drugim składnikiem, o innej strukturze sieciowej w wyniku przemiany martenzytycznej (porównaj rozdz. 4.7.2). Przemiana taka stanowi istotę hartowania. W stopach mających w stanie stałym roztwór stały graniczny o zmniejszającej się rozpuszczalności jednego ze składników w tym roztworze, szybkie ochłodzenie stopu do temperatury znacznie niższej od linii solvus (zmiennej rozpuszczalności w roztworze stałym) powoduje zachowanie struktury metastabilnej tego roztworu przesyconego drugim składnikiem. Powtórne nagrzanie stopu do odpowiednio wysokiej temperatury powoduje wydzielanie faz nierównowagowych. Stanowi to istotę utwardzania wydzieleniowego (porównaj rozdz. 3.3.7 i 4.8.8). DWUSKŁADNIKOWY UKŁAD RÓWNOWAGI FAZOWEJ Z PRZEMIANĄ SPINOIDALNĄ W STANIE STAŁYM

W układach rzeczywistych krzywa zmian energii swobodnej w zależności od stężenia składników ma przebieg spłaszczony w stosunku do krzywej idealnej i nieco większą wartość w całym zakresie stężeń. W wyniku tego występuje stężenie krytyczne cBkr, przy którym w temperaturze krytycznej Tc energie swobodne cieczy i roztworu stałego α są sobie równe. W tych warunkach krzepnięcie roztworu stałego następuje w stałej temperaturze Tc, a stężenie to nazywane jest punktem krytycznym (rys. 3.83). Punkty krytyczne w niektórych układach metastabilnych mogą leżeć także w maksimum.

196

3 roz

6-11-02 22:51

Page 197

3.4. Układy równowagi fazowej

Rysunek 3.83 Układ równowagi fazowej z zakresem roztworu stałego ciągłego ze składem o minimalnym punkcie topnienia a) przykład krzywych energii swobodnej dla temperatury T4, b) wykres równowagi fazowej (według A.G. Guya) Dalszy przebieg chłodzenia fazy stałej może doprowadzić do przemiany zwanej rozdziałem faz. Przebieg zmian energii swobodnej w zależności od stężenia składnika B (rys. 3.84) wykazuje, że w temperaturze niższej od Tc na krzywych energii swobodnej występują dwa lokalne minima oraz lokalne maksimum. Punkty przegięcia na tych krzywych nazywane są punktami spinoidalnymi, a krzywe spinoidalne ograniczają zakres występowania mieszaniny spinoidalnej α′ + α′′. Roztwór αu o stężeniu leżącym w środku zakresu ulega lokalnej fluktuacji stężenia w niewielkiej objętości, w wyniku czego mogą występować dwie mikroobjętości – jedna nieznacznie wzbogacona, druga nieznacznie zubożona w składnik B. Roztwór αu leżący w zakresie spinoidalnym jest nietrwały, natomiast stopy o składzie αs, leżące między punktami spinoidalnymi a odpowiednio α0′ lub α0′′, są metastabilne. Roztwór może pozostać jako metastabilny, gdy atomy nie mogą przegrupować się, aby utworzyć równowagową mieszaninę faz α0′ i α0′′.

kr

Rysunek 3.84 Występowanie zakresu niemieszalności w roztworze stałym a) krzywe energii swobodnej dla fazy α w różnej temperaturze, b) zakres rozdziału faz naniesiony na podstawie krzywych energii swobodnej (według A.G. Guya)

197

3 roz

6-11-02 22:51

Page 198

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

Austenit w stalach stopowych

1

4

6

198 198

2 Struktura 1) austenitu ziarnistego w stali Hadfielda typu X110Mn12 w stanie przesyconym, pow. 100x; 2) płytkowych wydzieleń węglika M23C6 wewnątrz ziarn austenitu w stali Hadfielda typu X110Mn12 w stanie przesyconym i starzonym w 500°C przez 5h, pow. 100x; 3) austenitu spoligonizowanego o dużej gęstości dyslokacji na granicach podziarn w cienkiej folii ze stali Hadfielda typu X110Mn12 obrobionej cieplno-mechanicznie w 800°C z 30% gniotem, pow. 27000x; 4) obszarów perlitu otoczonych ziarnami austenitu w cienkiej folii ze stali Hadfielda typu X110Mn12 obrobionej cieplno-mechanicznie w 800°C z 50% gniotem i starzonej w 550°C przez 5h, pow. 13000x; 5) austenitu z błędami ułożenia w cienkiej folii ze stali typu X5CrMnNiN17-8-4, pow. 75000x; 6) austenitu z wydzieleniami płytkowymi fazy ε (Fe20C9) w cienkiej folii ze stali typu X5CrMnNiN17-8-4, pow. 56000x; 7) zarodka rekrystalizacji w osnowie odkształconego na zimno austenitu w cienkiej folii ze stali typu X5CrMnNiN17-8-4, pow. 19000x; 8) zrekrystalizowanego austenitu w cienkiej folii ze stali typu X5CrMnNiN17-8-4, pow. 16500x

7

3

5

8

3 roz

6-11-02 22:51

Page 199

3.1. Krystaliczna struktura metali

Żeliwo

1

2

3

Struktura 1) żeliwa szarego 200, pow. 50x, kontrast interferencyjny; 2) grafitu w żeliwie szarym, pow. 250x; 3) żeliwa białego podeutektycznego, pow. 500x, kontrast interferencyjny; 4) żeliwa białego eutektycznego, pow. 500x; 5) żeliwa stopowego białego, pow. 50x, kontrast interferencyjny; 6) żeliwa sferoidalnego ferrytyczno-perlitycznego, pow. 100x; 7) żeliwa sferoidalnego, pow. 50x, światło spolaryzowane; 8) żeliwa ciągliwego czarnego, pow. 100x

5

4

6

7

8

199 199

3 roz

6-11-02 22:51

Page 200

3.5. Układ równowagi fazowej żelazo–węgiel 3.5.1. Żelazo i jego własności OGÓLNA CHARAKTERYSTYKA ŻELAZA

Żelazo nie występuje w przyrodzie w postaci rodzimej. Otrzymywanie żelaza chemicznie czystego, którego własności mogłyby być uznane za własności pierwiastka, jest trudne i kosztowne. Przez redukcję tlenków można uzyskać żelazo zawierające ok. 0,007% domieszek i zanieczyszczeń, których stężenie może być jeszcze zmniejszone w wyniku topienia strefowego w wysokiej próżni. Techniczne odmiany żelaza zestawiono w tablicy 3.17.

Tablica 3.17 Techniczne odmiany żelaza

Odmiana żelaza

Metoda otrzymywania

Maksymalne stężenie domieszek, %

Chemicznie czyste

redukcja tlenków

0,007

Elektrolityczne

elektroliza

0,02

Karbonylkowe

dysocjacja pięciokarbonylku żelaza

0,03

Armco

metalurgiczna

0,1

Liczba atomowa żelaza jest równa 26. Masa atomowa tego pierwiastka wynosi 55,8452 i jest średnią ważoną mas atomowych izotopów żelaza występujących w przyrodzie. Należą do nich izotopy o masach atomowych: 56 (występujący w udziale 91,57%) oraz 54 (6,04%), 57 (2,11%) i 58 (0,28%). W związkach chemicznych żelazo jest dwu- lub trójwartościowe. ODMIANY ALOTROPOWE ŻELAZA

Żelazo wykazuje dwie odmiany alotropowe. W temperaturze niższej od 912°C oraz w zakresie temperatury od 1394 do 1538°C występuje odmiana alotropowa oznaczana α, a w zakresie wysokotemperaturowym oznaczana niekiedy również α(δ) lub δ. Odmiana α krystalizuje w sieci przestrzennie centrowanej układu regularnego A2. Roztwory stałe w żelazie α są nazywane ferrytem. W temperaturze niższej od temperatury 770°C, zwanej temperaturą Curie, żelazo α jest ferromagnetyczne, a w temperaturze wyższej – paramagnetyczne. W zakresie temperatury od 912 do 1394°C stabilna jest odmiana żelaza γ o sieci ściennie centrowanej układu regularnego A1. Roztwory stałe w żelazie γ są nazywane austenitem. Parametr sieci a każdej odmiany alotropowej żelaza zwiększa się wraz z podwyższeniem temperatury (rys. 3.85) i dla odmiany Feα wynosi 0,286 nm w temperaturze pokojowej i 0,293 nm w 1394°C, a dla odmiany γ – 0,365 nm w 912°C.

200

3 roz

6-11-02 22:51

Page 201

3.5. Układy równowagi fazowej żelazo–węgiel

Rysunek 3.85 Zależność parametru sieci odmian alotropowych żelaza od temperatury (według W. Hume–Rothery’ego)

Rysunek 3.86 Zakresy występowania odmian żelaza α, γ i ε w zależności od ciśnienia i temperatury (według F.P. Bundy’ego)

Przemianie żelaza α w żelazo γ towarzyszy zmniejszenie objętości właściwej, a przemianom odwrotnym – wzrost objętości. Decydują o tym różne liczby koordynacyjne sieci, w której krystalizuje każda z odmian. Zwiększenie objętości podczas przemiany żelaza γ w α i związane z tym zwiększenie naprężeń wyjaśniają zależność struktury sieciowej żelaza od ciśnienia (rys. 3.86). Wysokie wartości ciśnienia stabilizują odmianę alotropową żelaza γ o mniejszej objętości właściwej i sieci regularnej ściennie centrowanej. Przy małym ciśnieniu i w niższej temperaturze stabilna jest odmiana żelaza α o sieci regularnej przestrzennie centrowanej. Przy ciśnieniu większym od ok. 12÷13 GPa występuje natomiast odmiana żelaza ε o sieci heksagonalnej zwartej.

3.5.2. Wykresy równowagi układu żelazo–węgiel STABILNY I METASTABILNY WYKRES RÓWNOWAGI UKŁADU ŻELAZO–WĘGIEL

Rozróżnia się dwa wykresy równowagi układu żelazo–węgiel: stabilny żelazo–grafit, metastabilny żelazo–cementyt. W zależności od składu chemicznego, warunków odprowadzania ciepła, a także

201

3 roz

6-11-02 22:51

Page 202

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

innych czynników, z roztworu ciekłego może krzepnąć zarówno cementyt, jak i grafit. Wykres równowagi przedstawiony na rysunku 3.87 obejmuje stopy żelaza z węglem do stężenia 6,67% C, odpowiadającego stężeniu C w cementycie. Liniami ciągłymi przedstawiono wykres żelazo–cementyt Fe–Fe3C, natomiast przerywanymi – żelazo–grafit Fe–C. PUNKTY, LINIE I FAZY UKŁADU ŻELAZO–WĘGIEL

Współrzędne punktów charakterystycznych układu żelazo–węgiel zestawiono w tablicy 3.18. W stopach żelazo–węgiel występują fazy podane w tablicy 3.19. Linie układu żelazo–węgiel omówiono w tablicy 3.20. Ze względu na wieloletnią tradycję roztwory stałe oraz mieszaniny występujące w układzie żelazo–cementyt zyskały tradycyjne nazwy, zestawione w tablicy 3.21. W tablicy 3.22 podano oznaczenia linii przemian. Przemiany są oznaczane literą A. Ze względu na dużą histerezę cieplną temperatury przemian podczas nagrzewania znacznie różnią się od odpowiadających im wartości temperatury podczas chłodzenia. Dlatego przemiany podczas nagrzewania są oznaczane Ac, podczas chłodzenia – Ar, a w stanie równowagi – Ae z odpowiednim numerem zapisywanym w indeksie, np. Ac1.

3.5.3. Przemiany fazowe podczas chłodzenia stopów żelaza z węglem TYPOWE ANALIZOWANE STOPY ŻELAZA Z WĘGLEM

Dla ułatwienia zrozumienia układu żelazo–cementyt omówione zostaną przemiany fazowe zachodzące podczas chłodzenia kilku stopów o zróżnicowanym stężeniu węgla (tabl. 3.23). CHŁODZENIE STALI FERRYTYCZNEJ

Obniżenie temperatury cieczy metalicznej o składzie chemicznym stopu I do odpowiadającej linii AB powoduje krzepnięcie kryształów ferrytu wysokotemperaturowego α(δ) z cieczy (L) (rys. 3.88). Zakres krzepnięcia ograniczony jest liniami AB i AH. W obszarze AHN stop ma strukturę ferrytu α(δ). Z obniżeniem temperatury poniżej linii HN następuje przemiana ferrytu α(δ) w austenit (γ). Poniżej temperatury NJ występuje austenit (γ). Po obniżeniu temperatury poniżej linii GS następuje przemiana austenitu (γ) w ferryt (α). W miarę dalszego obniżania temperatury ubywa austenitu (γ) i po osiągnięciu punktu P występuje 100% ferrytu (α) maksymalnie nasyconego węglem. Przy dalszym chłodzeniu, na granicach ziarn ferrytu (α), nadmiar węgla wydziela się wzdłuż linii PQ w postaci cementytu trzeciorzędowego Fe3CIII. CHŁODZENIE STALI PODEUTEKTOIDALNEJ

Obniżenie temperatury cieczy metalicznej stopu II do temperatury odpowiadającej linii AB powoduje wydzielanie z cieczy kryształów ferrytu wysokotemperaturowego α(δ), o udziale zwiększającym się, aż do osiągnięcia temperatury 1495°C

202

3 roz

6-11-02 22:51

Page 203

3.5. Układy równowagi fazowej żelazo–węgiel

Rysunek 3.87 Fragment wykresu równowagi żelazo–węgiel (według J. Chipmana)

203

3 roz

6-11-02 22:51

Page 204

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

Tablica 3.18 Punkty charakterystyczne układu żelazo–węgiel (rys. 3.87) Układ metastabilny żelazo–cementyt

Układ stabilny żelazo–grafit

Punkt

Stężenie C, %

Temperatura, °C

Punkt

Stężenie C, %

Temperatura, °C

A

0

1538

A

0

1538

H

0,09

1495

H

0,09

1495

J

0,17

1495

J

0,17

1495

B

0,53

1495

B

0,53

1495

N

0

1394

N

0

1394

D

6,67

1227

D'

C

4,3

1148

C'

4,26

1154

E

2,11

1148

E'

2,08

1154

F

6,67

1148

F'

6,67

1154

G

0

912

G

0

912

M

0,0168

770

M

0,0168

770

O

0,45

770

O

0,45

770

P

0,0218

727

P'

0,0205

738

S

0,77

727

S'

0,68

738

K

6,67

727

K'

6,67

738

Q

0,008

20

Q

0,008

20

Tablica 3.19 Zakresy występowania faz na wykresie żelazo–węgiel (rys. 3.87) Obszar wykresu

Fazy w układzie metastabilnym żelazo–cementyt

Fazy w układzie stabilnym żelazo–grafit

I

roztwór ciekły

roztwór ciekły

II

roztwór ciekły + roztwór α(δ)

roztwór ciekły + roztwór α(δ)

III

roztwór ciekły + roztwór γ

roztwór ciekły + roztwór γ

IV

roztwór ciekły + cementyt

roztwór ciekły + grafit

V

roztwór α(δ)

roztwór α(δ)

VI

roztwór α(δ) + roztwór γ

roztwór α(δ) + roztwór γ

VII

roztwór γ

roztwór γ

VIII

roztwór γ + cementyt

roztwór γ + grafit

IX

roztwór γ + roztwór α

roztwór γ + roztwór α

X

roztwór α

roztwór α

XI

roztwór α + cementyt

roztwór α + grafit

204

3 roz

6-11-02 22:51

Page 205

3.5. Układy równowagi fazowej żelazo–węgiel

Tablica 3.20 Oznaczenia linii w układzie żelazo–węgiel (rys. 3.87) Oznaczenie linii

Omówienie

AB

likwidus; początek wydzielania fazy α(δ); odpowiada zmiennemu stężeniu węgla w fazie ciekłej w wyniku wydzielania fazy α(δ)

BC

likwidus; początek wydzielania fazy γ ; odpowiada zmiennemu stężeniu węgla w fazie ciekłej w wyniku wydzielania fazy γ

CD

likwidus; początek wydzielania cementytu pierwotnego; odpowiada zmiennemu stężeniu węgla w fazie ciekłej w wyniku wydzielania cementytu

AH

solidus; koniec krzepnięcia fazy α(δ); odpowiada stężeniu węgla w kryształach fazy α (δ)

HJB

linia przemiany perytektycznej ciecz (B) + roztwór α(δ) (H )

chłodzenie nagrzewanie

roztwór γ (J )

JE

solidus; koniec krzepnięcia roztworu γ ; odpowiada stężeniu węgla w kryształach roztworuγ

DF

solidus; wydzielanie cementytu pierwotnego z roztworu ciekłego

ECF

linia przemiany eutektycznej ciecz (C)

chłodzenie nagrzewanie

roztwór γ (E ) + cementyt (F )

HN

początek przemiany alotropowej roztworu α(δ) w roztwór γ; określa zmienne stężenie węgla w roztworze α(δ) w wyniku tworzenia się kryształów roztworu γ

JN

koniec przemiany roztworu α(δ) w roztwór γ; odpowiada zmiennemu stężeniu węgla w roztworze γ w wyniku przemiany α(δ) γ

ES

początek wydzielania cementytu wtórnego; odpowiada zmiennemu stężeniu węgla w roztworze γ

GOS

początek przemiany alotropowej roztworu γ w roztwór α; odpowiada zmiennemu stężeniu węgla w roztworze γ w wyniku tworzenia się kryształów roztworu α

MO

linia przemiany magnetycznej roztworu α roztwór α paramagnetyczny

chłodzenie nagrzewanie

roztwór α ferromagnetyczny

GMP

koniec przemiany alotropowej roztworu γ w roztwór α; odpowiada zmiennemu stężeniu węgla w roztworze α

PSK

linia przemiany eutektoidalnej roztwór γ (S)

PQ

chłodzenie nagrzewanie

roztwór α (P ) + cementyt (K )

początek wydzielania cementytu trzeciorzędowego; odpowiada zmiennemu stężeniu węgla w roztworze α

(rys. 3.89). W temperaturze tej przebiega reakcja perytektyczna L + α(δ) → γ. Nadmiar cieczy w tym stopie decyduje o uzyskaniu mieszaniny austenitu (γ) i cieczy (L) po zakończeniu przemiany perytektycznej. Ciecz z tej mieszaniny przemienia się z kolei w kryształy austenitu (γ). Poniżej linii JE występuje wyłącznie austenit (γ). Dalsze chłodzenie stopu z temperatury odpowiadającej linii GS powoduje zapoczątkowanie przemiany austenitu (γ) w ferryt (α). Skład austenitu (γ) przesuwa się do odpowiadającego punktowi S. W temperaturze 727°C przebiega przemiana eutektoidalna utworzonego austenitu (γ) w perlit. Pozostałą część osnowy stopu stanowi ferryt (α), którego skład przesuwa się do odpowiadającego

205

3 roz

6-11-02 22:51

Page 206

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

Tablica 3.21 Składniki strukturalne wykresu żelazo–cementyt (rys. 3.87) Składnik strukturalny

Omówienie

Roztwór ciekły

roztwór ciekły węgla w żelazie

Ferryt

roztwór stały graniczny węgla w żelazie α

Austenit

roztwór stały graniczny węgla w żelazie γ

Cementyt pierwszorzędowy (pierwotny) drugorzędowy (wtórny) trzeciorzędowy

węglik złożony Fe3C wydzielający się z roztworu ciekłego zgodnie ze zmienną rozpuszczalnością węgla w cieczy wzdłuż linii CD wydzielający się w stanie stałym z austenitu w wyniku malejącej rozpuszczalności węgla w roztworze stałym γ wzdłuż linii ES wydzielający się w stanie stałym z ferrytu w wyniku malejącej rozpuszczalności węgla w roztworze stałym α wzdłuż linii PQ

Perlit

mieszanina eutektoidalna ferrytu i cementytu, zawierająca 0,77% C, występująca poniżej 727°C

Ledeburyt

mieszanina eutektyczna austenitu i cementytu, zawierająca 4,30% C, trwała w zakresie od 727 do 1148°C

Ledeburyt przemieniony

mieszanina perlitu i cementytu, utworzona w wyniku przemiany austenitu z ledeburytu w perlit, trwała poniżej temperatury 727°C

Tablica 3.22 Linie przemian w układzie żelazo–cementyt Oznaczenie literowe linii przemian

Linia na wykresie (rys. 3.87)

Omówienie

A 0 (Ac0 , Ar0 )

przemiana magnetyczna cementytu w 230°C

A 1 (Ac1 , Ar1 )

przemiana eutektoidalna

PS

A 2 (Ac2 , Ar2 )

przemiana magnetyczna ferrytu

MO

A 3 (Ac3 , Ar3 )

przemiana alotropowa α

GOS

A 1,3 (Ac1,3 , Ar1,3 )

przemiana eutektoidalna

A 4 (Ac4 , Ar4 )

przemiana alotropowa γ

A cm (Accm , Arcm )

początek wydzielania cementytu wtórnego z austenitu

γ

SK α(δ)

NJ, JB ES

Tablica 3.23 Stężenie węgla w analizowanych stopach Stężenie węgla

Typowe dla przedziału stężenie węgla na wykresie żelazo-cementyt, %

I

0,0218

0 ÷ 0,17 (J )

II

0,4

0,17 (J )÷ 0,53 (B )

III

1,2

0,53 (B)÷ 2,11 (E)

IV

3,5

2,11 (E) ÷ 4,3 (C)

V

5

4,3 (C) ÷ 6,67 (F )

Oznaczenie stopu

206

3 roz

6-11-02 22:51

Page 207

3.5. Układy równowagi fazowej żelazo–węgiel

Rysunek 3.88 Schemat przemian fazowych zachodzących przy chłodzeniu stali ferrytycznej

punktowi P. Poniżej temperatury 727°C z przesyconego węglem ferrytu (α) wydziela się cementyt trzeciorzędowy Fe3CIII. Strukturę stopu w temperaturze pokojowej stanowią: ferryt, perlit i cementyt trzeciorzędowy Fe3CIII.

Rysunek 3.89 Schemat przemian fazowych zachodzących przy chłodzeniu stali podeutektoidalnej

207

3 roz

6-11-02 22:51

Page 208

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

CHŁODZENIE STALI NADEUTEKTOIDALNEJ

Rysunek 3.90 Schemat przemian fazowych zachodzących przy chłodzeniu stali nadeutektoidalnej

W stopie III (tabl. 3.23, rys. 3.90) z obniżeniem temperatury do odpowiadającej linii BC (porównaj oznaczenia na rys. 3.87), z cieczy bezpośrednio powstaje austenit (γ). Jego udział stopniowo zwiększa się w tym stopie w miarę dalszego chłodzenia. W temperaturze niższej od odpowiadającej linii JE występuje wyłącznie austenit (γ). Po ochłodzeniu do temperatury odpowiadającej linii SE austenit (γ) uzyskuje pełne nasycenie węglem. Powoduje to wydzielanie kryształów cementytu wtórnego Fe3CII o udziale zwiększającym się z obniżeniem temperatury do 727°C. Skład austenitu (γ) zmienia się wzdłuż linii SE do odpowiadającego punktowi S. W temperaturze 727°C następuje przemiana eutektoidalna austenitu (γ) w perlit, a wydzielony uprzednio cementyt wtórny Fe3CII nie ulega zmianie. Po ochłodzeniu do temperatury pokojowej strukturę stopu stanowi perlit, cementyt wtórny z bardzo małym udziałem cementytu trzeciorzędowego.

CHŁODZENIE SURÓWKI PODEUTEKTYCZNEJ

Rysunek 3.91 Schemat przemian fazowych zachodzących przy chłodzeniu surówki podeutektycznej

208

Krystalizacja stopu IV (tabl. 3.23, rys. 3.91) rozpoczyna się od wydzielania austenitu (γ) wzdłuż linii BC (porównaj oznaczenia na rys. 3.87). Skład cieczy (L) zmienia się do odpowiadającego punktowi C. Po osiągnięciu temperatury 1148°C przebiega przemiana eutektyczna L → γ + Fe3CI. Bezpośrednio z cieczy powstaje ledeburyt, czyli mieszanina eutektyczna złożona z austenitu (γ) i cementytu pierwotnego Fe3CI. Podczas dalszego chłodzenia, z przesyconego austenitu wydzielają się kryształy cementytu wtórnego Fe3CII. Skład austenitu przesuwa się do odpowiadającego punktowi S. Ochłodzenie stopu do temperatury 727°C powoduje przemianę eutektoidalną austenitu pierwotnego (γ) w perlit. Austenit (γ) tworzący ledeburyt także przemienia się w perlit. Powstaje w ten sposób ledeburyt przemieniony. Poniżej temperatury 727°C strukturę stopu stanowi perlit, ledeburyt przemieniony i cementyt

3 roz

6-11-02 22:51

Page 209

3.5. Układy równowagi fazowej żelazo–węgiel

wtórny. Dalsze chłodzenie stopu do temperatury pokojowej powoduje wydzielanie z ferrytu (α) cementytu trzeciorzędowego Fe3CIII w niewielkim udziale. CHŁODZENIE SURÓWKI NADEUTEKTYCZNEJ

Rysunek 3.92 Schemat przemian fazowych zachodzących przy chłodzeniu surówki nadeutektycznej

Wraz z ochładzaniem stopu V (tabl. 3.23, rys. 3.92) do temperatury odpowiadającej linii CD (porównaj oznaczenia na rys. 3.87), bezpośrednio z cieczy metalicznej (L) zaczynają wydzielać się kryształy cementytu pierwotnego Fe3CI. W miarę dalszego chłodzenia stopniowo zwiększa się udział tych kryształów. Jednocześnie ciecz (L) ubożeje w węgiel, aż do stężenia odpowiadającego punktowi C. W temperaturze 1148°C pozostała ciecz krzepnie jako eutektyka (γ + Fe3CI) nazywana ledeburytem. Dalsze chłodzenie stopu do temperatury 727°C wpływa na wydzielanie nadmiaru węgla z austenitu ledeburytycznego (γ) w postaci cementytu drugorzędowego Fe3CII. W temperaturze 727°C austenit (γ) przemienia się w perlit, tworząc ledeburyt przemieniony. Poniżej temperatury eutektoidalnej, strukturę stopu stanowi ledeburyt przemieniony i cementyt pierwotny Fe3CI. Taką samą strukturę (z bardzo małym udziałem cementytu trzeciorzędowego Fe3CIII) stop wykazuje w temperaturze pokojowej.

3.5.4. Ogólna klasyfikacja stopów żelaza z węglem STALE I STALIWA

W zależności od stężenia węgla oraz sposobu wytwarzania można dokonać ogólnej klasyfikacji stopów żelaza z węglem. Stopy o stężeniu węgla mniejszym od ok. 0,05% są nazywane żelazem technicznym. Stopy zawierające zwykle mniej niż 2% węgla, otrzymywane w wyniku odlewania i następnej obróbki plastycznej, są nazywane stalami. Odlewnicze stopy o tym samym stężeniu węgla noszą nazwę staliw. W stalach i staliwach (porównaj rozdziały 6.2 i 6.8) węgiel występuje w postaci związanej w cementycie. SURÓWKI I ŻELIWA

Stopy żelaza o stężeniu powyżej 2% C o składzie fazowym zgodnym z wykresem Fe–Fe3C noszą nazwę surówek białych, natomiast krzepnące zgodnie z wykresem żelazo–grafit są nazywane surówkami szarymi. Surówki przetopione

209

3 roz

6-11-02 22:51

Page 210

3. Struktura i umocnienie metali i stopów

w żeliwiaku lub w innym piecu elektrycznym, często z dodatkiem złomu stalowego, noszą nazwę żeliw. Żeliwami są więc nazywane stopy odlewnicze żelaza z węglem zawierające zwykle powyżej 2% C (porównaj rozdz. 6.8). STALE, STALIWA ORAZ ŻELIWA NIESTOPOWE I STOPOWE

Stopy żelaza z węglem o niewielkim stężeniu innych pierwiastków w postaci domieszek lub zanieczyszczeń są nazywane odpowiednio stalami, staliwami lub żeliwami niestopowymi (określane także tradycyjnie węglowymi). Do domieszek, które korzystnie wpływają na własności, należą Mn, Si, Cr, Ni i Cu. Natomiast zanieczyszczenia, takie jak P, S, O, H, N, wywierają ujemny wpływ na własności stopów żelaza. Pierwiastki, których stężenie przekracza umowną wartość określoną w rozdziale 6.1.2, dodawane do stopów żelaza z węglem celowo – dla polepszenia własności – noszą nazwę dodatków stopowych (porównaj rozdz. 6.3). Stale, staliwa i żeliwa zawierające dodatki stopowe są nazywane stopowymi (porównaj rozdziały 6.4÷6.8).

210

4 rozA

7-11-02 19:45

Page 1

Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi

4 rozA

7-11-02 19:45

Page 212

4.1. Mechanizmy i warunki krystalizacji 4.1.1. Ciekły i gazowy stan skupienia metali STANY SKUPIENIA METALI

Metale mogą występować w trzech stanach skupienia – gazowym, ciekłym i stałym. STAN GAZOWY METALI

W stanie gazowym metale mają strukturę całkowicie nieuporządkowaną. Odległość między atomami jest znaczna, tak że prawie nie występują między nimi oddziaływania. Pary metali mają własności zbliżone do gazu doskonałego i największą ze wszystkich stanów skupienia energię swobodną. CIECZ METALICZNA

Mniejszą energię swobodną ma faza ciekła. W stanie ciekłym atomy metali cechują się zbliżonym do stanu krystalicznego uporządkowaniem bliskiego zasięgu, nie wykazując jednak uporządkowania dalekiego zasięgu, charakterystycznego dla kryształów. Odległość między środkami atomów metalu w stanie ciekłym wynosi od jednej do dwu średnic atomów. Atomy cieczy statystycznie stanowią jednak zbiór nieuporządkowany, wykonując ruch drgający o amplitudzie znacznie większej niż w stanie stałym. Zespół bliskiego uporządkowania stanowią atomy cieczy, które przypadkoRysunek 4.1 wo i chwilowo zajmują położenia zbliWykres równowagi faz w układzie jednoskładnikowym żone do charakterystycznych dla stanu krystalicznego. Zespoły takie ustawicznie tworzą się i znikają w różnych miejscach cieczy o bezładnym rozłożeniu atomów. Stała zmiana struktury cieczy metalicznej jest spowodowana bardzo dużą ruchliwością atomów, które w stanie ciekłym wykazują szybkość dyfuzji o kilka rzędów większą niż w stanie stałym. Warunkiem równowagowego występowania metalu w określonym stanie skupienia jest osiągnięcie wymaganego ciśnienia i temperatury (rys. 4.1).

212

7-11-02 19:45

Page 213

4.1. Mechanizmy i warunki krystalizacji 4.1.2. Termodynamiczne warunki krystalizacji RÓWNOWAGA TERMODYNAMICZNA KRYSTALIZACJI

FL FS

TR

Rysunek 4.2 Zależność energii swobodnej faz stałej i ciekłej od temperatury

vT

vK

vT, vK, (m/s)

4 rozA

v

TR

Rysunek 4.3 Zależność szybkości topnienia i krystalizacji oraz szybkości przemieszczania się granicy rozdziału faz od temperatury

Metale i stopy bardzo często są stosowane w postaci odlewów, otrzymywanych w wyniku krzepnięcia cieczy metalicznej w formach piaskowych lub metalowych. Metalowe wlewki stanowią półprodukt do wytwarzania produktów obrobionych plastycznie, w której to postaci jest stosowana znaczna część metali. Z tego względu do przemian fazowych – najbardziej istotnych w metalurgii – należy krystalizacja, tj. szczególny rodzaj krzepnięcia, w którym ciecz metaliczna ulega przemianie w stan stały o budowie krystalicznej. Jak w każdej przemianie fazowej, i w tym przypadku układ dąży do osiągnięcia równowagi termodynamicznej. Przemiana ta, podobnie jak wszystkie nieodwracalne procesy samorzutne, przebiega w kierunku zmniejszenia energii swobodnej, a warunki równowagi odpowiadają minimum tej funkcji (rys. 4.2). Przy stałym ciśnieniu równowaga termodynamiczna zachodzi w temperaturze równowagi TR energii swobodnej faz stałej FS i ciekłej FL. W temperaturze niższej od TR następuje krystalizacja. Można jednak uważać, że w rzeczywistości w każdej temperaturze, w której występuje jeszcze faza ciekła, jednocześnie i niezależnie przebiegają procesy krystalizacji i topnienia. Szybkość procesu wypadkowego przemieszczania się granicy rozdziału faz ciekłej i stałej υ jest różnicą między szybkościami krystalizacji υK i topnienia υT (rys. 4.3). W temperaturze niższej od TR następuje krystalizacja, ponieważ mniejsza jest energia swobodna fazy stałej w porównaniu z fazą ciekłą, a szybkość krystalizacji jest większa niż szybkość topnienia.

213

4 rozA

7-11-02 19:45

Page 214

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi PRZECHŁODZENIE

W czasie nieskończenie wolnego chłodzenia cieczy metalicznej w temperaturze krzepnięcia, odpowiadającej temperaturze równowagi TR, występuje przystanek izotermiczny. Podczas krzepnięcia następuje bowiem wydzielanie się utajonego ciepła krzepnięcia, co uniemożliwia dalsze obniżanie temperatury (rys. 4.4a). Spadek temperatury następuje dopiero po całkowitym zakrzepnięciu metalu. W rzeczywistych warunkach, przy dosyć znacznej szybkości chłodzenia, występuje tzw. przechłodzenie. Krzepnięcie metalu rozpoczyna się w temperaturze o ∆T niższej od temperatury równowagi TR (rys. 4.4b i c). Przy nieznacznym przechłodzeniu, w czasie chłodzenia z niezbyt dużą szybkością, utajone ciepło krzepnięcia – wydzielając się – podnosi temperaturę krzepnięcia metalu do temperatury równowagi TR, w której występuje przystanek izotermiczny (rys. 4.4b). Przy dużym przechłodzeniu, odpowiadającym znacznej szybkości chłodzenia, przystanek izotermiczny występuje w temperaturze niższej od temperatury równowagi TR (rys. 4.4c).

Rysunek 4.4 Krzywe chłodzenia a) teoretyczna, b) i c) rzeczywiste

TR

TR

TR

4.1.3. Tworzenie zarodków krystalizacji ZARODKI KRYSTALIZACJI

106

Rysunek 4.5 Schemat zmian promienia krytycznego zarodka podczas zarodkowania homogenicznego w zależności od przechłodzenia (według B. Chalmersa)

214

Krystalizacja przebiega przez zarodkowanie i wzrost zarodków. Zarodkami krystalizacji w fazie ciekłej są zespoły bliskiego uporządkowania o wielkości większej od krytycznej, do których przyłączają się kolejno następne atomy. Natomiast zespoły bliskiego uporządkowania o wielkości podkrytycznej, zwane niekiedy embrionami, ulegają rozpuszczeniu w cieczy. Rozróżnia się zarodkowanie homogeniczne i heterogeniczne, z założeniem, że krzepnący układ ciecz metaliczna–kryształ jest statyczny, znajduje się pod stałym ciśnieniem i w spoczynku oraz nie podlega działaniu pola elektrycznego i magnetycznego.

7-11-02 19:45

Page 215

4.1. Mechanizmy i warunki krystalizacji

ZARODKOWANIE HOMOGENICZNE

vz

4 rozA

Rysunek 4.6 Zależność szybkości zarodkowania od przechłodzenia podczas zarodkowania homogeniczego i heterogenicznego

Zarodkowanie homogeniczne zachodzi w cieczy metalicznej całkowicie jednorodnej, a w jego wyniku powstaje zupełnie jednorodna faza stała. Zarodki w kształcie kul, utworzone w dowolnych miejscach w całej objętości cieczy z zespołów bliskiego uporządkowania, osiągają promień krytyczny R* przy znacznym przechłodzeniu, czyli znacznym obniżeniu temperatury poniżej temperatury równowagi TR (rys. 4.5). Szybkość zarodkowania jest bardzo mała, po czym zwiększa się dopóty, dopóki przechłodzenie nie osiągnie wartości krytycznej, by następnie gwałtownie się zmniejszyć (rys. 4.6).

ZARODKOWANIE HETEROGENICZNE

Rysunek 4.7 Schemat zarodkowania heterogenicznego krystalizacji oraz wpływ kształtu powierzchni podłoża na jego objętość a) podłoże wklęsłe, b) podłoże płaskie, c) podłoże wypukłe

Mechanizm zarodkowania heterogenicznego polega na tworzeniu zarodka na obcym podłożu o stanie stałym. Funkcję podłoża spełniają ściany formy odlewniczej i cząstki wysokotopliwych zanieczyszczeń znajdujące się w stanie stałym w cieczy metalicznej. Zarodek podkrytyczny, powstający na płaszczyźnie podłoża, ma kształt kulistej czaszy (rys. 4.7). Promień krzywizny R takiego zarodka jest znacznie większy od promienia kuli o tej samej objętości. Przy stałym przechłodzeniu zarodkowanie zachodzi najłatwiej, gdy objętość zarodka jest minimalna. Dlatego zarodek heterogeniczny osiąga wielkość krytyczną przy znacznie mniejszym przechłodzeniu niż kulisty zarodek homogeniczny o tej samej objętości. Zarodek heterogeniczny można scharakteryzować kątem styku Θ jego powierzchni z płaszczyzną podłoża. Przy stałym przechłodzeniu czasza kulista o określonej objętości wykazuje większy promień przy mniejszym kącie styku Θ. Z kolei – do utworzenia zarodka heterogenicznego przy małym kącie styku Θ jest wymagane małe przechłodzenie, chociaż następuje to przy większym krytycznym promieniu R* czaszy kulistej zarodka (rys. 4.8).

215

4 rozA

7-11-02 19:45

Page 216

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi

Rysunek 4.8 Zależność promienia krytycznego zarodka podczas zarodkowania heterogenicznego od przechłodzenia i kąta styku z podłożem Θ

Θ

Wartość kąta styku Θ ulega zmniejszeniu w przypadku, gdy powierzchnia podłoża jest wklęsła (rys. 4.7a). Zarodkowanie zachodzi wtedy łatwiej i przy mniejszym przechłodzeniu niż w przypadku utworzenia zarodka heterogenicznego na powierzchni wypukłej. Szybkość zarodkowania heterogenicznego gwałtownie zwiększa się wraz ze wzrostem przechłodzenia (rys. 4.6).

° Θ

° Θ

°

ZARODKOWANIE DYNAMICZNE

W rzeczywistości krzepnąca ciecz jest układem dynamicznym, gdyż bardzo często znajduje się w ruchu, podlega wpływom zewnętrznym, głównie zmianom ciśnienia, drganiom, a także działaniu pól elektrycznego i magnetycznego. Czynniki te wywołują zarodkowanie w cieczy metalicznej zupełnie pozbawionej – w innych warunkach – zespołów bliskiego uporządkowania o wielkości krytycznej lub znacznie przyspieszają szybkość zarodkowania w cieczy metalicznej krystalizującej nawet bez wpływu tych czynników. Proces zarodkowania odbywający się w tych warunkach jest nazywany zarodkowaniem dynamicznym. KAWITACJA CIECZY METALICZNEJ

Warunkiem koniecznym zarodkowania dynamicznego jest zjawisko kawitacji cieczy metalicznej. Kawitacja polega na ciągłym tworzeniu się i znikaniu pęcherzyków pary przy ścianach naczynia lub na powierzchni ciał stałych zanurzonych w cieczy. Pęcherzyki kawitacyjne powstają w miejscach o lokalnym podciśnieniu. Po osiągnięciu wielkości krytycznej nagle ulegają zniszczeniu, powodując lokalne zwiększenie ciśnienia cieczy. W cieczach, których krystalizacja powoduje zmniejszenie objętości właściwej, zwiększenie ciśnienia wpływa na podwyższenie temperatury topnienia. Do takich cieczy należą wszystkie pierwiastki metaliczne z wyjątkiem Bi. Rola kawitacji w procesie zarodkowania dynamicznego polega więc na lokalnym podwyższeniu temperatury równowagi TR w pobliżu pęcherzyka kawitacyjnego. Przy praktycznie stałej temperaturze cieczy powoduje to lokalne zwiększenie przechłodzenia, co ułatwia zarodkowanie.

4.1.4. Mechanizmy wzrostu kryształów SCHODKOWY MODEL WZROSTU

Wzrost zarodka krystalizacji następuje z różną szybkością na poszczególnych ścianach w zależności od struktury krystalicznej zarodka. Najszybciej wzrastają ściany luźno wypełnione atomami, wolniej – o gęstym ułożeniu atomów. Wzrost

216

4 rozA

7-11-02 19:45

Page 217

4.1. Mechanizmy i warunki krystalizacji

następuje przez przyłączanie się atomów lub ich zespołów do ścian zarodka w miejscu utworzenia się schodka (rys. 4.9). Osadzanie się dalszych atomów jest możliwe pod warunkiem utworzenia się dwuwymiarowego zarodka nowej warstwy. Proces powstawania dwuwymiarowego zarodka jest jednak mało prawdopodobny.

Rysunek 4.9 Schemat schodkowego modelu wzrostu zarodka krystalizacji

ŚRUBOWY MODEL WZROSTU

Rysunek 4.10 Schemat śrubowego modelu wzrostu zarodka krystalizacji

Znacznie bardziej prawdopodobny wzrost ściany kryształu może polegać na ciągłym narastaniu jednej warstwy wokół dyslokacji śrubowej (rys. 4.10), nie zaś na okresowym tworzeniu się kolejnych warstw ułożonych na sobie. Mechanizm ten został potwierdzony doświadczalnie i znalazł praktyczne zastosowanie w produkcji monokryształów.

TARASOWY MODEL WZROSTU

Rysunek 4.11 Schemat kolejnych stadiów tarasowego wzrostu zarodków krystalizacji

Wzrost kryształu ze stopionego metalu w warunkach przechłodzenia opisuje tzw. model tarasowy (rys. 4.11). Uprzywilejowane miejsca przyłączania się kolejnych atomów do kryształu stanowią tarasy, utworzone na ścianach kryształu o orientacji nieznacznie różniącej się od płaszczyzn krystalograficznych o gęstym ułożeniu atomów, np. {111} w sieci A1. Wzrost kryształu następuje przez stopniowe przesuwanie się tarasów (rys. 4.11a,b). W przypadku odprowadzania przez ciecz ciepła topnienia na granicy rozdziału faz ciekłej i stałej duża jest liniowa szybkość krystalizacji, mała zaś, gdy ciepło to jest odprowadzane przez fazę stałą. Tarasy położone blisko siebie przesuwają się więc z małą szybkością wzrostu. Nowe tarasy mogą tworzyć się zarówno w wyniku działania mechanizmu śrubowego, jak i schodkowego.

217

7-11-02 19:45

Page 218

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi 4.1.5. Kinetyka procesów krystalizacji SZYBKOŚĆ KRZEPNIĘCIA

Szybkość procesu krzepnięcia jest uzależniona od: szybkości zarodkowania υz, tj. od liczby zarodków krystalizacji tworzących się w ciągu jednostki czasu w jednostce objętości cieczy metalicznej, liniowej szybkości krystalizacji υk, tj. szybkości przesuwania się frontu krystalizacji, mierzonej w jednostkach długości na jednostkę czasu.

k

WPŁYW PRZECHŁODZENIA

z

4 rozA

Wpływ przechłodzenia na szybkość zarodkowania homogenicznego i heterogenicznego przedstawiono na rysunku 4.6, a na rysunku 4.12 – porównanie szybkości zarodkowania i liniowej szybkości krystalizacji. Ponieważ wraz ze zwiększeniem przechłodzenia liniowa szybkość krystalizacji wzrasta znacznie wolniej niż szybkość zarodkowania, metal zakrzepnięty w tych warunkach wykazuje strukturę bardziej drobnoziarnistą. Maksimum szybkości zarodkowania odpowiada większemu przechłodzeniu niż maksimum liniowej szybkości krystalizacji, a więc w tym zakresie przechłodzenia metal osiąga najmniejszą wielkość ziarna. Przy przechłodzeniu nieznacznym, gdy szybkość zarodkowavz nia jest bardzo mała, zakrzepnięty metal ma strukturę szczególnie gruboziarnistą. Przy bardzo dużych szybkościach chłodzenia można osiągnąć takie przechłodzenie, że zarówno szybkość zarodkowania, jak i liniowa szybkość krystalizacji są równe zevk ru. Ruchliwość atomów zmniejsza się, co doprowadza do całkowitego zahamowania procesów zarodkowania. Ciało stałe powstające z cieczy metalicznej krzepnącej w tych warunkach może wykazywać strukturę amorficzną szkła metalicznego.

Rysunek 4.12 Zależność szybkości zarodkowania i liniowej szybkości krystalizacji od przechłodzenia cieczy metalicznej (według G. Tammanna)

4.1.6. Krystalizacja czystych metali WPŁYW GRADIENTU TEMPERATURY NA KSZTAŁT POWIERZCHNI MIĘDZYFAZOWEJ

Kształt powierzchni międzyfazowej ciecz metaliczna–kryształ zależy od gradientu temperatury w pobliżu frontu krystalizacji. Powierzchnia międzyfazowa o jakimkolwiek kształcie, która szybciej reaguje na zmianę warunków termodynamicznych, staje się dominująca, decydując o strukturze tworzącej się fazy stałej.

218

4 rozA

7-11-02 19:45

Page 219

4.1. Mechanizmy i warunki krystalizacji

PŁASKA GRANICA MIĘDZYFAZOWA

W przypadku wzrostu temperatury w kierunku fazy ciekłej, tj. przy gradiencie temperatury dodatnim i prostopadłym do granicy międzyfazowej, granica ta może być zupełnie płaska, gdy jest równoległa do płaszczyzn krystalograficznych gęsto wypełnionych atomami (rys. 4.13). Przy nieznacznym odchyleniu między tymi płaszczyznami krystalograficznymi a granicą międzyfazową tworzą się na niej schodki i tarasy. Praktycznie idealnie płaska granica międzyfazowa nie występuje.

Rysunek 4.13 Wpływ gradientu temperatury w cieczy metalicznej na przebieg krzepnięcia (według W.C. Winegarda) a) gradient temperatury dodatni, b) gradient temperatury ujemny

WZROST DENDRYTYCZNY

Rysunek 4.14 Schemat wzrostu dendrytycznego podczas krystalizacji metalu (według G.S. Cole’a) okres wzrostu ustalonego

główne kierunki wzrostu

niestabilność podobne powstawanie prowadząca wtórnych rozgałęzień do powstawania odgałęzień

Wydzielanie się utajonego ciepła krzepnięcia na granicy międzyfazowej kryształu i znacznie przechłodzonej cieczy powoduje wzrost jej temperatury. Gradient temperatury w cieczy jest wtedy ujemny (rys. 4.13b). Jeżeli na granicy międzyfazowej powstanie jakakolwiek wypukłość, wzrasta ona w kierunku zwiększającego się przechłodzenia cieczy. Warunki takie sprzyjają wzrostowi kryształów w kształcie dendrytów (charakterystycznych „choinek“). Ponieważ na powierzchniach dendrytów temperatura jest wyższa niż między nimi, płaskie powierzchnie graniczne są niestabilne, co decyduje o tworzeniu się bocznych gałęzi (rys. 4.14).

219

4 rozA

7-11-02 19:45

Page 220

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi Każde rozgałęzienie rośnie do chwili utraty stabilności jego granicy, co staje się początkiem wzrostu kolejnych rozgałęzień. Kierunek wzrostu dendrytów i ich rozgałęzień jest zgodny z kierunkiem osi piramidy utworzonej przez płaszczyzny najgęściej obsadzone atomami w tworzących Tablica 4.1 Uprzywilejowane kierunki się kryształach. W sieciach regularnych i tetragonalnych osie dendrytów są wzawzrostu dendrytów jemnie prostopadłe, natomiast w sieci heksagonalnej są nachylone pod kątem 60°. W tablicy 4.1 podano uprzywilejowane Typ sieci przestrzennej Kierunek krystalograficzny kierunki wzrostu dendrytów w zależności utworzonych kryształów wzrostu dendrytów w krysztale od typu sieci przestrzennej tworzących Regularna ściennie centrowana A1 100 się kryształów. Krystalizacja dendrytów z cieczy meRegularna przestrzennie centrowana A2 100 talicznej kończy się, gdy wydzielające się Tetragonalna przestrzennie centrowana 110 ciepło krzepnięcia spowoduje wzrost temHeksagonalna zwarta A3 1010 peratury cieczy i kryształu do jednakowej temperatury. Pozostały ciekły metal krystalizuje już wyłącznie w wyniku odprowadzania utajonego ciepła krzepnięcia przez utworzoną fazę stałą. Wówczas wypełnieniu ulegają przestrzenie międzydendrytyczne, a proces krystalizacji w tych obszarach przebiega znacznie wolniej niż wzrost dendrytów.

4.1.7. Krystalizacja stopów metali o strukturze roztworów stałych PRZECHŁODZENIE STĘŻENIOWE

W porównaniu z czystymi metalami warunki krystalizacji stopów znacznie się różnią – głównie stężeniami faz stałej i ciekłej w strefie frontu krystalizacji. Miarą różnicy składu chemicznego wymienionych faz jest współczynnik podziału:

k0 =

Rysunek 4.15 Schemat części podwójnych układów równowagi, dla których a) k0 < 1, b) k0 > 1

220

cS cL

(4.1)

4 rozA

7-11-02 19:45

Page 221

4.1. Mechanizmy i warunki krystalizacji

GL gradient temperatury

równowagowa temperatura

stężeniowego

określony jako stosunek stężenia rozpuszczonego składnika B w pozostających w równowadze fazach stałej cS i ciekłej cL (rys. 4.15). Wydzielające się kryształy mają stężenie cS = k0 ⋅ cL, a ciecz – cL = cS /k0. Przy wartości k0 < 1, gdy cS < cL, krystalizacja powoduje wzbogacenie fazy ciekłej w składnik B. Zwiększające się stężenie tego składnika w cieczy metalicznej przed frontem krystalizacji obniża temperaturę krzepnięcia, wywołując przy danym gradiencie temperatury dodatkowe przechłodzenie, zwane stężeniowym (rys. 4.16). Jeżeli współczynnik podziału k0 > 1, to cS > cL, a więc ciecz ubożeje w składnik B.

Rysunek 4.16 Zależność temperatury fazy ciekłej i temperatury jej krzepnięcia od odległości od powierzchni międzyfazowej faz ciekłej i stałej

WZROST KOMÓRKOWY

Przypadkowe nierówności na płaskiej powierzchni międzyfazowej rozwijają się w wyniku zwiększenia szybkości krystalizacji na występach przy przechłodzeniu stężeniowym, odpowiadającym współczynnikowi podziału k0 ≤ 0,5. Na skutek tego – w zależności od wielkości przechłodzenia stężeniowego – ciecz krystalizuje w postaci komórek nieregularnych lub sześciokątnych. Wielkość komórek zmniejsza się wraz ze zwiększeniem przechłodzenia i szybkości krystalizacji (rys. 4.17). Krystalizacja komórkowa powoduje segregację składnika rozpuszczonego w postaci siatki na granicach komórek, wydłużonej w kierunku krystalizacji. Zwiększenie przechłodzenia ogólnego lub stężeniowego powoduje zmianę powierzchni międzyfazowej z komórkowej na komórkowo–dendrytyczną.

Rysunek 4.17 Schemat wpływu przechłodzenia stężeniowego na tworzenie a) powierzchni międzyfazowej płaskiej, b) z występami; struktury komórek: c) nieregularnych, d) regularnych (według S. Prowansa)

221

4 rozA

7-11-02 19:45

Page 222

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi WZROST DENDRYTYCZNY

W przypadku przechłodzenia stężeniowego stopów metali tendencja do krystalizacji dendrytów występuje przy ujemnym, a nawet dodatnim gradiencie temperatury w cieczy. Szybkość wzrostu dendrytycznego w przypadku stopów jest mniejsza niż w czystych metalach, gdyż wzrastające stężenie składnika rozpuszczonego w cieczy powoduje obniżenie temperatury równowagi, zmniejszając przechłodzenie decydujące o wzroście. Wzbogacona w składnik rozpuszczony faza ciekła krzepnie w obszarach między dendrytami. W wyniku tego poza głównymi osiami i rozgałęzieniami dendrytów występują obszary segregacji (niejednorodności) składu chemicznego.

4.1.8. Krystalizacja stopów metali o strukturze mieszanin PODZIAŁ MIESZANIN EUTEKTYCZNYCH

W odróżnieniu od omówionych poprzednio roztworów stałych większość odlewniczych stopów metali krystalizuje, wykazując strukturę mieszanin, najczęściej eutektycznych. W zależności od budowy mieszaniny eutektyczne można podzielić na: płytkowe, słupkowe, ziarniste, iglaste. PŁYTKOWE I SŁUPKOWE MIESZANINY EUTEKTYCZNE

Krzepnięcie cieczy o składzie eutektycznym, po osiągnięciu przechłodzenia krytycznego, rozpoczyna się heterogenicznym zarodkowaniem jednej z faz, np. α (rys. 3.67), bogatej w składnik A. Powoduje to jednoczesne wzbogacanie się w składnik B cieczy przed frontem przemiany, tzn. zarówno przed, jak i po bokach zarodków fazy α. W przechłodzonych obszarach cieczy wzbogaconej w składnik B na fazie α zarodkuje faza β. Tworzenie się fazy β powoduje z kolei wzbogacanie cieczy w składnik A, co sprzyja dalszemu wzrostowi kolejnych kryształów fazy α wzdłuż wydzieleń fazy β. Między obydwiema fazami α i β występuje w tym przypadku określona zależność krystalograficzna. Utworzone ziarno mieszaniny eutektycznej składa się z ułożonych na przemian płytek lub słupków faz α i β. Gdy udział objętościowy fazy β jest większy od 1/π, mieszanina eutektyczna ma zwykle budowę płytkową. W przeciwnym przypadku tworzą się słupkowe (pręcikowe) wydzielenia fazy β w osnowie fazy α. Jeżeli fazy α i β różnią się przewodnością cieplną, to dla jednej z nich, np. α, przechłodzenie jest mniejsze, ponieważ wolniej odprowadza ona ciepło ze strefy frontu krystalizacji. Współczynnik podziału dla fazy α jest więc mniejszy niż dla fazy β, a zatem stężenie składnika A przed frontem krystalizacji fazy β jest mniejsze niż składnika B przed fazą α. Z tego względu mniejsza jest szybkość wzrostu fazy α. Front krystalizacji obu faz może przesuwać się jednocześnie, jeżeli odpowiednio jest zróżnicowana grubość płytek każdej z faz. W tym przypadku grubość płytek lub słupków fazy α jest mniejsza niż fazy β.

222

4 rozA

7-11-02 19:45

Page 223

4.1. Mechanizmy i warunki krystalizacji

Krzepnięcie cieczy o składzie eutektycznym może również polegać na ciągłym heterogenicznym zarodkowaniu i wzroście obu faz. Jedna faza, np. α, zarodkuje, powodując wzbogacenie cieczy w składnik B i sprzyjając zarodkowaniu fazy β w sąsiedztwie. Faza β zarodkuje zupełnie niezależnie, nie wykazując uprzywilejowanej orientacji krystalograficznej w stosunku do istniejącej w innym miejscu fazy α. W wyniku krzepnięcia strukturę stanowi wówczas nieregularna mieszanina kryształów dwu faz. ZIARNISTE I IGLASTE MIESZANINY EUTEKTYCZNE

Krystalizacja mieszanin eutektycznych może być również zapoczątkowana stałym heterogenicznym zarodkowaniem jednej z faz w cieczy metalicznej przed frontem krystalizacji. Osnowa krystalizuje niezależnie z cieczy, w której istnieją już wydzielenia drugiej fazy. Mają one w stosunku do osnowy przypadkową orientację krystalograficzną. Wydzielenia są sferoidalne przy wzroście izotropowym, a iglaste – w warunkach anizotropii ich wzrostu. DOMIESZKI W STOPACH EUTEKTYCZNYCH

Domieszki w zanieczyszczonych stopach eutektycznych mogą spowodować wzrost komórkowy. Front krystalizacji jest wówczas wygięty (rys. 4.18), nie stanowiąc płaskiej powierzchni, jak w przypadku czystych stopów eutektycznych. W wyniku tego struktura zanieczyszczonych stopów eutektycznych jest ziarnista lub ma postać kolonii.

Rysunek 4.18 Schemat wpływu zanieczyszczeń na front krystalizacji eutektyki płytkowej (według K.A. Jacksona) STOPY PODEUTEKTYCZNE

Strukturę eutektyczną mogą wykazywać również stopy tzw. podeutektyczne o stężeniu c jednego ze składników mniejszym od odpowiadającego eutektyce – cE. Krzepnięcie rozpoczyna się w tym przypadku najpierw wydzielaniem pojedynczej fazy i dopiero później – mieszaniny eutektycznej.

223

7-11-02 19:45

Page 224

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi Na rysunku 4.19 podano schematycznie wpływ przechłodzenia stężeniowego na przebieg krystalizacji mieszaniny podeutektycznej. Gdy warunki krystalizacji stopu odpowiadają przechłodzeniu stężeniowemu, w cieczy tworzą się dendryty jednej z faz (w tym przykładzie fazy α) oraz eutektyka płytkowa w przestrzeniach międzydendrytycznych. Ten sam stop w warunkach niezapewniających przechłodzenia stężeniowego krystalizuje w postaci eutektyki słupkowej, a w przypadku składu zbliżonego do eutektycznego – jako eutektyka płytkowa.

vk

4 rozA

Rysunek 4.19 Wpływ przechłodzenia stężeniowego na strukturę i przebieg krystalizacji mieszaniny podeutektycznej (według F.R. Mollarda i M.C. Flemingsa)

obszar przechłodzenia stężeniowego

kcE cE

KRYSTALIZACJA STOPÓW METALI O STRUKTURZE MIESZANIN PERYTEKTYCZNYCH

Krzepnięcie cieczy o stężeniu składnika B mniejszym od perytektycznego – po osiągnięciu przechłodzenia krytycznego – rozpoczyna się heterogenicznym zarodkowaniem fazy α bogatej w składnik A. W miarę obniżania się temperatury kryształy fazy α są bogatsze w składnik B, w który ubożeje ciecz. Po ochłodzeniu do temperatury perytektycznej uzyskuje się nasycone kryształy fazy α oraz ciecz zubożoną w składnik B. Na powierzchni nasyconych kryształów fazy α tworzą się kryształy fazy β w wyniku zetknięcia się atomów metalu B z cieczy z atomami metalu A znajdującymi się w roztworze stałym α. W dalszym ciągu – kosztem zanikających kryształów α oraz otaczającej cieczy – następuje rozrost kryształów fazy β. Proces ten zachodzi w wyniku dyfuzji atomów metalu B z cieczy przez kryształy fazy β do kryształów fazy α oraz dyfuzji atomów metalu A w kierunku odwrotnym – z kryształów fazy α do cieczy. Struktura mieszaniny o stężeniu składnika B mniejszym od składu perytektycznego jest złożona z kryształów fazy α otoczonych ziarnami fazy β.

224

4 rozA

7-11-02 19:45

Page 225

4.2. Obróbka plastyczna metali 4.2.1. Ogólna charakterystyka obróbki plastycznej metali PLASTYCZNOŚĆ

Jedną z najważniejszych własności metali i stopów jest ich zdolność do trwałego odkształcania się bez naruszenia spójności, zwana plastycznością. RODZAJE OBRÓBKI PLASTYCZNEJ METALI

Dzięki plastyczności możliwa jest obróbka plastyczna metali, polegająca m.in. na: walcowaniu, kuciu, prasowaniu, ciągnieniu. Celem obróbki plastycznej jest uzyskanie gotowych produktów i półproduktów hutniczych, takich jak: pręty, kształtowniki, rury, druty, blachy, odkuwki. W zależności od wymaganych własności produktów hutniczych oraz rodzaju obrabianego metalu lub stopu obróbka plastyczna może odbywać się: na zimno, na gorąco. Obróbka plastyczna na zimno jest wykonywana w temperaturze niższej od temperatury rekrystalizacji, a na gorąco – powyżej tej temperatury. STOPIEŃ GNIOTU

Wielkość odkształcenia plastycznego charakteryzuje geometryczna zmiana przekroju przedmiotu obrabianego plastycznie, określana stopniem gniotu Z: Z=

S 0 − S1 ⋅100%, S0

(4.2)

gdzie: S0 i S1 – odpowiednio przekrój poprzeczny przedmiotu przed i po obróbce plastycznej.

225

4 rozA

7-11-02 19:45

Page 226

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi W zależności od warunków obróbki plastycznej, tzn. głównie od temperatury i stopnia gniotu, a także sposobu i szybkości odkształcenia, liczby przepustów i innych czynników technologicznych, o własnościach metalu obrabianego plastycznie decydują różne mechanizmy odkształcenia plastycznego oraz procesy aktywowane cieplnie, usuwające skutki umocnienia zgniotowego.

4.2.2. Mechanizmy odkształcenia plastycznego MAPY MECHANIZMÓW ODKSZTAŁCENIA PLASTYCZNEGO

a)

maks.

t

b)

maks.

Rysunek 4.20 Mapy mechanizmów odkształcenia plastycznego dla: a) czystego aluminium o wielkości ziarna d = 32 µm, szybkości odkształcenia ε = 10–8 s–1 oraz gęstości dyslokacji ρ = 4 ⋅ 1010 cm–2, b) czystego żelaza o wielkości ziarna d = 32 µm (według M.F. Ashby’ego) t

226

4 rozA

7-11-02 19:45

Page 227

4.2. Obróbka plastyczna metali

Na rysunku 4.20 przedstawiono schematycznie tzw. mapy mechanizmów odkształcenia plastycznego dla czystego aluminium nie wykazującego polimorfizmu i czystego żelaza wykazującego odmiany alotropowe. Na mapach tych podano zależność przeważającego mechanizmu odkształcenia plastycznego od tzw. temperatury homologicznej, tj. stosunku temperatury T do temperatury topnienia metalu Tt w skali bezwzględnej, i naprężenia redukowanego, tj. stosunku rzeczywistego naprężenia σ do wartości modułu sprężystości postaciowej µ. Metale poddane działaniu wzrastającego obciążenia początkowo odkształcają się sprężyście, a po przekroczeniu granicy plastyczności – plastycznie. KLASYFIKACJA MECHANIZMÓW ODKSZTAŁCENIA PLASTYCZNEGO

Do mechanizmów odkształcenia plastycznego przedstawionych na mapach, które szczegółowo omówiono w dalszej części niniejszego rozdziału, należą: poślizg dyslokacyjny, bliźniakowanie, pełzanie dyslokacyjne, pełzanie dyfuzyjne, poślizg po granicach ziarn.

227

4 rozA

7-11-02 19:45

Page 228

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi

1

2 3

5

228

4

4 rozA

7-11-02 19:45

Page 229

4.1. Mechanizmy i warunki krystalizacji

6

7

8

9

10

Do wytwarzania maszyn i urządzeń hutniczych stosowana jest głównie stal, ale również ceramiczne materiały ogniotrwałe, jako wymurówki pieców hutniczych. Na początku lat 30-tych XX wieku w wielu centrach przemysłowych rozwijała się produkcja stali z surówki wytwarzanej w wielkich piecach, jak m.in. w Magnitogorsku na Uralu w ówczesnym Związku Radzieckim (1). W latach 70-tych wielkie piece postawiono w ówczesnej Hucie Katowice - obecnie Polskich Hutach Stali w Dąbrowie Górniczej (3). Urządzenia te funkcjonują w wielu zagranicznych nowoczesnych hutniczych zakładach surowcowych (2). Po kolejnych stadiach (4) (5) (6) (9) wytwarzania surówki, procesu stalowniczego i obecnie najczęściej pozapiecowej obróbki ciekłej kąpieli stalowej, ciągłe odlewanie stali COS umożliwia wytworzenie kęsów kwadratowych (7) lub płaskich (8), przydatnych do dalszej obróbki plastycznej, którą często poprzedza obróbka cieplna (10).

229

4 rozA

7-11-02 19:46

Page 230

4.3. Odkształcenie plastyczne metali na zimno 4.3.1. Poślizg MECHANIZM POŚLIZGU

Podstawowym mechanizmem odkształcenia plastycznego metali jest poślizg (rys. 4.20). Polega on na wzajemnym przemieszczaniu się jednej części kryształu względem drugiej w płaszczyznach poślizgu w wyniku ruchu dyslokacji w kierunku poślizgu. Budowa krystaliczna obu części kryształu pozostaje niezmieniona (rys. 4.21).

Rysunek 4.21 Schemat mechanizmu odkształcenia plastycznego metali na zimno przez poślizg

SYSTEMY POŚLIZGU

Przemieszczanie się dyslokacji podczas poślizgu odbywa się w określonych sysTablica 4.2 temach poślizgu {hkl}, 〈uvw〉, tzn. w płaszczyznach poślizgu {hkl} i kierunkach Systemy poślizgu w metalach poślizgu 〈uvw〉. Płaszczyznami i kierunkami poślizgu są najczęściej płaszczyzny sieciowe System poślizgu i kierunki o najgęstszym ułożeniu atomów. Typ Liczba systemów sieci płaszczyzna poślizgu poślizgu W przypadku zablokowania poślizgu w tych kierunek poślizgu płaszczyznach poślizg może zachodzić A1 {111} 110 12 w płaszczyznach o mniej gęstym ułożeniu {110} 111 12 atomów. W tablicy 4.2 zestawiono najczęściej obA2 {211} 111 12 serwowane systemy poślizgu w metalach {321} 111 24 o sieciach typu A1, A2 i A3. A3

230

(0001)

1120

3

(1010)

1120

3

{1011}

1120

6

4 rozA

7-11-02 19:46

Page 231

4.3. Odkształcenie plastyczne metali na zimno

LINIE I PASMA POŚLIZGU

Rysunek 4.22 Schemat linii i pasm poślizgu na powierzchni kryształu odkształconego plastycznie (według S. Kalpakjiana)

W wyniku poślizgu przemieszczeniu ulegają warstwy metalu oddalone o 10÷1000 średnic atomowych, tworząc tzw. linie poślizgu. Dalsze odkształcenie plastyczne jest związane z tworzeniem nowych linii poślizgu, nie zaś z dalszym poślizgiem wzdłuż linii istniejących. W wyniku odkształcenia plastycznego przez poślizg w temperaturze podwyższonej powstają pasma poślizgu złożone z kilku do kilkunastu równoległych linii poślizgu oddalonych od siebie o około 100 średnic atomowych (rys. 4.22). W niektórych kryształach, najczęściej o sieci typu A2, występuje pofałdowanie linii poślizgu, świadczące o jednoczesnym poślizgu w różnych systemach. W wyniku działania mechanizmu poślizgu następuje odkształcenie plastyczne metali na zimno i na gorąco. W niskiej temperaturze mechanizm ten jest ograniczony, przede wszystkim w metalach o sieci typu A2.

4.3.2. Bliźniakowanie MECHANIZM BLIŹNIAKOWANIA

W przypadku zahamowania poślizgu, zwłaszcza w metalach o sieciach A2 i A3, mechanizmem odkształcenia plastycznego o dużym znaczeniu może być bliźniakowanie (rys. 4.20). Bliźniakowanie polega na jednorodnym ścinaniu o wektor bliźniakowania kolejnych warstw atomów w płaszczyznach bliźniakowania (rys. 4.23). Zbliźniaczona część kryształu ulega skręceniu względem części nieodkształconej w taki sposób, że ich struktury krystaliczne są symetryczne osiowo względem płaszczyzny bliźniakowania (stanowią odbicie lustrzane). Płaszczyzny bliźniakowania oraz wartości wektora bliźniakowania podano w tablicy 4.3.

Rysunek 4.23 Schemat zbliźniaczonego kryształu o sieci regularnej ściennie centrowanej A1

231

4 rozA

7-11-02 19:46

Page 232

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi Tablica 4.3 Systemy bliźniakowania w metalach

System bliźniakowania Typ sieci

Wektor bliźniakowania

płaszczyzny bliźniakowania

kierunki bliźniakowania

A1

{111}

112

0,707

A2

{112}

111

0,707

1011

Mg 0,129 Zn 0,139 Cd 0,171 Ti 0,189

A3

{1012}

BLIŹNIAKI MECHANICZNE I ŻARZENIA

Bliźniakowanie tzw. mechaniczne – podobnie jak poślizg – jest dyslokacyjnym mechanizmem odkształcenia plastycznego, a bliźniaki mechaniczne wykazują koherentną granicę z nieodkształconą osnową (rys. 4.23). W czasie wyżarzania w temperaturze powyżej temperatury rekrystalizacji mogą się tworzyć tzw. bliźniaki żarzenia – bardzo często w kształcie soczewek, wykazujące półkoherentną granicę bliźniaczą.

4.3.3. Odkształcenie plastyczne na zimno metali polikrystalicznych MECHANIZM ODKSZTAŁCENIA PLASTYCZNEGO POLIKRYSZTAŁÓW NA ZIMNO

σg σd

Rysunek 4.24 Krzywa rozciągania metali polikrystalicznych

232

Przypadkowa orientacja krystalograficzna ziarn i blokujące działanie granic ziarn, zwłaszcza szerokokątowych, decydują o jednoczesnym odkształceniu plastycznym w licznych systemach poślizgu. Odkształcenie plastyczne polikryształów rozpoczyna się w ziarnach o systemie poślizgu zorientowanym zgodnie z kierunkiem przyłożenia obciążenia, jeszcze przed osiągnięciem makroskopowej granicy plastyczności. Przed granicami ziarn następuje wówczas spiętrzenie dyslokacji jednoimiennych. Powoduje to wytworzenie naprężenia wstecznego – skierowanego przeciwnie do przyłożonego obciążenia. W wyniku niejednoczesnego zapoczątkowania odkształcenia plastycznego w ziarnach o różnej orientacji krystalograficznej krzywa rozciągania poniżej makroskopowej granicy sprężystości ma charakter paraboliczny (rys. 4.24). Po osiągnięciu

4 rozA

7-11-02 19:46

Page 233

4.3. Odkształcenie plastyczne metali na zimno

makroskopowej granicy plastyczności odkształcenie plastyczne następuje we wszystkich ziarnach. Odkształcenie plastyczne występuje nierównomiernie w wyniku rozprzestrzeniania się fal plastycznych – tzw. pasm Lüdersa. Wskutek działania odkształcenia plastycznego spiętrzenia dyslokacji w jednych ziarnach uaktywniają źródła dyslokacji w ziarnach sąsiednich i wywołują oddziaływanie dyslokacji z błędami ułożenia i dyslokacjami w innych systemach poślizgu. Wpływa to na zwiększenie umocnienia zgniotowego. Zwiększenie odkształcenia powoduje nasycenie ziarn dyslokacjami o dużej gęstości (rys. 4.25b) i utworzenie w ziarnach komórkowej podstruktury dyslokacyjnej (rys. 4.25c), a nawet podziarn (rys. 4.25d).

Rysunek 4.25 Schemat zmian podstruktury dyslokacyjnej metalu podczas a÷d) odkształcenia plastycznego na zimno, e÷h) zdrowienia statycznego przy wyżarzaniu metalu uprzednio odkształconego plastycznie na zimno, i÷l) zdrowienia dynamicznego przy odkształceniu plastycznym na gorąco; a), i) struktura nieodkształcona o małej gęstości dyslokacji, e) struktura metalu odkształconego plastycznie na zimno (według H.J. McQueena i J.J. Jonasa)

233

4 rozA

7-11-02 19:46

Page 234

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi GRANICA PLASTYCZNOŚCI

Granicą plastyczności jest nazywane naprężenie niezbędne do zapoczątkowania makroskopowego odkształcenia plastycznego we wszystkich ziarnach. Metale często wykazują górną i dolną granicę plastyczności (rys. 4.24). Górna granica plastyczności najczęściej jest wyjaśniana odrywaniem się dyslokacji od tzw. atmosfer Cottrella, tj. atmosfer atomów obcych, np. C lub N, usytuowanych w pobliżu jądra dyslokacji. Dolna granica plastyczności zwiększa się wraz ze zmniejszeniem wielkości ziarn, zgodnie z równaniem Halla–Petcha: −

1

Red = σ0 + k⋅d 2 , gdzie:

(4.3)

σ0 – naprężenie tarcia sieci (porównaj zależność (3.1) na str. 133), k – stała, d – średnica ziarn.

ZGNIOT I TEKSTURA ZGNIOTU

Stan strukturalny spowodowany odkształceniem plastycznym na zimno jest nazywany zgniotem. Znaczne odkształcenie plastyczne powoduje uprzywilejowaną orientację krystalograficzną ziarn względem kierunku i płaszczyzny obróbki plastycznej, zwaną teksturą zgniotu. Tekstura zgniotu decyduje o anizotropii własności mechanicznych i fizycznych metali obrobionych plastycznie na zimno. Metale odkształcone plastycznie na zimno z dużym stopniem gniotu wykazują strukturę włóknistą o znacznej wartości stosunku długości ziarn do ich średnicy.

234

4 rozA

7-11-02 19:46

Page 235

4.4. Procesy aktywowane cieplnie zachodzące podczas wyżarzania metali uprzednio odkształconych plastycznie na zimno 4.4.1. Zdrowienie statyczne PODSTAWY ENERGETYCZNE ZJAWISKA ZDROWIENIA STATYCZNEGO

Odkształcenie plastyczne na zimno powoduje zatrzymanie energii zmagazynowanej podczas odkształcenia plastycznego nie zamienionej na ciepło, stanowiącej ok. 1÷10% energii odkształcenia. Energia ta powoduje wzrost energii metalu odkształconego plastycznie na zimno, w wyniku utworzenia defektów sieciowych. Energia zmagazynowana, charakterystyczna dla stanu metastabilnego, wyzwala się podczas wygrzewania metalu uprzednio odkształconego plastycznie na zimno, powodując przejście metalu ze stanu metastabilnego do stanu równowagi. MECHANIZM ZDROWIENIA STATYCZNEGO

Zdrowienie statyczne jest procesem aktywowanym cieplnie, zachodzącym podczas wyżarzania poniżej temperatury rekrystalizacji w metalach uprzednio odkształconych plastycznie na zimno. Proces ten jest związany ze zmniejszeniem stężenia defektów punktowych, gęstości dyslokacji oraz zmianami w ich przestrzennym rozmieszczeniu. Podczas zdrowienia następuje dyfuzja i anihilacja (likwidowanie) defektów punktowych, poślizg i wspinanie dyslokacji, anihilacja dyslokacji różnoimiennych, kurczenie się i zanik pętli dyslokacyjnych. POLIGONIZACJA

Rysunek 4.26 Schemat przebiegu poligonizacji w zgiętym monokrysztale a) układ dyslokacji krawędziowych, powstałych podczas odkształcenia plastycznego na zimno, b) układ dyslokacji po poligonizacji (według C.G. Dunna i W.R. Hibbarda)

Procesy zdrowienia wiążą się z poligonizacją, która w zależności od liczby systemów poślizgu działających podczas uprzedniego odkształcenia plastycznego na zimno, może być: prostą formą poligonizacji, złożoną formą poligonizacji. Procesy zdrowienia wiążą się z prostą formą poligonizacji w przypadku gdy podczas uprzedniego odkształcenia plastycznego na zimno działa tylko jeden system poślizgu. Prosta forma poligonizacji jest procesem aktywowanym cieplnie i polega na tworzeniu się niskokątowych granic daszkowych w wyniku przegrupowania się do nich nadmiaru dyslokacji jednoimiennych (rys. 4.26).

235

4 rozA

7-11-02 19:46

Page 236

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi Jeżeli odkształcenie plastyczne na zimno wiąże się z poślizgiem w wielu systemach, proces zdrowienia zachodzący podczas wyżarzania jest złożoną formą poligonizacji. W czasie wyżarzania wzrastają wówczas komórki dyslokacyjne o małej gęstości dyslokacji – utworzone podczas odkształcenia plastycznego na zimno – otoczone ściankami o dużej gęstości dyslokacji. W wyniku złożonej formy poligonizacji powstają podziarna o małej gęstości dyslokacji i ściankach stanowiących niskokątowe granice złożone daszkowe i skrętne (rys. 4.25e÷h).

4.4.2. Rekrystalizacja statyczna DEFINICJA ZJAWISKA

Rekrystalizacja statyczna jest procesem aktywowanym cieplnie, zachodzącym podczas wyżarzania powyżej temperatury rekrystalizacji w metalach uprzednio odkształconych plastycznie na zimno i polega na powstawaniu i migracji szerokokątowych granic ziarn. Do zainicjowania rekrystalizacji w czasie wyżarzania metalu uprzednio odkształconego plastycznie na zimno niezbędny jest pewien minimalny stopień odkształcenia, zwany gniotem krytycznym. Po odkształceniu ze stopniem gniotu mniejszym od krytycznego rekrystalizacja nie występuje. Rekrystalizacja zachodzi przez: zarodkowanie, wzrost ziarn. ZARODKI REKRYSTALIZACJI I MECHANIZMY ZARODKOWANIA

Zarodki rekrystalizacji powstają heterogenicznie w obszarach o największej krzywiźnie sieci. Z tego względu zarodkowanie następuje najczęściej w obszarach o dużym gradiencie odkształcenia, w pobliżu granic ziarn, dużych cząstek innych faz wydzielonych w osnowie, powierzchni swobodnych, w pasmach poślizgu i ścinania oraz obszarach przecięć bliźniaków odkształcenia. Zarodkowanie polega na: wzroście podziarn, migracji odcinków szerokokątowych granic ziarn pierwotnych. Zarodkowanie przez wzrost podziarn (rys. 4.27) ma miejsce głównie wtedy, gdy wewnątrz ziarn występują obszary silnie zdefektowane o znacznych krzywiznach sieci i o dużej energii zmagazynowanej, wykazującej duże gradienty. Ma to miejsce w przypadku małych, lecz znacznie zróżnicowanych co do wielkości podziarn i zróżnicowanych kątów dezorientacji między sąsiednimi podziarnami. Zarodkowanie przez wzrost podziarn może przebiegać wskutek: migracji granic podziarn powstałych podczas poligonizacji, jeżeli tworzą one z osnową granicę szerokokątową i wykazują promień większy od krytycznego (rys. 4.27a), wzrostu podziarn utworzonych w wyniku koalescencji (łączenia sąsiednich podziarn), jeżeli osiągają one wielkość krytyczną i granicę szerokokątową z otaczającą osnową (rys. 4.27b). Koalescencja polega na wspinaniu dyslokacji (rys. 4.28) oraz obrocie jednego z sąsiadujących podziarn (rys. 4.29).

236

4 rozA

7-11-02 19:46

Page 237

4.4. Procesy aktywowane cieplnie zachodzące podczas wyżarzania metali … a)

b) A

Rysunek 4.27 Schematy mechanizmów zarodkowania podczas rekrystalizacji a) przez migrację granic c) podziarn, b) w wyniku koalescencji podziarn A, B i C (AB i ABC — połączone podziarna), c) przez migrację odcinków szerokokątowych granic ziarn pierwotnych (według H.J. McQueena i W.J. Mc G. Tegarta)

C

B

AB

ABC

C

Zarodkowanie przez migrację odcinków szerokokątowych granic ziarn pierwotnych (rys. 4.27c) przebiega w kierunku gradientu gęstości defektów struktury krystalicznej. W silnie zdefektowaną osnowę przemieszcza się granica szerokokątowa, w wyniku uchodzenia do niej wakansów i dyslokacji (rys. 4.27 i 4.30).

Rysunek 4.28 Schemat zaniku niskokątowej granicy daszkowej w wyniku wspinania dyslokacji tworzących granicę

237

4 rozA

7-11-02 19:46

Page 238

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi

Rysunek 4.29 Schemat koalescencji podziarn w wyniku obrotu i zaniku dyslokacyjnej granicy niskokątowej a) podstruktura przed koalescencją (podziarna ABCHIJ oraz CDEFGH), b) obrót jednego z podziarn, c) podziarna bezpośrednio po połączeniu, d) podstruktura po koalescencji (według J.C.M. Li) W otoczeniu granic ziarn zarodki rekrystalizacji mogą powstawać przy małych stopniach gniotu. Po odkształceniu plastycznym na zimno w tych warunkach w pobliżu granic ziarn szerokokątowych, nie zaś we wnętrzu ziarn, występują duże krzywizny sieci i znaczne różnice energii swobodnej w sąsiadujących ziarnach, spowodowane ich różną orientacją krystalograficzną oraz zazwyczaj lokalnie zwiększonym stopniem odkształcenia plastycznego. Zarodkowanie polegające na migracji odcinków szerokokątowych granic ziarn pierwotnych przebiega głównie w metalach i stopach o małej energii błędu ułożenia, w których po odkształceniu plastycznym na zimno nie występuje wyraźna komórkowa podstruktura dyslokacyjna.

A

Rysunek 4.30 Schemat migracji odcinka szerokokątowej granicy ziarn pierwotnych A i B w kierunku gradientu defektów struktury krystalicznej (według P.A. Becka)

238

B

A

B

4 rozA

7-11-02 19:46

Page 239

4.4. Procesy aktywowane cieplnie zachodzące podczas wyżarzania metali … W wyniku rekrystalizacji po odkształceniu plastycznym na zimno z gniotem bliskim krytycznemu powstają bardzo duże ziarna (rys. 4.31), utworzone w wyniku migracji szerokokątowych granic ziarn pierwotnych. Przy większych wartościach stopnia gniotu wielkość ziarn zmniejsza się w wyniku znacznego zwiększenia szybkości zarodkowania głównie przez wzrost podziarn i stosunkowo niewielkiego zwiększenia szybkości wzrostu zarodków.

Zk –

Rysunek 4.31 Zależność wielkości ziarn w strukturze metalu zrekrystalizowanego podczas wyżarzania w temperaturze Tw > TR po uprzednim odkształceniu plastycznym na zimno Zk

REKRYSTALIZACJA PIERWOTNA

Energia zmagazynowana w odkształconym metalu jest siłą napędową wzrostu nowych ziarn z zarodków rekrystalizacji kosztem odkształconej osnowy. Proces ten, polegający na migracji szerokokątowych granic zarodków rekrystalizacji, jest nazywany rekrystalizacją pierwotną i trwa aż do chwili, gdy zrekrystalizowane ziarna obejmą całą objętość uprzednio odkształconego plastycznie metalu. TEMPERATURA REKRYSTALIZACJI

Rekrystalizacja przebiega w temperaturze wyższej od temperatury rekrystalizacji. Temperatura rekrystalizacji jest pojęciem umownym i nie opisuje własności fizycznej metali, jest bowiem uzależniona między innymi od stopnia gniotu, sposobu, temperatury i szybkości odkształcenia plastycznego, czasu wyżarzania, wielkości ziarna odkształconego metalu. Zwykle temperatura homologiczna rekrystalizacji jest zawarta w przybliżeniu w przedziale 0,35÷0,6, a zatem temperatura rekrystalizacji TR w skali bezwzględnej wynosi: TR = (0,35 ÷ 0,6)Tt ,

(4.4)

gdzie: Tt – temperatura topnienia w K.

239

4 rozA

7-11-02 19:46

Page 240

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi W przypadku niektórych metali lub stopów niskotopliwych temperatura rekrystalizacji jest zbliżona do temperatury pokojowej. Praktycznie za temperaturę rekrystalizacji przyjmuje się temperaturę, w której dany metal odkształcony plastycznie na zimno całkowicie ulega rekrystalizacji po wyżarzaniu trwającym 1 h. Temperaturę rekrystalizacji można wyznaczyć z krzywej zależności twardości metalu odkształconego plastycznie na zimno i następnie wyżarzonego przez 1 h od temperatury wyżarzania. Jako temperaturę rekrystalizacji przyjmuje się punkt przegięcia na krzywej twardości (rys. 4.32). Temperaturę rekrystalizacji można ustalić także metodą obserwacji mikroskopowych lub rentgenograficznie. Temperatura rekrystalizacji ulega obniżeniu wraz ze zwiększeniem stopnia gniotu podczas odkształcenia plastycznego na zimno (rys. 4.32) i ze zmniejszeniem szybkości nagrzewania do temperatury wyżarzania po odkształceniu plastycznym na zimno.

Rysunek 4.32 Zmiany twardości metalu odkształconego plastycznie na zimno w zależności od temperatury następnego wyżarzania i stopnia gniotu Z NORMALNY WZROST ZIARN

Struktura polikrystaliczna utworzona w wyniku rekrystalizacji pierwotnej znajduje się w stanie równowagi metastabilnej. W czasie dalszego wyżarzania w uprzednio odkształconym plastycznie na zimno metalu następuje wzrost ziarn. Wzrost ziarn odbywa się w wyniku migracji szerokokątowych granic ziarn utworzonych podczas rekrystalizacji. Proces ten powoduje wzrost średniej wielkości ziarn i jest związany z zanikiem ziarn małych. Siłą napędową wzrostu ziarn jest dążenie do zmniejszenia ogólnej powierzchni granic ziarn i związanego z tym zmniejszenia ogólnej energii swobodnej tych powierzchni. Gdy wielkość ziarn powstałych w wyniku wzrostu jest statystycznie jednorodna, mówi się o normalnym wzroście ziarn.

240

4 rozA

7-11-02 19:46

Page 241

4.4. Procesy aktywowane cieplnie zachodzące podczas wyżarzania metali … REKRYSTALIZACJA WTÓRNA

Selektywny wzrost niektórych ziarn jest charakterystyczny dla rekrystalizacji wtórnej. Niektóre ziarna w wyniku takiego wzrostu osiągają bardzo duże wymiary, a wielkość pozostałych prawie nie ulega zmianie. Warunkiem koniecznym wystąpienia rekrystalizacji wtórnej jest częściowe lub całkowite zahamowanie wzrostu ziarn podczas rekrystalizacji pierwotnej. Przyczyną takiego stanu może być obecność faz na granicach lub niekiedy zbyt krótki czas wyżarzania, a także tekstura, czyli statystyczna przewaga ziarn o jednakowej, uprzywilejowanej orientacji. Rekrystalizacja wtórna zachodzi zwykle podczas wyżarzania w temperaturze znacznie wyższej od temperatury rekrystalizacji, np. w przypadku stali o około kilkaset stopni Celsjusza. Rekrystalizacja wtórna, przeciwnie niż pierwotna, nie wykazuje okresu inkubacji, niezbędnego do powstania zarodków rekrystalizacji pierwotnej. TEKSTURA REKRYSTALIZACJI

Zrekrystalizowane metale często wykazują uprzywilejowaną orientację krystalograficzną. Statystyczna przewaga ziarn o jednakowej orientacji spowodowana rekrystalizacją jest nazywana teksturą rekrystalizacji. Przyczyną rekrystalizacji może być uprzywilejowane zarodkowanie, chociaż uprzywilejowany wzrost niektórych zarodków rekrystalizacji jest znacznie bardziej prawdopodobny. Dlatego mechanizm tworzenia tekstury rekrystalizacji tłumaczy się dużą ruchliwością granic ziarn o kącie dezorientacji 30÷50°, w metalach typu A1 i A2 w wyniku obrotu wokół osi 〈111〉 lub 〈100〉. Tekstura rekrystalizacji wtórnej różni się od tekstury rekrystalizacji pierwotnej. Tekstura rekrystalizacji decyduje o anizotropii metalu zrekrystalizowanego i dlatego jego własności są zależne od kierunku.

241

4 rozA

7-11-02 19:46

Page 242

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi 11

13

12 15

242

14

16

17

4 rozA

7-11-02 19:47

Page 243

4.1. Mechanizmy i warunki krystalizacji

18 19

21 24

20 23

22

Obróbka plastyczna stali polega na walcowaniu blach (12) (13), walcowaniu kształtowników na walcowni bruzdowej (14), kuciu na kowarkach (11) (15), przeciąganiu (17). Stopy aluminium są najczęściej wyciskane (18) (19) (20). Obróbka plastyczna na zimno może polegać na dokładnościowym walcowaniu taśm (24) lub prętów (23). Obróbka cieplna taśm w kręgach może być wykonywana w piecach kołpakowych (21) (22). Wymienione procesy obróbki plastycznej wymagają stosowania materiałów narzędziowych, w tym stali stopowych narzędziowych do pracy na gorąco, np. na walce walcarek oraz kowadła kowarek.

243

4 rozA

7-11-02 19:47

Page 244

4.5. Odkształcenie plastyczne metali na gorąco 4.5.1. Pełzanie dyslokacyjne oraz dynamiczne mechanizmy aktywowane cieplnie PEŁZANIE DYSLOKACYJNE

Mechanizmem odkształcenia plastycznego o dużym znaczeniu dla obróbki plastycznej na gorąco jest pełzanie dyslokacyjne (rys. 4.20). W procesie tym w ślad za odkształceniem plastycznym na gorąco przebiegają dynamiczne procesy aktywowane cieplnie, usuwające częściowo lub niemal całkowicie skutki umocnienia zgniotowego, tj.: zdrowienie dynamiczne, rekrystalizacja dynamiczna. POŚLIZG POPRZECZNY I WSPINANIE DYSLOKACJI

Rysunek 4.33 Wpływ naprężenia i odkształcenia na udział poszczególnych mechanizmów statycznych, dynamicznych i metadynamicznych aktywowanych cieplnie w usuwaniu umocnienia zgniotowego (według R.A. Petkovič, M.J. Lutona i J.J. Jonasa)

244

Odkształcenie plastyczne metali na gorąco jest zapoczątkowane, podobnie jak na zimno, przez poślizg dyslokacji w licznych systemach poślizgu. W ślad za poślizgiem przebiegają intensywnie zjawiska aktywowane cieplnie, tj. wspinanie dyslokacji i poślizg poprzeczny. Poślizg poprzeczny polega na zmianie płaszczyzny poślizgu przez dyslokacje śrubowe, pod działaniem dostatecznie dużych naprężeń. Poślizgu poprzecznego mogą doznawać tylko dyslokacje śrubowe wtedy, gdy płaszczyzny poślizgu pierwotnego i poprzecznego mają wspólny kierunek poślizgu. Poślizg poprzeczny i wspinanie dyslokacji stanowią zdrowienie dynamiczne (rys. 4.33). Zjawisko to zachodzi podczas odkształcenia plastycznego na gorąco. W odróżnieniu od wspinania dyslokacji, poślizg poprzeczny nie ulega ograniczeniu w temperaturze niższej od temperatury rekrystalizacji. Dlatego podczas odkształcenia plastycznego na zimno może przebiegać również zdrowienie dynamiczne, chociaż w ograniczonym stopniu.

4 rozA

7-11-02 19:47

Page 245

4.5. Odkształcenie plastyczne metali na gorąco

POLIGONIZACJA I REPOLIGONIZACJA DYNAMICZNA

W wyniku zdrowienia dynamicznego powstaje komórkowa podstruktura dyslokacyjna i podziarna (rys. 4.25c). Stadium zdrowienia, w wyniku którego powstają podziarna, jest nazywane poligonizacją dynamiczną. Szybkość wspinania dyslokacji podczas odkształcenia plastycznego na gorąco zwiększa się wraz ze wzrostem stopnia gniotu. W wyniku tego zwiększa się częstotliwość anihilacji dyslokacji, osiągając wartość charakterystyczną dla stanu równowagi. Z tego powodu utworzona podstruktura dyslokacyjna oraz podziarna charakteryzują się stałym kątem dezorientacji i umożliwiają dalsze odkształcenie przy stałym naprężeniu, zwanym naprężeniem płynięcia ustalonego (rys. 4.33). Nowe dyslokacje utworzone podczas następującego później odkształcenia plastycznego na gorąco ulegają z kolei przegrupowaniu w nowe podgranice i ścianki komórek dyslokacyjnych, a zjawisko nosi nazwę repoligonizacji. Wielkość komórek dyslokacyjnych i podziarn powstających w tych warunkach pozostaje przy tym stała i jest charakterystyczna dla danych warunków odkształcenia plastycznego na gorąco. Podwyższenie temperatury lub zwiększenie stopnia gniotu podczas odkształcenia plastycznego na gorąco powodują przesunięcie równowagi między tworzeniem się a anihilacją dyslokacji, co prowadzi do uzyskania mniejszej gęstości dyslokacji. Z tego powodu wielkość podziarn pozostających w równowadze w tych warunkach ulega zwiększeniu, czego wynikiem jest zmniejszenie naprężenia płynięcia (rys. 4.33). MECHANIZM REKRYSTALIZACJI DYNAMICZNEJ

W przypadku znacznego odkształcenia plastycznego na gorąco, zwłaszcza w metalach o małej energii błędu ułożenia, przebiega rekrystalizacja dynamiczna. Rekrystalizacja ta zachodzi w czasie samego odkształcenia plastycznego w chwili, gdy nawet lokalnie stopień gniotu przekroczy wartość krytyczną εkrd (rys. 4.33). Wartość ta zależy od temperatury i szybkości odkształcenia, składu chemicznego stopu oraz przeprowadzonej poprzednio obróbki cieplnej i mechanicznej. Nowe ziarna utworzone w wyniku przejścia frontu rekrystalizacji dynamicznej nasycają się ponownie dyslokacjami w następnym etapie odkształcenia. Proces ten nie powoduje więc wystąpienia struktury stabilnej. Zarodki rekrystalizacji dynamicznej powstają podobnie jak podczas rekrystalizacji statycznej, przy czym znaczne zwiększenie szybkości odkształcenia sprzyja zarodkowaniu przez migrację odcinków szerokokątowych granic ziarn pierwotnych. Podwyższenie temperatury obróbki plastycznej na gorąco oraz zwiększenie stopnia gniotu sprzyja przyspieszeniu rekrystalizacji dynamicznej. REKRYSTALIZACJA DYNAMICZNA OKRESOWA I CIĄGŁA

Zjawiska towarzyszące odkształceniu plastycznemu na gorąco można ujawnić doświadczalnie podczas prób rozciągania, spęczania lub skręcania na gorąco. W wyniku tych prób uzyskuje się krzywe umocnienia, przedstawiające zależność naprężenia, zwykle redukowanego do przypadku czystego rozciągania, w funkcji odkształcenia, redukowanego najczęściej do wydłużenia podczas rozciągania (rys. 4.33 i 4.34). Przy małych szybkościach odkształcenia krzywe umocnienia wykazują regularne okresowe oscylacje (rys. 4.34a), natomiast przy szybkościach dużych – maksimum naprężeń i następne stadium płynięcia ustalonego (rys. 4.34b). Jest to

245

4 rozA

7-11-02 19:47

Page 246

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi

Rysunek 4.34 Krzywe umocnienia dla: a) okresowej i b) ciągłej rekrystalizacji dynamicznej (według M.J. Lutona i C.M. Sellarsa)

związane z okresowym lub ciągłym przebiegiem rekrystalizacji dynamicznej. Gdy odkształcenie krytyczne rekrystalizacji dynamicznej εkrd jest większe od odkształcenia εrpo wymaganego dla rekrystalizacji przeważającej objętości odkształcanego metalu, jeden cykl rekrystalizacji jest właściwie zakończony przed rozpoczęciem następnego. W wyniku tego krzywa umocnienia wykazuje oscylacje, a rekrystalizacja dynamiczna jest okresowa. Gdy εrpo > εkrd, jedna fala rekrystalizacji nie przechodzi przez odkształcony metal do końca, a już zaczynają przechodzić następne. W wyniku tego występuje gładka krzywa umocnienia, charakteryzująca ciągłą rekrystalizację dynamiczną.

4.5.2. Mechanizmy podczas obróbki plastycznej metali na gorąco ZALEŻNOŚĆ MECHANIZMÓW ODKSZTAŁCENIA PLASTYCZNEGO NA GORĄCO OD ENERGII BŁĘDU UŁOŻENIA METALI

Początkowy etap odkształcenia plastycznego metali na gorąco charakteryzuje się gwałtownym wzrostem naprężenia, spowodowanym znacznym zwiększeniem gęstości dyslokacji. W miarę odkształcenia plastycznego naprężenie płynięcia osiąga wartość maksymalną, po czym maleje (rys. 4.33) wskutek przebiegu procesów aktywowanych cieplnie. W metalach o dużej energii błędu ułożenia mechanizmem tym jest zdrowienie dynamiczne. W metalach o małej energii błędu ułożenia decydujące znaczenie ma rekrystalizacja dynamiczna. Zwiększenie stopnia odkształcenia przy stałej szybkości odkształcenia powoduje wzrost umocnienia. Przy dużych odkształceniach plastycznych ε > εpumin naprężenie osiąga stan płynięcia ustalonego (rys. 4.33), co jest wynikiem równowagi między umocnieniem zgniotowym a dynamicznymi procesami usuwania umocnienia zgniotowego, tj. zdrowienia lub rekrystalizacji dynamicznej. W metalach i stopach o małej energii błędu ułożenia przy umiarkowanych odkształceniach oraz w stopach o dużej energii błędu ułożenia przy małych i dużych odkształceniach występuje poligonizacja dynamiczna jako ostatnie stadium zdrowienia dynamicznego. W wyniku tego procesu tworzy się stabilna podstruktura dyslokacyjna podziarn, hamująca przebieg rekrystalizacji dynamicznej i wydatnie zmniejszająca szybkość rekrystalizacji statycznej.

246

4 rozA

7-11-02 19:47

Page 247

4.5. Odkształcenie plastyczne metali na gorąco

WYTRZYMANIE IZOTERMICZNE PO ZAKOŃCZENIU ODKSZTAŁCENIA PLASTYCZNEGO NA GORĄCO

Wytrzymanie izotermiczne w wysokiej temperaturze bezpośrednio po zakończeniu odkształcenia plastycznego na gorąco może prowadzić do trzech odrębnych procesów usuwania umocnienia zgniotowego. Po zatrzymaniu odkształcenia, przy krytycznej wartości gniotu εkzs około 10%, procesem tym jest zdrowienie statyczne (rys. 4.33). Szybkość tego procesu wzrasta wraz z podwyższeniem temperatury wytrzymania izotermicznego oraz ze zwiększeniem szybkości odkształcenia i stopnia gniotu. Jeżeli odkształcenie zostaje zatrzymane przy wartościach gniotu większych od εkzs, lecz mniejszych od εkrd, zanik umocnienia zgniotowego po zakończeniu odkształcenia plastycznego następuje za pośrednictwem rekrystalizacji statycznej. W zakresie między εkrd a najmniejszym odkształceniem w stanie płynięcia ustalonego εpumin podczas wytrzymania izotermicznego po odkształceniu plastycznym na gorąco następuje zdrowienie statyczne, rekrystalizacja metadynamiczna i ewentualnie rekrystalizacja statyczna. Dalsze zwiększenie odkształcenia powoduje wzrost udziału rekrystalizacji metadynamicznej (rys. 4.33). Po zatrzymaniu odkształcenia w zakresie płynięcia ustalonego udział rekrystalizacji statycznej w procesach usuwania umocnienia zgniotowego jest bardzo mały (rys. 4.33). REKRYSTALIZACJA METADYNAMICZNA

Rekrystalizacja metadynamiczna może występować jedynie wtedy, gdy podczas uprzedniego odkształcenia plastycznego na gorąco została zapoczątkowana rekrystalizacja dynamiczna. Rekrystalizacja metadynamiczna, przebiegając podczas wygrzewania po zakończeniu odkształcenia plastycznego na gorąco, polega na wzroście zarodków rekrystalizacji dynamicznej, utworzonych w czasie tego odkształcenia. Z tego względu rekrystalizacja metadynamiczna, w odróżnieniu od statycznej, nie wymaga okresu inkubacji.

4.5.3. Pełzanie dyfuzyjne WPROWADZENIE

Poza poślizgiem dyslokacyjnym i bliźniakowaniem oraz pełzaniem dyslokacyjnym, związanym głównie ze wspinaniem dyslokacji, pozostałe mechanizmy odkształcenia plastycznego metali nie są zwykle wykorzystywane podczas obróbki plastycznej (rys. 4.20). Występują natomiast jako niekontrolowane i niepożądane procesy niszczenia metali, decydując np. o pełzaniu metali i wykonanych z nich przedmiotów (porównaj rozdz. 5.7). Wyjątek stanowi tzw. odkształcenie nadplastyczne – wykorzystywane w niektórych przypadkach nawet na skalę przemysłową. Przebiega ono w wysokich temperaturach, z bardzo małymi szybkościami odkształcenia, a stopień odkształcenia sięga kilkuset procent. ISTOTA PEŁZANIA DYFUZYJNEGO

Pełzanie dyfuzyjne zachodzi w temperaturze homologicznej większej od 0,6 w warunkach niehydrostatycznego stanu naprężeń. Wówczas wskutek oddziaływania składowej normalnej naprężeń występują lokalne różnice potencjału

247

4 rozA

7-11-02 19:47

Page 248

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi chemicznego wakansów wyrównujące się podczas pełzania dyfuzyjnego. W procesie tym następuje przepływ wakansów z obszarów o wysokim potencjale, przyległych do granic ziarn prostopadłych do kierunku rozciągania, w których panują naprężenia rozciągające, do obszarów o niższym potencjale, przyległych do granic ziarn równoległych do osi rozciągania, w których panują naprężenia ściskające. Taki przepływ wakansów odpowiada dyfuzyjnemu przepływowi masy w odwrotnym kierunku i w rezultacie prowadzi do odkształcenia ziarn przez wydłużenie ich w kierunku rozciągania (rys. 4.35). Bezpośrednio po przyłożeniu naprężenia potencjał chemiczny wakansów wzdłuż granic ziarn równoległych do kierunku naprężeń rozciągających jest stały i jest funkcją składowej naprężenia normalnej do tych granic. W pobliżu styku trzech ziarn strumień jest znacznie większy niż w innych strefach granic ziarn, co powoduje dyfuzję do tych miejsc znacznej ilości atomów. Wpływa to na powstanie w pobliżu styku trzech ziarn lokalnych naprężeń ściskających, wpływających na systematyczne obniżanie naprężenia działającego na granicę. W innych strefach granic ziarn generowane są lokalne naprężenia rozciągające. Wewnętrzne naprężenia wzrastają, aż do ustalenia się stanu równowagowego, któremu odpowiada równomierna szybkość osadzania się atomów na całej powierzchni granicy. W wyniku generowania opisanych naprężeń wewnętrznych pełzanie dyfuzyjne wykazuje stadium przejściowe, podczas którego szybkość pełzania systematycznie zmniejsza się Rysunek 4.35 aż do osiągnięcia wartości ustalonej, niezaSchemat strumienia dyfuzji atomów w jednym z ziarn przy pełzaniu dyfuzyjnym polikryształów leżnej od czasu. PEŁZANIE DYFUZYJNE POPRZEZ ZIARNA

Szybkość odkształcenia podczas pełzania dyfuzyjnego poprzez ziarna (Nabarro–Herringa) jest odwrotnie proporcjonalna do drugiej potęgi wielkości ziarna oraz wprost proporcjonalna do przyłożonego naprężenia rozciągającego i współczynnika dyfuzji objętościowej. Oznacza to, że proces jest kontrolowany przez dyfuzję poprzez ziarna, oraz że szybkość odkształcenia jest silnie uzależniona od wielkości ziarna. PEŁZANIE DYFUZYJNE WZDŁUŻ GRANIC ZIARN

Proces pełzania dyfuzyjnego w niższej temperaturze homologicznej, wyższej od 0,4, jest kontrolowany przez dyfuzję wzdłuż granic ziarn (Coble). Szybkość odkształcenia w tym procesie, w zależności od naprężenia, jest odwrotnie proporcjonalna do trzeciej potęgi wielkości ziarna, a więc jeszcze silniej zależy od struktury, oraz jest wprost proporcjonalna do współczynnika dyfuzji po granicach ziarn.

248

4 rozA

7-11-02 19:47

Page 249

4.5. Odkształcenie plastyczne metali na gorąco 4.5.4. Poślizg po granicach ziarn MECHANIZM POŚLIZGU PO GRANICACH ZIARN

Poślizgu po granicach ziarn nie ujęto na mapie mechanizmów odkształcenia plastycznego ze względu na jego ograniczone znaczenie. Mechanizm ten – dominujący, gdy temperatura odkształcenia plastycznego jest większa od 0,4 temperatury topnienia – nie jest dotychczas dokładnie zbadany. Poślizg po granicach ziarn polega na przesuwaniu się i obrotach ziarn wzdłuż ich granic szerokokątowych. Poślizg po granicach ziarn w polikryształach odkształcanych plastycznie na gorąco jest wyłącznie skutkiem ruchu wzdłuż granic ziarn dyslokacji granic ziarn lub dyslokacji sieciowych. Dyslokacje sieciowe zablokowane przez granice ziarn wywołują ruch dyslokacji granic ziarn lub dyslokacji sieciowych, które uszły do granicy. Dyslokacje sieciowe spiętrzają się przed granicami ziarn, szczególnie w niższej temperaturze homologicznej. Naprężenie efektywne wywołujące zmianę stężenia wakansów wokół spiętrzeń dyslokacji oraz dyslokacji granic ziarn jest równe σn”, nie zaś σ. Wartość wskaźnika n” w obszarze spiętrzenia dyslokacji zależy od średniej wielkości podziarn, których wielkość również jest zależna od przyłożonego naprężenia, nie zależy natomiast od wielkości ziarn. MECHANIZMY AKOMODACYJNE

Rysunek 4.36 Schemat procesów akomodujących poślizg po granicach ziarn

Poślizgowi po granicach ziarn towarzyszą mechanizmy akomodacyjne zapewniające nienaruszenie spójności metalu i polegają na (rys. 4.36): sprężystym odkształceniu ziarn, przy niskich naprężeniach i niewielkich rozmiarach poślizgu po granicach ziarn, plastycznym płynięciu obszarów wewnątrz ziarn związanym z pełzaniem dyslokacyjnym, a także poślizgiem dyslokacji; odkształcenie plastyczne polegające na poślizgu i wspinaniu dyslokacji zachodzi w strefie bezpośrednio przyległej do granic ziarna (rys. 4.37), w tzw. płaszczu, natomiast strefa środkowa ziarna, tzw. rdzeń, pozostaje nieodkształcona; poślizgowi dyslokacji towarzyszy formowanie się tzw. „zakładek“, tj. obszarów o dużym odkształceniu plastycznym w strefie zewnętrznej jednego z ziarn, w którym skumulowały się dyslokacje w obrębie styku trzech ziarn (rys. 4.37), pełzaniu dyfuzyjnym; podczas pełzania dyfuzyjnego polikryształów atomy dyfundują od granic ziarn, na które działa naprężenie ściskające, do granic poddanych naprężeniu rozciągającemu; spowodowane w ten sposób zmiany kształtu ziarn mogłyby doprowadzić do utraty spójności metalu, gdyby nie przebieg poślizgów po granicach ziarn.

249

4 rozA

7-11-02 19:48

Page 250

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi Wydłużenie ziarn polikryształu podczas pełzania dyfuzyjnego jest wywołane przez: tworzenie się źródeł i ujść wakansów, występowanie strumienia dyfuzyjnego między źródłami i ujściami wakansów. Obydwa procesy występują seryjnie, a szybkość pełzania zależy od wolniejszego z nich.

Rysunek 4.37 Schemat modelu płaszcza i rdzenia odkształcenia granic ziarn w metalach polikrystalicznych (a÷c) i modelu akomodacji poślizgu po granicach ziarn ABC (d÷f), c) ruch dyslokacji przez wspinanie i poślizg w płaszczu, d) w punkcie styku trzech ziarn, e) dyfuzja wzdłuż granicy ziarn Klasyczne modele pełzania dyfuzyjnego poprzez ziarna (Nabarro–Herringa) i po granicach ziarn (Coble) opierają się na założeniu, że granice ziarn są doskonałymi źródłami i ujściami wakansów, a uśredniona dyfuzja wakansów ze źródeł do ujść jest procesem kontrolującym szybkość pełzania. W takim przypadku przyłożone naprężenie w całości winno wpływać na potencjał chemiczny wakansów decydujący o strumieniu dyfuzyjnym wywołującym pełzanie. Szybkość pełzania jest jednak niższa, co wskazuje, że jedynie część przyłożonego naprężenia wpływa na ten potencjał chemiczny wakansów, a granice ziarn nie są doskonałymi źródłami i ujściami wakansów. Emisja i absorpcja wakansów przez granice ziarn związane są z ruchem dyslokacji granic ziarn. Wektor Burgersa tych dyslokacji ma składową leżącą w płaszczyźnie granicy ziarn oraz drugą do niej prostopadłą. Dyslokacje granic ziarn mogą się poruszać jedynie w płaszczyźnie granicy ziarn w wyniku kombinacji ruchów konserwatywnego i niekonserwatywnego, tzn. poślizgu i wspinania. Niekonserwatywny ruch dyslokacji granic ziarn jest związany z emisją lub absorpcją wakansów, czyli z procesami niezbędnymi dla pełzania dyfuzyjnego. Konserwatywny ruch tych dyslokacji wywołuje poślizg po granicach ziarn. Mechanizmy

250

4 rozA

7-11-02 19:48

Page 251

4.5. Odkształcenie plastyczne metali na gorąco

poślizgu po granicach ziarn oraz pełzania dyfuzyjnego współdziałają zatem ze sobą i dlatego nie mogą występować niezależnie. Zwykle warunkiem pełzania dyfuzyjnego jest poślizg po granicach ziarn akomodowany również poślizgiem dyslokacji. KAWITACJA MIĘDZYKRYSTALICZNA

W przypadku, gdy akomodacja poślizgu po granicach ziarn nie zachodzi lub jest niedostateczna, dochodzi do naruszenia spójności metalu w wyniku kawitacji międzykrystalicznej polegającej na utworzeniu pustek lub szczelin na granicach ziarn. Tworzenie się pustek i szczelin na granicach ziarn można więc również traktować jako mechanizm akomodacji poślizgów po granicach ziarn, niezapewniający jednak spójności metalu.

251

4 rozA

7-11-02 19:48

Page 252

4.6. Obróbka cieplna stali 4.6.1. Klasyfikacja obróbki cieplnej DEFINICJA OBRÓBKI CIEPLNEJ

Obróbka cieplna jest dziedziną technologii obejmującą zespół zabiegów wywołujących polepszenie własności mechanicznych i fizyczno–chemicznych metali i stopów, powodowane zmianami struktury w stanie stałym w wyniku zmian temperatury, czasu oraz działania ośrodka. obróbka cieplna zwykła

wyżarzanie

z przemianą alotropową

bez przemiany alotropowej

hartowanie i odpuszczanie

hartowanie

ujednorodniające

rekrystalizujące

martenzytyczne

normalizujące

odprężające

bainityczne

zupełne

stabilizujące

objętościowe

zmiękczające

izotermiczne

odpuszczanie

powierzchniowe

utwardzanie cieplne

ulepszanie cieplne

Rysunek 4.38 Klasyfikacja obróbki cieplnej zwykłej

252

przesycanie i starzenie

przesycanie

starzenie

utwardzanie wydzieleniowe

4 rozA

7-11-02 19:48

Page 253

4.6. Obróbka cieplna stali

RODZAJE OBRÓBKI CIEPLNEJ

Rysunek 4.39 Klasyfikacja innych rodzajów obróbki cieplnej metali

Ze względu na czynniki wpływające na kształtowanie struktury i własności metali i stopów można wyróżnić następujące rodzaje obróbki cieplnej: obróbkę cieplną zwykłą, obróbkę cieplno–mechaniczną (zwaną także obróbką cieplno–plastyczną), obróbkę cieplno–chemiczną, obróbkę cieplno–magnetyczną. W przypadku obróbki cieplnej zwykłej zmiany struktury i własności są spowodowane głównie zmianami temperatury i czasu. W obróbce cieplno–mechanicznej (cieplno–plastycznej) na własności obrabianego materiału wpływa ponadto odkształcenie plastyczne. Podczas obróbki cieplno–chemicznej istotny wpływ na skład chemiczny, strukturę i własności warstwy wierzchniej wywiera także ośrodek, w którym odbywa się obróbka. W obróbce cieplno–magnetycznej istotne znaczenie odgrywa natomiast pole magnetyczne. Klasyfikację obróbki cieplnej przedstawiono na rysunkach 4.38 i 4.39. Bardziej szczegółowe informacje na ten temat podano w PN-93/H-01200. Terminologię związaną z obróbką cieplną stopów żelaza zawiera PN-EN 10052:1999. inne rodzaje obróbki cieplnej metali

obróbka cieplno–mechaniczna (cieplno–plastyczna)

obróbka cieplno–chemiczna

obróbka cieplno–magnetyczna

dyfuzyjne nasycanie jednym pierwiastkiem

kompleksowe nasycanie dyfuzyjne niskotemperaturowa metal–metal wysokotemperaturowa

metalami

niemetal–metal

niemetalami

niemetal–niemetal

z przemianą izotermiczną

253

4 rozA

7-11-02 19:48

Page 254

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi 4.6.2. Operacje i zabiegi obróbki cieplnej ZABIEGI JAKO CZĘŚCI OPERACJI OBRÓBKI CIEPLNEJ

Operacja obróbki cieplnej jest częścią procesu technologicznego, wykonywaną w sposób ciągły, przeważnie na jednym stanowisku roboczym (rys. 4.40). Częściami operacji obróbki cieplnej są zabiegi obróbki cieplnej (rys. 4.41). Do najważniejszych zabiegów obróbki cieplnej należą (rys. 4.40): nagrzewanie, wygrzewanie, chłodzenie. Nagrzewanie jest ciągłym lub stopniowym podwyższaniem temperatury elementu obrabianego cieplnie. Wygrzewanie polega na wytrzymaniu elementu obrabianego cieplnie w docelowej lub pośredniej temperaturze. Chłodzenie to ciągłe lub stopniowe obniżanie temperatury elementu. Chłodzenie z małą szybkością jest nazywane studzeniem, natomiast z szybkością dużą – oziębianiem. Wytrzymanie elementu obrabianego cieplnie w pośredniej lub docelowej temperaturze podczas chłodzenia jest nazywane wychładzaniem (rys. 4.41). Rysunek 4.40 Zmiany temperatury podczas operacji obróbki cieplnej

Rysunek 4.41 Zabiegi obróbki cieplnej

254

4 rozA

7-11-02 19:48

Page 255

4.1. Mechanizmy i warunki krystalizacji

Poligonizacja i rekrystalizacja

1

4

6

2 Struktura 1) odkształconej plastycznie na zimno z 60% gniotem stali typu X8CrTi17, pow. 800x; 2) ferrytu z węglikami typu M23C6 w cienkiej folii ze stali typu X10Cr17 odkształconej plastycznie na zimno z 60% gniotem, pow. 18000x; 3) zrekrystalizowana w cienkiej folii ze stali typu X8CrTi17, pow. 42000x; 4) zarodków rekrystalizacji w spoligonizowanej osnowie w cienkiej folii ze stali typu X10Cr17, pow. 11000x; 5) zrekrystalizowanego ziarna w spoligonizowanej osnowie w cienkiej folii ze stali typu X8CrTi17, pow. 10000x; 6) frontu rekrystalizacji w cienkiej folii ze stali typu X8CrTi17, pow. 28000x; 7) granicy szerokokątowej blokowanej przez węgliki typu M23C6 w zrekrystalizowanej osnowie w cienkiej folii ze stali typu X10Cr17, pow. 12000x; 8) całkowicie zrekrystalizowanej osnowy w cienkiej folii ze stali typu X10Cr17, pow. 1800x

7

3

5

8

255

4 rozA

7-11-02 19:48

Page 256

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów Martenzyt i bainit w stalach metodami technologicznymi

1

4

6

256

2 Struktura 1) odkształconej plastycznie na zimno z 60% gniotem stali typu X8CrTi17, pow. 800x; 2) ferrytu z węglikami typu M23C6 w cienkiej folii ze stali typu X10Cr17 odkształconej plastycznie na zimno z 60% gniotem, pow. 18000x; 3) zrekrystalizowana w cienkiej folii ze stali typu X8CrTi17, pow. 42000x; 4) zarodków rekrystalizacji w spoligonizowanej osnowie w cienkiej folii ze stali typu X10Cr17, pow. 11000x; 5) zrekrystalizowanego ziarna w spoligonizowanej osnowie w cienkiej folii ze stali typu X8CrTi17, pow. 10000x; 6) frontu rekrystalizacji w cienkiej folii ze stali typu X8CrTi17, pow. 28000x; 7) granicy szerokokątowej blokowanej przez węgliki typu M23C6 w zrekrystalizowanej osnowie w cienkiej folii ze stali typu X10Cr17, pow. 12000x; 8) całkowicie zrekrystalizowanej osnowy w cienkiej folii ze stali typu X10Cr17, pow. 1800x

7

3

5

8

4 rozA

7-11-02 19:48

Page 257

4.7. Podstawy teoretyczne zwykłej obróbki cieplnej stali 4.7.1. Przemiany w stali podczas nagrzewania TWORZENIE SIĘ AUSTENITU PODCZAS NAGRZEWANIA

Nagrzewanie stali do temperatury zapewniającej wystąpienie struktury austenitu jest zabiegiem stosowanym w większości operacji obróbki cieplnej. Warunkiem rozpoczęcia procesu tworzenia się austenitu z mieszaniny ferrytu i cementytu jest nagrzanie stali do temperatury wyższej od Ac1. Po nagrzaniu do tej temperatury, na granicach międzyfazowych ferrytu i cementytu następuje niejednorodne zarodkowanie austenitu. Przemiana ma charakter dyfuzyjny, gdyż rozrastające się zarodki tej fazy rozpuszczają zarówno cementyt, jak i ferryt. Ziarna powstające w pierwszej fazie procesu mają jednak bardzo zróżnicowane stężenie węgla (rys. 4.42). Szybkość procesu tworzenia się austenitu z perlitu zwiększa się wraz ze zwiększeniem szybkości nagrzewania oraz zwiększeniem ogólnej powierzchni granic międzyfazowych cementyt–ferryt. Sferoidalna postać cementytu utrudnia zarodkowanie austenitu. Dlatego w stalach podeutektoidalnych i nadeutektoidalnych perlit ulega szybciej przemianie w austenit niż ferryt lub cementyt. 1

→ 3

Rysunek 4.42 Schemat przemiany perlitu w austenit podczas nagrzewania powyżej temperatury Ac1 (według M.M. Sztajnberga)

257

4 rozA

7-11-02 19:48

Page 258

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi UJEDNORODNIANIE AUSTENITU

Rysunek 4.43 Krzywe czas–temperatura–przemiana dla nagrzewania izotermicznego stali węglowej o stężeniu 0,7% C (według A. Rose i W. Strassburga)

W kolejnych fazach procesu tworzenia się austenitu z perlitu lub z mieszanin cementytu i ferrytu, po utworzeniu austenitu niejednorodnego, następuje rozpuszczanie węglików i ujednorodnienie składu chemicznego austenitu (rys. 4.42). Przemiana ferrytu w austenit o małym stężeniu węgla przebiega z dużą szybkością. Natomiast rozpuszczanie się cementytu w austenicie, wymagające dyfuzji węgla na znaczne odległości, zachodzi z niewielką szybkością. Dlatego ujednorodnianie austenitu jest procesem długotrwałym, nawet przy znacznym przegrzaniu stali powyżej temperatury Ac1. Na rysunku 4.43 przedstawiono zależność struktury stali o stężeniu 0,7% C od temperatury i czasu nagrzewania powyżej Ac1 w warunkach izotermicznych. Ponieważ stopień jednorodności austenitu i czas trwania przemiany perlitu w austenit zależą ponadto od szybkości nagrzewania stali, wykresy czas–temperatura–przemiana opracowuje się również dla nagrzewania ciągłego (rys. 4.44).

Rysunek 4.44 Krzywe czas–temperatura–przemiana dla nagrzewania ciągłego stali węglowej o stężeniu 0,7% C (według A. Rose i W. Strassburga) STALE GRUBO- I DROBNOZIARNISTE

Przemiana perlitu w austenit jest związana z rozdrobnieniem ziarn. Średnia wielkość ziarn nowo utworzonego austenitu jest mniejsza od wielkości ziarn perlitu, z którego powstała faza γ (rys. 4.45). Zwiększenie temperatury lub czasu wygrzewania powoduje z reguły rozrost ziarn austenitu w stalach gruboziarnistych. W niektórych stalach, przede wszystkim uspokojonych aluminium, traktowanych

258

4 rozA

7-11-02 19:48

Page 259

4.7. Podstawy teoretyczne zwykłej obróbki cieplnej stali

jako drobnoziarniste, wielkość ziarna zwiększa się w tych warunkach nieznacznie. W przypadku chłodzenia austenitu praktycznie nie obserwuje się w nich rozdrobnienia ziarn. W warunkach powolnego chłodzenia wielkość nowo utworzonego ziarna perlitu jest zbliżona do wielkości pierwotnego ziarna austenitu (rys. 4.46).

Rysunek 4.45 Schemat rozrostu ziarn austenitu utworzonego podczas nagrzewania stali eutektoidalnej gruboi drobnoziarnistej

1

Rysunek 4.46 Schemat zmian wielkości ziarna stali w wyniku nagrzewania do temperatury wyższej od Ac1 i następnego chłodzenia

ZNACZENIE WIELKOŚCI ZIARN AUSTENITU PIERWOTNEGO

W technologiach obróbki plastycznej i zwłaszcza obróbki cieplnej istotną rolę odgrywa wielkość ziarn austenitu pierwotnego, tj. austenitu istniejącego w stali po zakończeniu wygrzewania bezpośrednio przed rozpoczęciem chłodzenia i przemianą alotropową. Stale drobnoziarniste umożliwiają stosowanie wyższej temperatury końca obróbki plastycznej na gorąco oraz szerszego zakresu temperatury

259

4 rozA

7-11-02 19:48

Page 260

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi austenityzowania podczas hartowania. Drobnoziarnista struktura austenitu pierwotnego przeważnie wpływa również na polepszenie własności mechanicznych i eksploatacyjnych stali normalizowanych, hartowanych i ulepszonych cieplnie. Badanie wielkości ziarn austenitu pierwotnego umożliwia przewidywanie niektórych własności stali po przemianie alotropowej oraz ocenę prawidłowości wykonanej obróbki cieplnej. Wielkość ziarn austenitu pierwotnego ocenia się zgodnie z ogólnie stosowanymi metodami pomiaru wielkości ziarn (PN-84/H04507/01 i /02). METODY UJAWNIANIA ZIARN AUSTENITU PIERWOTNEGO

Ujawnianie ziarn austenitu pierwotnego w stalach o strukturze nieaustenitycznej w celu określenia ich wielkości może się odbywać kilkoma metodami: metodą nawęglania, metodą utleniania, metodą siatki ferrytu lub cementytu, metodą trawienia. Metoda nawęglania stali niskowęglowej w ośrodku stałym z następnym kontrolowanym chłodzeniem umożliwia obserwacje metalograficzne siatki cementytu na granicach ziarn austenitu pierwotnego w warstwie nawęglonej, wytrawionej nitalem lub zasadowym pikrynianem sodu. Metoda utleniania polega na obserwacji siatki ferrytu utworzonej na granicach ziarn austenitu pierwotnego w wyniku odwęglania przygranicznych obszarów ziarn w czasie austenityzowania stali eutektoidalnej w atmosferze utleniającej, po następnym ochłodzeniu w wodzie lub powietrzu. Metodę siatki ferrytu lub cementytu stosuje się do obserwacji ziarna austenitu pierwotnego w stalach podeutektoidalnych i nadeutektoidalnych, gdyż na granicach ziarn austenitu podczas odpowiedniego chłodzenia wydziela się – w zależności od stężenia węgla – ferryt lub cementyt w postaci siatki. Metoda trawienia roztworem kwasu pikrynowego i kwasu solnego w alkoholu etylowym umożliwia obserwację ziarn austenitu pierwotnego w stalach, przede wszystkim stopowych, zahartowanych na martenzyt. W celu wyraźniejszego wytrawienia granic ziarn austenitu pierwotnego w niektórych stalach korzystne jest zastosowanie uzupełniającego odpuszczania w temperaturze ok. 450°C.

4.7.2. Przemiany w stali podczas chłodzenia KLASYFIKACJA PRZEMIAN

W stali nagrzanej do temperatury austenityzowania, podczas wolnego chłodzenia zachodzą przemiany zgodnie z wykresem równowagi faz żelazo–cementyt. Znacznie większe szybkości chłodzenia stosowane w praktyce powodują przesunięcie przemian do niższej temperatury. W czasie chłodzenia austenitu, w zależności od szybkości chłodzenia i temperatury przechłodzenia, mogą zachodzić przemiany: martenzytyczna, bainityczna, perlityczna.

260

7-11-02 19:48

Page 261

4.7. Podstawy teoretyczne zwykłej obróbki cieplnej stali

MECHANIZM PRZEMIANY MARTENZYTYCZNEJ

– atomy Fe – atomy C – możliwe pozycje

TEMPERATURA POCZĄTKU PRZEMIANY MARTENZYTYCZNEJ, Ms (°C)

Rysunek 4.47 Sieciowa komórka elementarna martenzytu (według A.B. Greningera i A.R. Troiano)

800

600 TEMPERATURA (°C)

4 rozA

temperatura początku przemiany martenzytycznej Ms

400

200

0

temperatura końca przemiany martenzytycznej Mf

–200 0

0,4 0,8 1,2 STĘŻENIE MASOWE C (%)

Rysunek 4.48 Zależność temperatury początku Ms i końca Mf przemiany martenzytycznej od stężenia węgla w stalach węglowych

1,6

Przemiana martenzytyczna jest przemianą bezdyfuzyjną i zachodzi przy dużym przechłodzeniu austenitu do temperatury Ms, początku tej przemiany, w przypadku dużej liczby stali mniejszej nawet od ok. 200°C, przy chłodzeniu z szybkością większą od krytycznej υk. W wyniku tej przemiany powstaje martenzyt, czyli przesycony roztwór węgla w żelazie α (rys. 4.47). Przemiana martenzytyczna zachodzi pod warunkiem ciągłego obniżania temperatury w zakresie od temperatury początku przemiany Ms, do temperatury Mf jej końca. Wartości temperatury Ms i Mf zależą od składu chemicznego austenitu i obniżają się ze zwiększeniem stężenia węgla w austenicie (rys. 4.48) oraz wszystkich niemal dodatków stopowych z wyjątkiem Al i Co (rys. 4.49). Przemiana martenzytyczna rozpoczyna się od utworzenia w austenicie embrionów, tj. zarodków pierwotnych, którymi mogą być 250 Al Co

200 Si

Ni

150 Mo 100 Cr

Mn 50

0

1

2

3

4

5

STĘŻENIE MASOWE PIERWIASTKA STOPOWEGO (%)

Rysunek 4.49 Wpływ stężenia pierwiastków stopowych na temperaturę początku przemiany martenzytycznej Ms

261

4 rozA

7-11-02 19:48

Page 262

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi błędy ułożenia, źródła Franka–Reada, defekty sieciowe w austenicie, w tym pętle dyslokacji (rys. 4.50) i równolegle ułożone dyslokacje śrubowe. Zarodkami przemiany martenzytycznej są embriony, które przekraczają wielkość krytyczną. Z upływem czasu przemiany następuje autokataliza polegająca na przyspieszeniu zarodkowania. Tworzące się zarodki odkształcają bowiem otaczającą osnowę i sprzyjają powstawaniu nowych zarodków. Podczas przemiany martenzytycznej następuje skoordynowane przemieszczenie atomów bez zmiany sąsiadujących atomów dziedziczonych z austenitu. Wszystkie atomy podlegają małym przemieszczeniom o ułamek odległości międzyatomowej względem atomów sąsiednich. W wyniku tego następuje charakterystyczny relief powierzchni martenzytu, związany z nachyleniem powierzchni odpowiadającym każdej płytce lub listwie martenzytu (rys. 4.51). Granice ziarn martenzytu są położone wzdłuż nieodkształconej i nieulegającej obrotowi płaszczyzny austenitu, zwanej płaszczyzną habitus. Płaszczyzna habitus jest zwykle zbliżona do {225}γ – w przypadku powstawania martenzytu listwowego lub {259}γ – w przypadku tworzenia się martenzytu płytkowego.

Rysunek 4.50 Model embrionu martenzytu utworzonego z pętli dyslokacji w austenicie, r – promień embrionu

Rysunek 4.51 Relief powierzchni powstający w wyniku przemiany martenzytycznej

KRYSTALOGRAFIA PRZEMIANY MARTENZYTYCZNEJ

Zależności krystalograficzne sieci austenitu i martenzytu utworzonego w wyniku przemiany można opisać przez transformację odpowiednich wektorów. Transformację wektora austenitu w jego nową pozycję Ri*) w martenzycie w układzie współrzędnych prostokątnych w zapisie wskaźnikowym wyraża zależność: R i = Pi j R j .

(4.5)

Macierz Pij przedstawia odkształcenie postaciowe w wyniku przemiany martenzytycznej. Macierz ta jest iloczynem prostych macierzy: Bij – jednorodnego *)

262

Oznaczenia wektorów lub parametrów sieci po transformacji wyróżniono kreską umieszczoną nad odpowiednim symbolem.

7-11-02 19:48

Page 263

4.7. Podstawy teoretyczne zwykłej obróbki cieplnej stali odkształcenia sieci, Ω ij – sztywnego obrotu sieci wokół niezmiennej płaszczyzny habitus oraz Sij – ścinania umożliwiającego utworzenie po przemianie płaskiej powierzchni granicznej między austenitem a martenzytem: Pi j = B i j Ω i j S i j

(4.6)

Przykładowo w stali narzędziowej węglowej o stężeniu ok. 1% C w wyniku przemiany z austenitu o sieci regularnej ściennie centrowanej powstaje martenzyt tetragonalny przestrzennie centrowany. Zależności między obydwiema sieciami przedstawiono na rysunku 4.52 i opisano zależnością: ri = ci j r j , gdzie:

(4.7)

rj = r1, r2, r3

– składowe wektora r do danego punktu sieci regularnej ściennie centrowanej austenitu, – składowe wektora r do tego samego punktu, ale odniesione do tetragonalnej przestrzennie centrowanej sieci martenzytu,

rj = r1, r2, r3

 1 −1 ci j =  1 1  0 0 x3

0 0  – macierz transformacji wektorów sieci austenitu i martenzytu. 1  Odpowiednia macierz transformacji płaszczyzn martenzytu i austenitu Kij jest określana zależnością:

x3

H    = Kij K   L  α

x2

x1

x1

a0

x2

Rysunek 4.52 Zależność między siecią regularną ściennie centrowaną austenitu a siecią tetragonalną przestrzennie centrowaną martenzytu

h   , k   l  γ

(4.8)

gdzie α i γ oznaczają odpowiednio martenzyt i austenit, natomiast:

a0

a0

4 rozA

 1 −1 1 K ij =  1 1 2  0 0

0  0 . 2 

(4.9)

Czyste odkształcenie sieci martenzytu Bij polega na zmniejszeniu wymiarów wzdłuż kierunku x3 i zwiększeniu wzdłuż kierunków x1 i x2: yi = Bij xj ,

(4.10)

263

4 rozA

7-11-02 19:49

Page 264

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi gdzie:

xj = x1, x2, x3 yj = y1, y2, y3

– współrzędne prostokątne wektora w stanie nieodkształconym, – współrzędne prostokątne wektora po odkształceniu sieci,

η1 0 0    B i j =  0 η2 0  – macierz czystego odkształcenia martenzytu.  0 0 η3 

a0

Rysunek 4.53 Wpływ stężenia węgla na parametry sieci austenitu i martenzytu Rysunek 4.54 Schemat rodzajów odkształceń sieci krystalicznej podczas przemiany martenzytycznej a) fragment kryształu o sieci nieodkształconej, b) sieć odkształcona, c) fragment kryształu o sieci odkształconej w wyniku poślizgu, d) odkształcenie sieci krystalicznej martenzytu w wyniku poślizgu, e) odkształcenie sieci krystalicznej martenzytu w wyniku bliźniakowania

264

Oznaczając parametr sieci austenitu jako a0, natomiast parametry sieci martenzytu jako a oraz c, można określić:

η1 =

2a − 1 ≈ 0,12 , a0

(4.11)

η3 =

c − 1 ≈ − 0,20 . a0

(4.12)

Dokładna wartość tych głównych odkształceń jest zależna od stężenia węgla w stali, wpływającego na tetragonalność martenzytu (rys. 4.53). W technicznych stopach żelaza, w tym w stalach, przemiana martenzytyczna następuje przez wielokrotne niejednorodne ścinanie.

4 rozA

7-11-02 19:49

Page 265

4.7. Podstawy teoretyczne zwykłej obróbki cieplnej stali

W ślad za ścinaniem pierwotnym następuje ścinanie wtórne. Towarzyszą temu poślizgi i zbliźniaczenia, co jest wymuszone przez nieulegające zmianie podczas przemiany martenzytycznej cechy geometryczne kryształu austenitu, w którym ona zachodzi. Na rysunku 4.54 przedstawiono schematycznie, jak w sieci krystalicznej (rys. 4.54a) w wyniku odkształcenia zmienia się kształt komórki elementarnej oraz całego przemieniającego się kryształu (rys. 4.54b). W wyniku poślizgu bez zmiany kształtu komórki elementarnej zmienia się natomiast kształt całego kryształu (rys. 4.54c). Na rysunkach 4.54d,e pokazano, jak odpowiednio dzięki poślizgom i zbliźniaczeniom podczas przemiany martenzytycznej nieznacznie zmienia się kształt całego kryształu, którego sieć krystaliczna uległa przemianie analogicznej jak przedstawiona na rysunku 4.54b. Ścinanie pierwotne równoległe do płaszczyzny

Rysunek 4.55 Schemat udziału ścinania w przemianie martenzytycznej: a) przez poślizg, b) przez bliźniakowanie habitus {225}γ austenitu i wtórne – równoległe do płaszczyzny {112}α martenzytu, którym towarzyszy poślizg i zbliźniaczenie, przedstawiono szczegółowo na rysunku 4.55. Zwykle całkowite odkształcenie postaciowe Pij w wyniku przemiany martenzytycznej jest spowodowane równoczesnym jednorodnym odkształceniem sieci Bij , sztywnym obrotem Ω ij wokół płaszczyzny habitus oraz licznymi poślizgami i zbliźniaczeniami: S ki j = S i j , S i2j , ..... S ni j ,

(4.13)

co w zapisie macierzowym można przedstawić jako: k =n

Pi j = B i j Ω i j ∏ S ikj .

(4.14)

k =1

265

4 rozA

7-11-02 19:49

Page 266

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi Stwierdzono, że między martenzytem a austenitem istnieją ściśle określone zależności krystalograficzne (tabl. 4.4).

Tablica 4.4 Zależności krystalograficzne między martenzytem a austenitem

Zależność

Równoległość płaszczyzn i kierunków

Baina

{100} γ ||{100}α

110 γ || 100 α

Kurdjumowa-Sachsa

{111} γ ||{110} α

110 γ || 111 α

Nishiyamy

{111} γ ||{110} α

211 γ || 110 α

Greningera-Troiano

{111} γ ~ 1° od {110}α

110 γ ~ 2° od 111 α

PRZEBIEG PRZEMIANY MARTENZYTYCZNEJ

Przemiana martenzytyczna może przebiegać: atermicznie przez tworzenie się kryształów martenzytu z austenitu w ciągu 10–7 s bez aktywacji cieplnej (rys. 4.56a), wybuchowo w kilku wybuchach zachodzących wyłącznie poniżej 0°C (rys. 4.56b), izotermicznie, zwłaszcza gdy temperatura Ms jest wysoka, a przemiana jest funkcją czasu i zależy od małej szybkości zarodkowania aktywowanego cieplnie (rys. 4.56c).

Mf

Ms

Rysunek 4.56 Schemat zmian udziału objętościowego martenzytu w strukturze stali podczas różnych rodzajów przemiany martenzytycznej a) atermicznej, b) wybuchowej, c) izotermicznej Przemianę martenzytyczną ułatwiają naprężenia rozciągające i odkształcenie plastyczne. Temperatura początku przemiany martenzytycznej austenitu odkształconego plastycznie w temperaturze niższej od temperatury rekrystalizacji jest oznaczana Md i jest wyższa od temperatury Ms stali nieodkształconej plastycznie przed rozpoczęciem przemiany.

266

4 rozA

7-11-02 19:49

Page 267

4.7. Podstawy teoretyczne zwykłej obróbki cieplnej stali

MORFOLOGIA MARTENZYTU

W wyniku przemiany martenzytycznej w stalach mogą utworzyć się dwa rodzaje martenzytu (rys. 4.57): listwowy, płytkowy. martenzyt

listwowy

dyslokacyjny

dyslokacyjny częściowo zbliźniaczony

płytkowy

dyslokacyjny częściowo zbliźniaczony

całkowicie zbliźniaczony

Rysunek 4.57 Klasyfikacja martenzytu w stopach żelaza Martenzyt listwowy powstaje we wszystkich niemal stopach żelaza z pierwiastkami stopowymi i cechuje się dużą gęstością dyslokacji wewnątrz kryształów wykazujących najczęściej komórkową podstrukturę dyslokacyjną. Pojedynczy kryształ ma kształt listwy o szerokości 0,1÷3 µm i stosunku wymiarów ok. 1 : 7 : 30. Listwy tworzące się w kierunku 〈111〉α martenzytu układają się równolegle względem siebie tworząc tzw. pakiety. Sąsiednie listwy wykazują granice niskokątowe lub bliźniacze, natomiast pakiety między sobą tworzą granice szerokokątowe, nierzadko o wzajemnej orientacji bliźniaczej. Martenzyt płytkowy powstaje w nielicznych stopach żelaza w ściśle określonych zakresach stężenia pierwiastków stopowych. Kryształy martenzytu mają kształt płytek zbliżonych do soczewek (rys. 4.58) o powierzchni w różnym stopniu nieregularnej w zależności od stopnia zbliźniaczenia. Wielkość płytek jest zróżnicowana, gdyż powstają niezależnie. Wzrost płytki kończy się na wadach struktury austenitu lub na sąsiednich, wcześniej utworzonych płytkach martenzytu. Płytki martenzytu mogą być zbliźniaczone całkowicie lub częściowo. W martenzycie częściowo zbliźniaczonym środkoRysunek 4.58 wa część płytki powstaje w postaci drobnych, równoległych bliźniaków przemiany zwaSchemat kryształów martenzytu płytkowego a) całkowicie zbliźniaczonego, nych midribem (rys. 4.58). Zewnętrzna część b) częściowo zbliźniaczonego płytki tworzy się w wyniku poślizgu.

267

7-11-02 19:49

Page 268

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi AUSTENIT SZCZĄTKOWY

(%)

4 rozA

Mf

Ms

Objętość właściwa martenzytu jest o ok. 3% większa od objętości właściwej austenitu, w wyniku czego w nieprzemienionym austenicie powstają silne naprężenia ściskające, hamujące lub całkowicie zatrzymujące dalszą przemianę. Przemiana nie przebiega więc w całej objętości i dlatego po jej zakończeniu w strukturze stali pozostaje pewna ilość austenitu, zwanego austenitem szczątkowym (rys. 4.59). W wyniku stabilizacji, w przypadku wytrzymania izotermicznego podczas chłodzenia w zakresie między temperaturami Ms i Mf , udział austenitu szczątkowego w stali zwiększa się. Udział austenitu szczątkowego wzrasta również wraz ze zwiększeniem stężenia węgla w stali.

Rysunek 4.59 Zależność udziału martenzytu w strukturze stali o stężeniu ok. 1,0% C i 1,5% Cr od temperatury przechłodzenia

MECHANIZM PRZEMIANY BAINITYCZNEJ

Przemiana bainityczna łączy w sobie cechy przemiany bezdyfuzyjnej i dyfuzyjnego przemieszczania węgla. Zachodzi przy przechłodzeniu stali do temperatury w zakresie ok. 450÷200°C. W wyniku przemiany powstaje bainit, będący mieszaniną ferrytu przesyconego węglem i dyspersyjnych węglików. Zarodkowanie bainitu rozpoczyna dyfuzyjne przemieszczanie węgla w austenicie do granic ziarn i dyslokacji. Zarodkami przemiany są miejsca ubogie w węgiel, utworzone w pobliżu granic ziarn i dyslokacji. Zróżnicowanie składu chemicznego austenitu wymaga pewnego czasu inkubacji, niezbędnego do zainicjowania przemiany bainitycznej. W obszarach przechłodzonego austenitu o małym stężeniu węgla i wysokiej temperaturze Ms zachodzi bezdyfuzyjna przemiana martenzytyczna (rys. 4.60a). W obszarach austenitu o dużym stężeniu węgla następuje jednocześnie dyfuzyjny proces wydzielania bardzo drobnych cząstek cementytu o dużej dyspersji. W wyniku tego tworzą się nowe obszary niskowęglowego austenitu, ulegające następnie bezdyfuzyjnej przemianie martenzytycznej. W obszarach, które uległy przemianie martenzytycznej, podczas dalszego chłodzenia następuje wydzielanie cementytu oraz węglika ε, a osnowa staje się ferrytem przesyconym węglem. Rozrost bainitu jest kontrolowany szybkością dyfuzji węgla w austenicie, a nie szybkością przemiany martenzytycznej.

268

4 rozA

7-11-02 19:49

Page 269

4.7. Podstawy teoretyczne zwykłej obróbki cieplnej stali

a)

b)

austenit

zarodek ferrytu

zróżnicowanie stężenia C Zróżnicowanie austenit wzbogacony w C wydzielanie węglików Wydzielanie węglików węgliki

austenit zubożony w C przemiana bezdyfuzyjna γ α

austenit wzbogacony w C

austenit zubożony w C

c)

austenit zubożony w C

końcowe produkty przemiany

wydzielenia Fe3 C

zarodki Fe3 C

martenzyt

ferryt przesycony

węgliki

austenit zubożony w C

wydzielenia węglików

ferryt przesycony

pasemka Fe3 C

ferryt przesycony zubożony w C

ferryt przesycony zubożony w C

° 55 ~

płytki Fe3 C, Fe2,6 C

ferryt przesycony wzbogacony w C

Rysunek 4.60 Schematy a) przemiany bainitycznej (według A.P. Gulajewa) oraz tworzenia się bainitu: b) górnego i c) dolnego (według E.C. Rollasona) MORFOLOGIA BAINITU

W zależności od temperatury przechłodzenia rozróżnia się (rys. 4.60): bainit górny, bainit dolny. Bainit górny składa się z ziarn przesyconego węglem ferrytu o nieregularnych kształtach z nieregularnymi wydzieleniami węglików oraz z austenitu szczątkowego. Bainit dolny składa się z przesyconego węglem ferrytu o postaci listwowej, zbliżonego do martenzytu, płytkowych węglików w równoległych rzędach, ściśle zorientowanych względem listew ferrytu oraz z austenitu szczątkowego. KRYSTALOGRAFIA PRZEMIANY BAINITYCZNEJ

Zarówno ferryt bainityczny, jak i austenit wykazują zależności krystalograficzne z wydzielonymi z nich węglikami (tabl. 4.5). Również między austenitem a ferrytem w bainicie mogą występować orientacje krystalograficzne charakterystyczne dla przemiany martenzytycznej (tabl. 4.4).

Tablica 4.5 Zależności krystalograficzne między cementytem, ferrytem bainitycznym i austenitem

Zależność

Równoległość płaszczyzn i kierunków

Hoffmanna-Schumachera

{111}γ || {110}α

211 γ || 110 α

Kurdjumowa-Sachsa

{111}γ || {110}α

110 γ || 111 α

Pitscha

(001)M3C || {522} γ

[010]M 3C || 110 γ

Pitscha-Schradera

(001)M3C || {521} α

[010]M 3C ~ 2,6° od 311 α

Bagariackiego

(001)M3C || {211} α

[010]M 3C || 110 α

269

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 270

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi MECHANIZM PRZEMIANY PERLITYCZNEJ

Przemiana perlityczna zachodzi po ochłodzeniu austenitu nieznacznie poniżej temperatury Ar1. W jej wyniku z austenitu powstaje mieszanina eutektoidalna złożona z płytek ferrytu i cementytu zwana perlitem. Siłą pędną przemiany perlitycznej jest różnica energii swobodnej austenitu i mieszaniny ferrytu i cementytu. Przemiana perlityczna jest przemianą dyfuzyjną, związaną z przegrupowaniem atomów węgla i zachodzącą przez zarodkowanie oraz rozrost zarodków. Zarodkowanie perlitu odbywa się heterogenicznie, czyli w sposób uprzywilejowany, na cząstkach cementytu, płytkach ferrytu, a w jednorodnym austenicie – na granicach ziarn tej fazy. Wzrost płytki cementytu (rys. 4.61a) bogatej w węgiel powoduje znaczne zmniejszenie stężenia węgla w austenicie do wartości Cα (rys. 4.62), umożliwiającej powstanie płytki ferrytu. W wyniku ograniczonej rozpuszczalności węgla w ferrycie jego nadmiar wzbogaca austenit w pobliżu utworzonej płytki ferrytu, umożliwiając tworzenie kolejnej płytki cementytu (rys. 4.62b). Proces kolejnego dobudowywania płytek trwa aż do wyczerpania się austenitu. Przemiana perlityczna przebiega również przez wzrost czołowy utworzonych wcześniej płytek (rys. 4.61 i 4.63).

Fe3C

Fe3C

Rysunek 4.61 Schemat przebiegu przemiany perlitycznej a) tworzenie się płytek cementytu i ferrytu z przechłodzonego austenitu, b) zapoczątkowanie przemiany perlitycznej w ziarnach przechłodzonego austenitu, c) wzrost kolonii perlitu

270

Fe3C

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 271

4.7. Podstawy teoretyczne zwykłej obróbki cieplnej stali

Rysunek 4.62 Schemat tworzenia się perlitu z przechłodzonego austenitu a) wydzielanie płytki cementytu, b) tworzenie się płytek ferrytu, c) wyekstrapolowane równowagowe stężenia węgla w przechłodzonym austenicie z ferrytem Cα i cementytem Cc

c

3

Rysunek 4.63 Schemat wzrostu czołowego płytek perlitu (według R.F. Mehla i W.C. Hagela) MORFOLOGIA PERLITU

Utworzone kolonie perlitu mają kształt kulisty, gdyż szybkości dobudowywania nowych płytek i ich rozrostu czołowego są jednakowe. W wyniku dyfuzji węgla do płytek cementytu następuje zróżnicowanie składu chemicznego austenitu przed frontem przemiany. Przed płytkami cementytu stężenie węgla w austenicie wynosi Cc, jak to podano na rysunku 4.63, a przed płytkami ferrytu Cα. Grubość płytek cementytu jest około siedmiokrotnie mniejsza od grubości płytek ferrytu. Przy stałej

271

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 272

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi temperaturze, grubości płytek każdej z faz perlitu są prawie stałe i nie zależą od wielkości ziarn i jednorodności austenitu, z którego powstają. Obniżaniu temperatury przemiany towarzyszy zmniejszanie się odległości między płytkami perlitu. ZALEŻNOŚCI KRYSTALOGRAFICZNE

Zarówno cementyt, jak i ferryt w perlicie mogą wykazywać uprzywilejowaną orientację krystalograficzną względem austenitu (tabl. 4.6).

Tablica 4.6 Zależności krystalograficzne między austenitem, z którego powstał perlit, oraz cementytem i ferrytem w perlicie

Zależność

Równoległość płaszczyzn i kierunków

Pitscha

(001)M3 C || {522}γ

[010]M 3C || 110 γ

Pitscha

(001)M3 C || {931}γ

[010]M 3C || 311 γ

Isaicheva

(103)M3 C || {110}α || {111} γ

[010]M 3C || 110 α || 110 γ

Pitscha-Schradera

(001)M3 C || {521}α

[010]M 3C ~ 2,6° od 311 α

KINETYKA PRZEMIANY PERLITYCZNEJ

Szybkość przemiany perlitycznej zależy od szybkości zarodkowania i szybkości wzrostu. Funkcja szybkości zarodkowania perlitu od czasu jest nieliniowa i wykazuje okres inkubacyjny (rys. 4.64). Przy małym przechłodzeniu szybkość zarodkowania jest bardzo mała, a szybkość rozrostu – duża (rys. 4.65). W związku z tym w opisanych warunkach tworzą się nieliczne jedynie kolonie perlitu o bardzo dużych wymiarach.

Rysunek 4.64 Zależność szybkości zarodkowania perlitu od czasu przy przechłodzeniu stali eutektoidalnej do temperatury 680°C (według R.F. Mehla i A. Dubego)

272

Rysunek 4.65 Zależność szybkości zarodkowania υz i wzrostu υp płytek perlitu od temperatury przechłodzenia dla stali eutektoidalnej (według R.F. Mehla i A. Dubego)

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 273

4.7. Podstawy teoretyczne zwykłej obróbki cieplnej stali 4.7.3. Wykresy przemian austenitu przechłodzonego podczas chłodzenia izotermicznego i ciągłego RODZAJE WYKRESÓW CTP

Ilościowe dane dotyczące zależności struktury i własności stali od temperatury i czasu przemiany austenitu przechłodzonego zawierają wykresy CTP – czas–temperatura–przemiana. W zależności od sposobu chłodzenia dla różnych gatunków stali są opracowywane wykresy: CTPi – przy chłodzeniu izotermicznym, CTPc – anizotermiczne przy chłodzeniu ciągłym. WYKRESY IZOTERMICZNE CTPi

Na wykresach izotermicznych są podawane linie początku i końca przemiany austenitu w perlit, bainit i martenzyt w zależności od czasu τ przy stałej temperaturze przemiany t (rys. 4.66a). Czas rozpoczęcia i zakończenia każdej przemiany odczytuje się z wykresu przez zrzutowanie na oś czasu punktów przecięcia krzywych początku i końca przemiany przez prostą odpowiadającą danej temperaturze. Wykresy CTPi sporządza się określając stopień przemiany przy danej temperaturze metodą dylatometryczną, magnetyczno–indukcyjną, elektryczną lub metalograficzną (rys. 4.66). Wykresy CTPi opracowane dla różnych stali są wykorzystywane do określenia temperatury i czasu wygrzewania podczas wyżarzania izotermicznego oraz wychładzania w kąpieli solnej przy hartowaniu izotermicznym lub stopniowym.

Rysunek 4.66 Schematyczne wykresy przemian austenitu przechłodzonego stali węglowej podeutektoidalnej a) CTPi przy chłodzeniu izotermicznym, b) CTPc przy chłodzeniu ciągłym; γ – austenit, α – ferryt, P – perlit, B – bainit, M – martenzyt

273

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 274

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi WYKRESY ANIZOTERMICZNE CTPc

Wykresy CTPc charakteryzują przemiany austenitu przechłodzonego przy chłodzeniu z różnymi szybkościami (rys. 4.66b). Otrzymuje się je w wyniku badań metodą dylatometryczną, na dylatometrach bezwzględnych. Temperatury początku i końca poszczególnych przemian i odpowiadające im czasy odczytuje się przez rzutowanie odpowiednio na osie temperatury lub czasu punktów przecięcia krzywych szybkości chłodzenia z krzywymi początku i końca przemiany. Wykresy CTPc znalazły zastosowanie do ustalenia struktury i twardości stali hartowanej, normalizowanej lub poddanej wyżarzaniu zupełnemu. W celu określenia struktury i twardości stali na podstawie wykresów CTPc, w zależności od warunków chłodzenia z temperatury austenityzowania, można posłużyć się wykresami zmian temperatury prętów o różnych średnicach, chłodzonych w różnych ośrodkach (rys. 4.67).

Rysunek 4.67 Krzywe chłodzenia prętów okrągłych o różnych średnicach z temperatury austenityzowania w: a) wodzie, b) oleju, c) powietrzu; linie ciągłe – rdzeń, linie przerywane – pod powierzchnią (według G. Delbarta, A. Constanta i A. Clerca)

274

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 275

4.7. Podstawy teoretyczne zwykłej obróbki cieplnej stali

Wykresy CTPc różnych stali umożliwiają również określenie dla nich szybkości krytycznej υk, czyli najmniejszej szybkości chłodzenia z temperatury austenityzowania zapewniającej uzyskanie struktury wyłącznie martenzytycznej. Na wykresie CTPc szybkość krytyczna jest linią chłodzenia przebiegającą stycznie do krzywej początku przemiany austenitu w punkcie najmniejszej trwałości austenitu przechłodzonego (rys. 4.66b). Postać wykresów CTP w dużym stopniu zależy od składu chemicznego stali (porównaj rozdział 6.3.2).

4.7.4. Przemiany w stali podczas odpuszczania OGÓLNA KLASYFIKACJA PRZEMIAN

Podczas wygrzewania w temperaturze niższej od A1 i studzenia stali uprzednio zahartowanej zachodzą w niej liczne przemiany fazowe. Należą do nich: rozkład martenzytu, przemiana austenitu szczątkowego w fazę α, wydzielanie węglika ε i cementytu, a w stalach stopowych również innych węglików, koagulacja węglików wydzielonych we wcześniejszych stadiach odpuszczania. Siłą pędną przemian podczas odpuszczania jest różnica energii swobodnej między metastabilnym martenzytem a mieszaniną faz złożoną z ferrytu i węglików. W zależności od warunków odpuszczania, głównie zaś temperatury, można wyróżnić kilka stadiów tego procesu, w których przeważa jedna z przemian. Śledzenie przemian podczas odpuszczania umożliwiają baRysunek 4.68 Krzywa dylatometryczna odpuszczania stali węglowej dania dylatometryczne (rys. 4.68). przy ciągłym nagrzewaniu PRZEMIANY PODCZAS ODPUSZCZANIA STALI WĘGLOWYCH

Pierwsze stadium odpuszczania stali węglowych – w zakresie ok. 80÷200°C (rys. 4.68) – jest związane z rozkładem martenzytu i wydzielaniem w nim węglika ε–Fe2C o strukturze heksagonalnej. Po odpuszczaniu w niskiej temperaturze węgliki ε są koherentne z osnową. Wydzielanie węglika ε wywołuje zmniejszenie stężenia węgla w martenzycie. Zmniejszenie stopnia przesycenia martenzytu węglem powoduje z kolei zmniejszenie tetragonalności martenzytu i tworzenie się martenzytu o sieci regularnej, zwanego martenzytem odpuszczonym. Odpuszczanie w stadium drugim – w zakresie ok. 200÷300°C – wywołuje przemianę austenitu szczątkowego w martenzyt odpuszczony według mechanizmu zbliżonego do przemiany bainitycznej.

275

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 276

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi Trzecie stadium odpuszczania – w zakresie ok. 300÷400°C – polega na rozpuszczaniu się węglika ε w osnowie i niezależnym wydzielaniu się cementytu. W kolejnym stadium odpuszczania zachodzi koagulacja cząstek tej fazy, związana ze zwiększaniem się niektórych cząstek cementytu i rozpuszczaniem cząstek małych. Towarzyszy temu sferoidyzacja, polegająca na przyjmowaniu przez cząstki cementytu kształtu kulistego. W wyniku tego uzyskuje się strukturę martenzytu wysokoodpuszczonego (zwanego niekiedy także sorbitem), złożonego z bardzo drobnych kulistych cząstek cementytu w osnowie ferrytycznej. Odpuszczanie w temperaturze wyższej od ok. 600°C powoduje koagulację cementytu, której towarzyszą procesy zdrowienia i rekrystalizacji osnowy. W wyniku tego uzyskuje się strukturę sferoidytu, tj. cementytu kulkowego w osnowie ferrytu o twardości mniejszej od 300 HB. ODPUSZCZANIE STALI STOPOWYCH

Rysunek 4.69 Wpływ molibdenu oraz temperatury odpuszczania na twardość stali zawierającej 0,35% C (według E.C. Baina)

W stalach stopowych, przede wszystkim o dużym stężeniu pierwiastków stopowych, przemiany fazowe podczas odpuszczania są znacznie bardziej złożone. W zależności od temperatury odpuszczania, w temperaturze wyższej od ok. 450°C następuje wydzielanie różnych węglików, np. M7C3, MC lub M2C, po uprzednim rozpuszczeniu się w osnowie cementytu oraz węglików wydzielonych w niższej temperaturze odpuszczania. Węgliki pierwiastków stopowych w początkowym stadium wydzielania są koherentne z osnową martenzytyczną, co jest przyczyną wzrostu twardości (rys. 4.69), decydując o tzw. twardości wtórnej. Przemiana austenitu szczątkowego może wówczas zachodzić podczas chłodzenia z temperatury odpuszczania zgodnie z mechanizmem przemiany martenzytycznej.

ODWRACALNA KRUCHOŚĆ ODPUSZCZANIA

W zależności od sposobu chłodzenia po odpuszczaniu, zwłaszcza stali niskoi średniostopowych, występuje tzw. kruchość odpuszczania. Zjawisko to przejawia się zmniejszeniem udarności stali zahartowanej i powoli studzonej po odpuszczaniu w zakresie temperatury 400÷600°C, a najwyraźniej – w zakresie 500÷525°C. Stale zahartowane w identyczny sposób, lecz po odpuszczaniu oziębione w wodzie lub oleju, uzyskują natomiast znacznie wyższą udarność. Obecnie sądzi się, że procesy wywołujące zjawisko kruchości odpuszczania w tym zakresie temperatury są odwracalne, co można osiągnąć przez wyżarzanie w temperaturze niższej od Ac1 z następnym szybkim chłodzeniem, którą to operację wykonuje się bezpośrednio po odpuszczaniu.

276

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 277

4.7. Podstawy teoretyczne zwykłej obróbki cieplnej stali

Kruchość odpuszczania występuje przede wszystkim w stalach stopowych, szczególnie manganowych, chromowych, chromowo–manganowych oraz chromowo–niklowych. Tendencja do kruchości odpuszczania wzmaga się wraz ze zwiększeniem stężenia zanieczyszczeń: fosforu, arsenu, antymonu i cyny w stali. Skłonność stali do kruchości odpuszczania zmniejszają dodatki wolframu – 0,4÷0,8%, a nawet do ok. 1,5%, oraz molibdenu – 0,2÷0,4%, a nawet do ok. 0,6%. Sądzi się, że zjawisko odwracalnej kruchości odpuszczania jest powodowane segregacją manganu, chromu i niklu, tworzących roztwory różnowęzłowe, a także węgla i fosforu oraz innych pierwiastków międzywęzłowych na granicach ziarn austenitu lub ferrytu. Kruchości odpuszczania można przeciwdziałać przez obniżenie stężenia niepożądanych zanieczyszczeń w stali, dodanie W lub Mo, wyżarzanie w temperaturze niższej od Ac1, zmniejszenie wielkości ziarn i przez to zmniejszenie segregacji składników stopowych, a także przez stosowanie dużych szybkości chłodzenia po odpuszczaniu. NIEODWRACALNA KRUCHOŚĆ ODPUSZCZANIA

Poza odwracalną kruchością odpuszczania, po odpuszczaniu w zakresie temperatury 300÷350°C występuje obniżenie udarności stali, często określane „kruchością 300“. Zjawisko to jest związane z rozpuszczaniem się węglika ε w osnowie martenzytu odpuszczonego, co powoduje silne wzbogacenie osnowy w węgiel i zwiększenie naprężeń sieciowych. Na spadek ciągliwości wpływa również zachodzące jednocześnie zarodkowanie cementytu, głównie na dyslokacjach. Sądzi się, że przyczyną „kruchości 300“ może być również rozpoczęcie segregacji niepożądanych zanieczyszczeń arsenu, antymonu, cyny i głównie fosforu w bezpośrednim otoczeniu rozpuszczających się węglików ε. Ponieważ „kruchość 300“ jest zjawiskiem, którego nie można wyeliminować, unika się go zmniejszając stężenie niepożądanych zanieczyszczeń w stali. W celu uniknięcia nieodwracalnej kruchości odpuszczania można także zastosować odpuszczanie w temperaturze niższej od ok. 200°C albo wyższej od ok. 400°C.

4.7.5. Rola przemian fazowych w procesach technologicznych obróbki cieplnej metalowych materiałów inżynierskich OGÓLNA KLASYFIKACJA PRZEMIAN FAZOWYCH

Współcześnie dobór materiałów inżynierskich do zastosowań technicznych wiąże się ściśle nie tylko z wyborem odpowiedniego materiału lecz także z zapewnieniem odpowiedniej struktury, w przypadku stopów metali głównie poprzez metody obróbki cieplnej. Formowanie pożądanej struktury stopów metali w wyniku obróbki cieplnej wiąże się z przebiegiem w nich przemian fazowych w stanie stałym. Przemiany fazowe są zjawiskami powodującymi zmianę budowy oraz własności fizycznych i mechanicznych materii. Obejmują one takie procesy, jak parowanie i kondensacja ze stanu gazowego w stan ciekły lub stały, topienie i przejście substancji ze stanu ciekłego w stan krystaliczny lub amorficzny oraz zmiany

277

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 278

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi rozmieszczenia atomów lub innych cząstek materii w stanie stałym, związane z przemianami alotropowymi czystych pierwiastków, lub przemianami fazowymi zachodzącymi w stopach metali lub innych substancjach. Wymienione przemiany mogą zachodzić wyłącznie w kierunku zmniejszenia entalpii swobodnej układu, różnica entalpii swobodnej stanu wyjściowego i końcowego układu jest siłą pędną każdej z tych przemian. Podział przemian fazowych według procesów wzrostu (zaproponowany przez J.W. Christiana i przyjęty przez Międzynarodowy Komitet Przemian Fazowych) przedstawiono na rysunku 4.70. Ogólnie przemiany fazowe dzielą się na jednorodne i niejednorodne. W przebiegu każdej przemiany można wyodrębnić zarodkowanie oraz wzrost produktów przemiany. Do przemian jednorodnych zalicza się przemianę nieporządek porządek oraz rozpad spinoidalny roztworu stałego. Przemiany niejednorodne dzielą się na dyfuzyjne typu zarodkowanie i wzrost oraz bezdyfuzyjne typu martenzytycznego, chociaż w niektórych przypadkach obydwa mechanizmy przemian mogą przebiegać jednocześnie. Produkt przemiany dyfuzyjnej może różnić się od fazy wyjściowej stanem skupienia, strukturą sieciową bez zmiany składu chemicznego oraz występować w postaci mieszaniny różnych faz o zróżnicowanej strukturze sieciowej i składzie chemicznym. Do tej grupy przemian fazowych należy krystalizacja metali i stopów, przemiany alotropowe, procesy wydzieleniowe w przesyconych roztworach stałych, wzrost komórkowy – obejmujący wydzielanie nieciągłe oraz przemianę eutektoidalną. Przemiany martenzytyczne zachodzą wyłącznie w stanie stałym, są bezdyfuzyjne i polegają na skoordynowanym przemieszczaniu się dużej grupy atomów na niewielkie odległości względem pewnej płaszczyzny sieciowej fazy wyjściowej. Wzrost faz podczas przemiany zależy od struktury i możliwości granic międzyfazowych. Granice koherentne, a częściowo także półkoherentne, są suwliwe bez aktywacji cieplnej, w przeciwieństwie do granic niekoherentnych. Mechanizmy oraz kinetyka przemian fazowych zależą istotnie od wymuszonych warunków i są przyczyną zróżnicowanego składu fazowego i morfologii faz, decydujących o strukturze ciał stałych, zarówno przy zmianie stanu skupienia z ciekłego w stały, jak i w stanie stałym. Przemiany fazowe są wykorzystywane do nadawania elementom ze stopów metali pożądanych własności metodami obróbki cieplnej, umożliwiają kształtowanie struktury tych stopów. W ciałach stałych mogą zachodzić ponadto procesy powodujące znaczne przemieszczenia atomów względem siebie i zmianę ich sąsiedztwa, bez zmiany struktury krystalicznej (odkształcenie plastyczne, zdrowienie i rekrystalizacja, rozrost ziarn) różniące się od przemian fazowych, gdyż zmiana rozmieszczenia atomów nie wiąże się w tym przypadku ze zmianą entalpii swobodnej, lecz jest wynikiem działania naprężeń lub dążeniem układu do zmniejszania energii wewnętrznej lub powierzchniowej. Ten drugi przypadek ma również zastosowanie w obróbce cieplnej (wyżarzanie rekrystalizujące). WYKORZYSTANIE PRZEMIAN FAZOWYCH W OBRÓBCE CIEPLNEJ

Wykorzystanie przemian fazowych w obróbce cieplnej, głównie na przykładzie stali, przedstawiono w tablicy 4.7.

278

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 279

4.7. Podstawy teoretyczne zwykłej obróbki cieplnej stali

przemiany heterogeniczne

wzost aktywowany cieplnie

wzrost atermiczny (przemieszczająca się granica międzyfazowa)

granica koherentna

martenzyt koherentny

bliźniakowanie mechaniczne

bez przepływu masy (kontrolowany przebiegiem procesów na granicach ziarn)

granica półkoherentna

martenzyt

wzrost kontrolowany przepływem ciepła

z przepływem masy

granice niskokątowe

przemiany polimorficzne, wzrost ze stanu gazowego (pary)

wzrost ziarna podczas rekrystalizacji

uporządkowanie

przemiany ciągłe

kontrolowane procesami przygranicznymi

wzrost kryształu z pary

przemiany nieciągłe (dyfuzja + procesy przygraniczne)

kontrolowane przez dyfuzję wydzielanie z roztworów

wydzielanie z roztworów

przemiana eutektoidalna

rozpad komórkowy nieciągły

Rysunek 4.70 Klasyfikacja przemian fazowych według procesów wzrostu (opracowano według J.W. Christiana)

279

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 280

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi Tablica 4.7 Przykłady wykorzystania różnych przemian fazowych w różnych procesach obróbki cieplnej stosowanych dla różnych stopów metali Rodzaj przemiany Rodzaj procesu fazowej obróbki cieplnej

Martenzytyczna (w niektórych przypadkach także bainityczna)

Perlityczna

Wydzielanie

hartowanie, ulepszanie cieplne, utwardzanie cieplne

normalizowanie

starzenie, utwardzanie wydzieleniowe

Przykładowe grupy materiałów stale specjalne konstrukcyjne stale do pracy w temp. podwyższonej na urządzenia ciśnieniowe stale specjalne maszynowe

wysokie odpuszczanie wysokie odpuszczanie wysokie odpuszczanie

stale narzędziowe do nawęglania stale odporne na korozję wysokochromowe martenzytyczne stale zaworowe martenzytyczne stale odporne na korozję narzędziowe

uprzednie nawęglanie i następne odpuszczanie odpuszczanie wysokie odpuszczanie niskie odpuszczanie

stale szybkotnące stale narzędziowe stopowe do pracy na zimno stale narzędziowe stopowe do pracy na gorąco

wysokie odpuszczanie odpuszczanie wysokie odpuszczanie

stale specjalne łożyskowe stale magnetycznie twarde stale typu „maraging“

niskie odpuszczanie niskie odpuszczanie odpuszczanie

brązy aluminiowe stale jakościowe konstrukcyjne spawalne drobnoziarniste stale specjalne konstrukcyjne odporne na korozję atmosferyczną

odpuszczanie

stale odporne na korozję Cr-Ni, Cr-Ni-Mn austenityczne stale odporne na korozję Cr-Ni ferrytyczno–austenityczne stale zaworowe austenityczne

uprzednie przesycanie uprzednie przesycanie uprzednie przesycanie

stale żaroodporne i żarowytrzymałe ferrytyczno-austenityczne i austenityczne stopy Cu, Al i innych metali nieżelaznych o zmiennej rozpuszczalności w stanie stałym

uprzednie przesycanie

stopy żarowytrzymałe Ni stale na produkty płaskie do obróbki plastycznej na zimno Rekrystalizacja

Rekrystalizacja dynamiczna i wydzielanie

wyżarzanie rekrystalizujące

obróbka cieplnomechaniczna, regulowane walcowanie, kontrolowana rekrystalizacja

Martenzytyczna odwracalna Nanokrystalizacja

280

Dodatkowa obróbka cieplna

uprzednie przesycanie uprzednia krystalizacja kierunkowa uprzednia obróbka plastyczna na zimno

stopy Cu, Al i innych metali nieżelaznych jednofazowe

uprzednia obróbka plastyczna na zimno uprzednia obróbka plastyczna na zimno

stale konstrukcyjne spawalne drobnoziarniste z mikrododatkami Al, V, Ti, Nb, Zr, N, B

uprzednia obróbka plastyczna na gorąco

stale o wysokiej granicy plastyczności

uprzednia obróbka plastyczna na gorąco

stale odporne na korozję wysokochromowe ferrytyczne

stopy z pamięcią kształtu na osnowie faz TiNi, CuZn i inne uporządkowane o sieci B2 wyżarzanie

stopy Fe, Ni lub Co z dodatkami B, C, P, Si, Ge, Hf i Zr magnetycznie miękkie

po uprzednim zeszkleniu w wyniku chłodzenia z szybkością >104 K/s

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 281

4.8. Zarys technologii zwykłej obróbki cieplnej 4.8.1. Grzanie i ośrodki grzejne POJĘCIE I PODZIAŁ GRZANIA

Proces grzania polega na doprowadzeniu ciepła w ciągu założonego czasu w celu uzyskania określonej temperatury przez całą masę nagrzewanego przedmiotu. Grzanie składa się z zabiegów: nagrzewania, wygrzewania. W zależności od przewodności cieplnej, kształtu, wymiarów i masy przedmiotu, rodzaju ośrodka nagrzewającego, różnicy temperatury między piecem a nagrzewanym przedmiotem, temperatury nagrzewania, mocy pieca i innych czynników, szybkość nagrzewania może być bardzo zróżnicowana. Najczęściej jest stosowany jeden z trzech sposobów nagrzewania: powolne nagrzewanie wsadu z piecem (rys. 4.71a), przyspieszone nagrzewanie wsadu w piecu o temperaturze obróbki cieplnej (rys. 4.71b), szybkie nagrzewanie wsadu w piecu o temperaturze początkowej wyższej od temperatury obróbki cieplnej (rys. 4.71c). Grzanie musi zapewniać uzyskanie jednakowej temperatury w całym przekroju obrabianego przedmiotu.

Rysunek 4.71 Schematyczne przebiegi nagrzewania a) powolnego, b) przyspieszonego, c) szybkiego; tn – temperatura nagrzewania, tp – temperatura pieca, tz – temperatura powierzchni wsadu, ts – temperatura rdzenia wsadu, ∆t – gradient temperatury

281

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 282

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi DOBÓR CZASU GRZANIA

Czas grzania można wyznaczyć metodami analitycznymi na podstawie zależności teoretycznych. Praktycznie dobiera się go jednak na podstawie wykresów i tablic, które są sporządzane na podstawie wyniku prób i pomiarów temperatury termoelementami umieszczonymi wewnątrz nagrzewanych próbek. Zależność czasu nagrzewania w różnych piecach do obróbki cieplnej od średnicy przedmiotu i temperatury grzania podano na rysunku 4.72.

Rysunek 4.72 Zależność czasu nagrzewania od temperatury grzania i średnicy wsadu w piecach a) elektrycznym, b) gazowym muflowym, c) elektrodowym solnym, d) elektrycznym wgłębnym o wymuszonym obiegu powietrza (według O. Pattermana) W tablicy 4.8 zestawiono orientacyjne wartości wskaźników τ1 mm czasu grzania przedmiotów ze stali niestopowej do temperatury hartowania i odpuszczania, wyrażone w minutach na 1 milimetr przekroju. Stale stopowe należy nagrzewać w czasie o ok. 20÷40% dłuższym, niż podano w tablicy 4.8, a w przypadku odpuszczania czas grzania wynosi nawet 1÷3 h. Praktycznie można przyjąć, że w przypadku obróbki cieplnej stali węglowej w piecu komorowym czas grzania wynosi 1 min na 1 mm średnicy lub boku przekroju przedmiotu. W praktyce jednocześnie obrabia się cieplnie kilka lub kilkanaście przedmiotów. Z tego względu utrudnione jest równomierne doprowadzenie ciepła ze wszystkich stron do obrabianych przedmiotów. Decyduje o tym również kołowy lub kwadratowy przekrój przedmiotów oraz sposób ich ułożenia na trzonie pieca. W zależności od tych czynników należy więc zwiększyć czas grzania, mnożąc czas dobrany na podstawie tablicy 4.8 lub rysunku 4.72 przez współczynnik względnego czasu nagrzewania wsadu n, podany w tablicy 4.9.

282

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 283

4.8. Zarys technologii zwykłej obróbki cieplnej

Tablica 4.8 Orientacyjny wskaźnik czasu τ1 mm grzania przedmiotów ze stali niestopowej do temperatury hartowania w minutach na 1 mm średnicy lub grubości przedmiotu Operacja obróbki cieplnej

Hartowanie, wyżarzanie normalizujące i zupełne solny

Odpuszczanie wysokie

Rodzaje pieca

komorowy

komorowy

solny

Zabiegi

N

W

N

W

N

W

N

W

Wskaźnik τ1 mm , min/mm

0,8

0,2

0,35

0,17

1

0,25

0,45

0,12

N – nagrzewanie, W – wygrzewanie.

Tablica 4.9 Współczynniki względnego czasu nagrzewania wsadu n w zależności od kształtu przedmiotów i sposobu ich ułożenia na trzonie pieca n

Sposób załadowania

n

1

1

1

1,4

2

4

d

2

d d d

1,7

2

s s s 2

2,2

d 1,3

s

2

1,4

Sposób załadowania

2d

s s

s

2s

s

2

1,8

283

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 284

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi Do obliczania czasu grzania przedmiotów obrabianych cieplnie przyjmuje się wymiar redukowany, wyznaczany jako iloczyn K⋅S: minimalnego wymiaru charakterystycznego S przedmiotu i współczynnika kształtu K, podanych w tablicy 4.10 dla różnych elementów.

Tablica 4.10 Wymiary charakterystyczne S i współczynniki kształtu K dla różnych przedmiotów obrabianych cieplnie Kształt przedmiotu

Wymiar charakterystyczny S

Współczynnik kształtu K

Kula

średnica

0,7

Sześcian

długość boku

0,7

Walec

średnica

1

Prostopadłościan

długość boku

1

Pręt okrągły

średnica

1

Pręt kwadratowy

długość boku kwadratu

1,4

Pierścień

szerokość lub grubość

1,5

Płaskownik lub blacha

grubość

1,5

Rura lub przedmiot skrzynkowy

grubość ścianki przedmiotów: – krótkich odsłoniętych – długich lub zaślepionych

2 4

RODZAJE OŚRODKÓW GRZEJNYCH CIEKŁYCH

Oprócz powietrza, ośrodków gazowych i złóż fluidalnych bardzo duże znaczenie w obróbce cieplnej metali mają ośrodki grzejne ciekłe. Zalicza się je do ośrodków nagrzewających z największymi szybkościami. Należą do nich: kąpiele solne, kąpiele metalowe. KĄPIELE SOLNE

W zwykłej obróbce cieplnej są wykorzystywane roztopione sole hartownicze chlorkowe będące mieszaniną BaCl2, NaCl, CaCl2, SiO2 i Al2O3 oraz saletrzankowe zawierające NaNO3, KNO3, NaNO2, K2CrO4 i K2Cr2O7. Sole o odpowiednim składzie chemicznym mogą być również stosowane do obróbki cieplno–chemicznej (porównaj rozdz. 4.13). Sole działają korozyjnie na obrabiane cieplnie przedmioty. Zahamowanie tego szkodliwego procesu może być osiągnięte przez ograniczenie dopływu utleniaczy, głównie O2 i H2O, a także ograniczenie zdolności utleniającej soli dzięki dodaniu odtleniaczy, np. Mg, Si, C, SiC, Fe–Si. Kąpiele solne należy okresowo regenerować, co zmniejsza także ich korozyjne działanie na metale. Ze względu na silne działanie toksyczne kąpiele solne obecnie mają mniejsze znaczenie praktyczne. KĄPIELE METALOWE

Do kąpieli metalowych należą głównie ciekły bizmut, antymon, cyna i ołów. Kąpiele te nie zyskały takiego znaczenia jak kąpiele solne.

284

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 285

4.8. Zarys technologii zwykłej obróbki cieplnej 4.8.2. Chłodzenie i ośrodki chłodzące ZABIEG CHŁODZENIA

Chłodzenie jest zabiegiem obróbki cieplnej zachodzącym w wyniku odprowadzania ciepła przez ośrodek chłodzący. Zadaniem ośrodka chłodzącego jest obniżenie temperatury całego przedmiotu obrabianego cieplnie do wymaganej wartości. Chłodzenie musi odbywać się z szybkością zapewniającą prawidłowy przebieg określonych przemian fazowych. Szybkość chłodzenia jest zależna od wielu czynników, m.in. od kształtu, wymiarów i masy przedmiotu, temperatury nagrzewania, sposobu chłodzenia, głównie zaś od rodzaju i własności ośrodka chłodzącego. OŚRODKI CHŁODZĄCE

W obróbce cieplnej jako ośrodki chłodzące są stosowane: woda oraz roztwory wodne soli, zasad i polimerów, oleje hartownicze, kąpiele solne i metalowe, ośrodki sfluidyzowane, powietrze i inne gazy. ZDOLNOŚĆ CHŁODZĄCA RÓŻNYCH OŚRODKÓW

Zdolność chłodzącą różnych ośrodków ocenia się zwykle na podstawie krzywych chłodzenia, tj. zarejestrowanych – w funkcji czasu – zmian siły termoelektrycznej termoelementu, umieszczonego wewnątrz nagrzanej kulki srebrnej o średnicy 20 mm (rys. 4.73).

Rysunek 4.73 Schemat urządzenia do badania zdolności chłodzenia ośrodków chłodzących (według T. Pełczyńskiego) 1 – kulka srebrna, 2 – piec grzejny, 3 – zbiornik z cieczą chłodzącą, 4 – układ napędowy, 5 – silnik, 6 – osłona termoelementu, 7 – rejestrator, 8 – przewód kompensacyjny, 9 – zwora magnetyczna

285

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 286

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi

Rysunek 4.74 Zdolność chłodząca: a) wody spokojnej, b) wody z cyrkulacją, c) 15% wodnego roztworu NaCl, d) oleju hartowniczego OH–70 świeżego, e) oleju hartowniczego OH–70 eksploatowanego przez 7 miesięcy, f) emulsji wodno–olejowej zawierającej 10% oleju Charakterystyki zdolności chłodzenia różnych ośrodków przedstawiono na rysunku 4.74. Do ośrodków najintensywniej chłodzących należą roztopione sole i metale, chociaż bardzo dużą zdolność chłodzenia wykazują również roztwory wodne soli i zasad. Woda chłodzi z intensywnością znacznie większą niż olej hartowniczy. Przez wymieszanie w odpowiednim stosunku wody i oleju lub wody i polimerów można uzyskać emulsje o pośrednich własnościach. Regulacja zdolności chłodzenia jest możliwa również w złożu fluidalnym i może się odbywać przez zmianę prędkości przepływu gazu. Najmniej intensywnie chłodzącym ośrodkiem jest powietrze. Intensywność chłodzenia ośrodków ulega również zmianom wraz ze zmianą temperatury ośrodka oraz w wyniku jego cyrkulacji. W zależności od wymagań procesu technologicznego należy więc dobierać ośrodek o odpowiedniej intensywności chłodzenia.

4.8.3. Wyżarzanie DEFINICJA I KLASYFIKACJA WYŻARZANIA

Wyżarzanie to operacja zwykłej obróbki cieplnej polegająca na nagrzaniu stali do określonej temperatury (rys. 4.75), wygrzaniu w tej temperaturze i studzeniu w celu uzyskania struktury zbliżonej do stanu równowagi. Wyżarzanie można sklasyfikować na operacje:

286

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 287

4.8. Zarys technologii zwykłej obróbki cieplnej

podczas których przemiany alotropowe nie decydują o istocie procesu (jak w przypadku wyżarzania ujednorodniającego), podczas których nie zachodzą przemiany alotropowe (wyżarzanie rekrystalizujące, odprężające), podczas których zachodzą przemiany alotropowe, decydujące o końcowej strukturze (wyżarzanie normalizujące, zupełne, izotermiczne, sferoidyzujące).

Rysunek 4.75 Fragment wykresu Fe–Fe3C z zaznaczonymi zakresami temperatury wyżarzania i hartowania stali węglowych

WYŻARZANIE UJEDNORODNIAJĄCE

Wyżarzanie ujednorodniające polega na nagrzaniu stali do temperatury 1050÷1200°C o ok. 100÷200°C niższej od temperatury solidusu, wygrzaniu długotrwałym w tym zakresie temperatury i następnym studzeniu. Celem tej operacji, stosowanej głównie dla wlewków stalowych, jest ograniczenie niejednorodności składu chemicznego, spowodowanej mikrosegregacją, a w części także likwacją. WYŻARZANIE REKRYSTALIZUJĄCE

Wyżarzanie rekrystalizujące polega na nagrzaniu metalu uprzednio odkształconego plastycznie na zimno do temperatury wyższej od temperatury rekrystalizacji, wygrzaniu w tej temperaturze i chłodzeniu z dowolną szybkością. Wyżarzanie rekrystalizujące, często stosowane jako międzyoperacyjne podczas walcowania lub ciągnienia metali na zimno, usuwa umocnienie zgniotowe, powodując zmniejszenie twardości i wytrzymałości oraz zwiększenie własności plastycznych metalu (porównaj rozdz. 4.4.2), co umożliwia dalszą obróbkę plastyczną na zimno. WYŻARZANIE ODPRĘŻAJĄCE

Wyżarzanie odprężające polega na nagrzaniu stali do temperatury niższej od Ac1, wygrzaniu w tej temperaturze i następnym powolnym studzeniu. Celem tej operacji jest usunięcie naprężeń odlewniczych, spawalniczych, cieplnych lub

287

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 288

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi spowodowanych obróbką plastyczną. Wyżarzanie odprężające prawie nie wiąże się z wprowadzaniem zmian strukturalnych. Zakres temperatury i czasu wyżarzania odprężającego jest szeroki; parametry te zależą od rodzaju materiału oraz przyczyn wywołujących naprężenia. W przypadku odlewów staliwnych temperatura może wynosić ok. 650°C. W temperaturze do 150°C jest wykonywane odprężanie stabilizujące, które ma na celu zapewnienie niezmienności wymiarowej oraz zmniejszenie naprężeń własnych. Odprężanie samorzutne – tzw. sezonowanie – zachodzi w temperaturze pokojowej, w czasie wynoszącym kilka lub kilkanaście miesięcy, a niekiedy nawet kilka lat. WYŻARZANIE NORMALIZUJĄCE

Wyżarzanie normalizujące polega na nagrzaniu stali do temperatury o 30÷50°C wyższej od Ac3, wygrzaniu w tej temperaturze i następnym studzeniu w spokojnym powietrzu. Operacja ta ma na celu uzyskanie jednorodnej struktury drobnoziarnistej, a przez to polepszenie własności mechanicznych stali. Jest stosowana do stali niestopowych konstrukcyjnych i staliwa – często przed dalszą obróbką cieplną – w celu ujednolicenia struktury. WYŻARZANIE ZUPEŁNE

Wyżarzanie zupełne, stosowane do stali stopowych, polega na nagrzaniu stali do temperatury o 30÷50°C wyższej od Ac3, Accm (linia GSE), wygrzaniu w tej temperaturze i następnym bardzo wolnym chłodzeniu, np. z piecem, w zakresie temperatury między Ac3 i Accm a Ac1. Dalsze studzenie może odbywać się w powietrzu. WYŻARZANIE IZOTERMICZNE

Wyżarzanie izotermiczne, będące odmianą wyżarzania zupełnego, polega na nagrzaniu stali do temperatury o 30÷50°C wyższej od Ac1, wygrzaniu w tej temperaturze, szybkim ochłodzeniu do temperatury nieco niższej od Ac1, wytrzymaniu izotermicznym w tej temperaturze aż do zakończenia przemiany perlitycznej i następnym chłodzeniu w powietrzu. Wyżarzanie izotermiczne jest stosowane w przypadku obróbki cieplnej stali stopowych, które po wyżarzaniu zupełnym wykazują zbyt dużą twardość. Odmianą wyżarzania izotermicznego jest patentowanie drutów lub taśm, polegające na wygrzewaniu w temperaturze 900÷1100°C, chłodzeniu izotermicznym w 500÷550°C i następnie obróbce plastycznej na zimno. WYŻARZANIE SFEROIDYZUJĄCE

Wyżarzanie sferoidyzujące, zwane także zmiękczaniem, polega na nagrzaniu stali do temperatury zbliżonej do Ac1, wygrzaniu w tej temperaturze, bardzo wolnym chłodzeniu do temperatury ok. 600°C i następnie dowolnym chłodzeniu do temperatury otoczenia. Wygrzewanie może się odbywać w temperaturze nieco wyższej lub nieco niższej od temperatury Ac1 (przy zmianach temperatury w zakresie ± 20°C wokół Ac1), a także z wytrzymaniem izotermicznym poniżej temperatury Ac1, po uprzednim krótkim wygrzewaniu w temperaturze wyższej od Ac1. W wyniku operacji wyżarzania sferoidyzującego strukturę stali stanowi cementyt kulkowy, tzw. sferoidyt, w osnowie ferrytu. Struktura taka zapewnia niewielką

288

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 289

4.8. Zarys technologii zwykłej obróbki cieplnej

twardość, dobrą skrawalność oraz dobrą podatność na odkształcenie plastyczne w czasie obróbki plastycznej na zimno. Jest także prawidłową strukturą stali nadeutektoidalnych przed następnym hartowaniem.

4.8.4. Hartowanie objętościowe HARTOWANIE MARTENZYTYCZNE I BAINITYCZNE

Ze względu na rodzaj uzyskiwanej struktury hartowanie można podzielić na: martenzytyczne, bainityczne. Hartowanie martenzytyczne polega na nagrzaniu stali do temperatury austenityzowania, wygrzaniu w tej temperaturze i oziębieniu z szybkością większą od krytycznej (porównaj rozdz. 4.7.3) w celu uzyskania struktury martenzytycznej. W czasie hartowania bainitycznego stosuje się chłodzenie z szybkością mniejszą od krytycznej lub z wygrzewaniem izotermicznym w warunkach zapewniających przebieg przemiany bainitycznej. Gdy austenityzowanie obejmuje całą objętość obrabianego cieplnie przedmiotu, a grubość warstwy zahartowanej zależy wyłącznie od własności materiału i szybkości chłodzenia, hartowanie jest nazywane hartowaniem objętościowym. NAGRZEWANIE DO HARTOWANIA

Nagrzewanie do temperatury austenityzowania musi odbywać się z szybkością uniemożliwiającą pęknięcia w wyniku naprężeń cieplnych. Z tego względu często, przede wszystkim w przypadku przedmiotów o skomplikowanym kształcie i rozwiniętej powierzchni, nagrzewanie jest stopniowe z wygrzaniem w kilku temperaturach pośrednich, w czasie umożliwiającym wyrównywanie temperatury w całym przekroju obrabianego cieplnie przedmiotu. TEMPERATURA AUSTENITYZOWANIA

Temperatura austenityzowania w przypadku stali węglowych podeutektoidalnych jest o 30÷50°C wyższa od temperatury Ac3. Wyższa temperatura austenityzowania powoduje nadmierny rozrost ziarn austenitu, co decyduje o uzyskaniu struktury martenzytu grubolistwowego w wyniku hartowania, powodującej pogorszenie własności mechanicznych i użytkowych oraz zwiększenie kruchości stali. Stale węglowe nadeutektoidalne austenityzuje się w temperaturze o 30÷50°C wyższej od Ac1,3. Podwyższenie temperatury austenityzowania powoduje pogorszenie własności martenzytu oraz wystąpienie siatki cementytu wtórnego na granicach ziarn austenitu pierwotnego, co – ze względu na bardzo dużą kruchość – dyskwalifikuje przedmiot tak obrobiony cieplnie. Stale stopowe, zwłaszcza narzędziowe klasy nadeutektoidalnej lub ledeburytycznej, w tym szybkotnące, są austenityzowane w temperaturze znacznie wyższej. Dopiero w takich warunkach następuje rozpuszczanie węglików w austenicie i nasycenie go węglem oraz pierwiastkami stopowymi, co umożliwia uzyskanie wymaganych własności po całkowicie wykonanej obróbce cieplnej.

289

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 290

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi HARTOWANIE MARTENZYTYCZNE ZWYKŁE Z CHŁODZENIEM CIĄGŁYM

Podczas hartowania martenzytycznego zwykłego (rys. 4.76a) chłodzenie z temperatury austenityzowania wykonuje się w sposób ciągły z szybkością większą od krytycznej, do temperatury niższej od temperatury Ms, a w przypadku wielu stali, np. konstrukcyjnych, niższej nawet od Mf. W praktyce stale niestopowe chłodzi się w wodzie, natomiast stale stopowe mogą być chłodzone wolniej, np. w oleju, w niektórych przypadkach nawet w powietrzu. Oziębianie może się przy tym odbywać w cieczy spokojnej, w cieczy o wymuszonym obiegu lub z wykorzystaniem prasy hartowniczej. Ośrodek chłodzący należy dobierać posługując się wykresami CTPc, tak aby możliwe było ochłodzenie z szybkością większą od krytycznej nie tylko powierzchni, lecz również środka przekroju hartowanego elementu. W wyniku hartowania zwykłego uzyskuje się strukturę martenzytu z austenitem szczątkowym oraz innymi składnikami strukturalnymi, które nie ulegają przemianom podczas obróbki cieplnej, np. z węglikami nierozpuszczonymi w roztworze stałym podczas austenityzowania lub wtrąceniami niemetalicznymi. Stale zahartowane charakteryzują się bardzo dużą twardością – powyżej 60÷65 HRC w zależności od stężenia C – i wysokimi pozostałymi własnościami wytrzymałościowymi oraz niskimi własnościami plastycznymi i dużą kruchością.

Rysunek 4.76 Krzywe oziębiania podczas hartowania objętościowego stali 41Cr4 na tle wykresów CTP a) hartowanie martenzytyczne zwykłe, b i c) hartowanie martenzytyczne stopniowe, d) hartowanie bainityczne z przemianą izotermiczną (według W. Lutego); γ – austenit, P – perlit, B – bainit, M – martenzyt

290

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 291

4.8. Zarys technologii zwykłej obróbki cieplnej

HARTOWANIE MARTENZYTYCZNE STOPNIOWE

Podczas hartowania martenzytycznego stopniowego (rys. 4.76b,c) chłodzenie polega na kolejnym: oziębianiu w stopionej soli lub gorącym oleju do temperatury wyższej o 30÷50°C od temperatury Ms, wytrzymaniu w stopionej soli lub gorącym oleju o tej temperaturze, w czasie niezbędnym do wyrównania temperatury w całym przekroju obrabianego przedmiotu lecz zapewniającym trwałość austenitu przechłodzonego, studzeniu, zazwyczaj w powietrzu, do temperatury otoczenia. Hartowanie w podanych warunkach zapewnia uzyskanie struktury stali takiej jak po operacji hartowania martenzytycznego zwykłego przy znacznie mniejszych naprężeniach i odkształceniach cieplnych i strukturalnych. Hartowanie stopniowe jest stosowane do małych i drobnych przedmiotów ze stali niestopowych oraz przedmiotów o złożonych kształtach i zmiennych przekrojach. HARTOWANIE BAINITYCZNE ZWYKŁE

Hartowanie bainityczne zwykłe charakteryzuje się chłodzeniem ciągłym z szybkością mniejszą od krytycznej – taką, by mogła przebiegać przemiana bainityczna. Celem operacji jest uzyskanie struktury bainitu, ewentualnie z martenzytem, oraz austenitu szczątkowego. W ten sposób uzyskuje się większe własności plastyczne i większą udarność stali niż po hartowaniu martenzytycznym i wysokim odpuszczaniu. Większa jest również odporność stali na zmęczenie, niższa jednak granica sprężystości i plastyczności. HARTOWANIE BAINITYCZNE Z PRZEMIANĄ IZOTERMICZNĄ

Podczas hartowania bainitycznego z przemianą izotermiczną (rys. 4.76d), zwanego również hartowaniem izotermicznym, chłodzenie jest wielozabiegowe i polega na kolejnym: oziębianiu austenitu przechłodzonego do temperatury niższej od temperatury przemiany perlitycznej, wytrzymaniu izotermicznym w kąpieli chłodzącej, lub innym ośrodku, o temperaturze wyższej od temperatury Ms, tj. 250÷400°C, w czasie zapewniającym zakończenie przemiany bainitycznej, chłodzeniu do temperatury pokojowej z dowolną szybkością, zwykle w spokojnym powietrzu. Hartowanie z przemianą izotermiczną zapewnia uzyskanie struktury bainitycznej, przy znacznym ograniczeniu naprężeń cieplnych i strukturalnych oraz zmniejszeniu możliwości powstania pęknięć i odkształceń. Hartowanie izotermiczne jest stosowane w przypadku obróbki cieplnej przedmiotów o małych przekrojach oraz dużych przedmiotów ze stali wysokostopowych.

291

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 292

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi

1

2

4

3

13

6

7

8

292

9

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 293

4.1. Mechanizmy i warunki krystalizacji

10

12 5

Mosty budowano od czasów starożytnych. Do dziś, np. w dolinie Vale Verzasca w Ticino w Szwajcarii, zachowały się kamienne mosty rzymskie, a w Lizbonie w Portugalii i w Segovii w Hiszpanii, Pont du Gard we Francji można oglądać kamienne akwedukty rzymskie. Pierwszy most żeliwny Iron Bridge w świecie w roku 1779 nad rzeką Severn w Coalbrookdale w Anglii zbudował Thomas Franolls Pritchard (1). W Gliwicach w roku 1936 rozebrano most żeliwny w ciągu obecnej ulicy Hutniczej zbudowany w Starej Hucie Johna Baildona (2). Most łukowy ze stali połączył dwa brzegi granicznej rzeki Niagara między Kanadą a USA, łączącej jezioro Erie z jeziorem Ontario, nieco poniżej jednego z największych wodospadów świata (3). Stalowy dwupoziomowy most łukowy w Porto w Portugalii zbudowany został w XIX wieku nad rzeką Douro przez A. Gustave’a Eiffela. W roku 1926 syn znakomitej polskiej aktorki Heleny - Ralf Modrzejewski zbudował w Filadelfii w USA pierwszy most linowy o rozpiętości 530 m. Pełen wdzięku, intensywnie pomarańczowy (dziś specjalnie opracowano farby polimerowe, które kolorem imitują minię, nie stosowaną ze względu na toksyczne działanie związków ołowiu) most linowy całkowicie stalowy Golden Gate w San Francisco o długości 2,7 km i szerokości 27,5 m oddano do użytku 27.05.1937 roku (6). Obecnie przejeżdża przez niego 100 tysięcy samochodów dziennie. Przęsło między wieżami o wysokości 227 m ma długość 1280 m. Jest on 7 co do wielkości mostem wiszącym w świecie. Każda lina o grubości 93 cm złożona jest z 27572 żył stalowych kabla, a ogólna masa wszystkich lin wynosi 95 tysięcy ton (most w trakcie budowy - 7). Most Bay Bridge (12) jest również w San Francisco (1936 rok). Most Humber nad rzeką Hull w środkowej Angli (7) ma przęsło o długości 1410 m i jest trzecim w świecie po Akashi Kakaio w Japonii (1991 m) oraz Store Baelt w Danii (1624 m). Każdy kabel o średnicy 70 cm w tym moście składa się 14948 ocynkowanych stalowych drutów po 404 druty na każdą z 37 żył biegnących równolegle bez skręceń i sfalowań. Most wiszący w przesmyku Tacoma w Stanie Waszyngton w USA, wówczas trzeci co do wielkości w świecie zwany „Galopująca Gertie”, pod naporem wiatru o prędkości 68 km/h najpierw stracił stateczność (9), a potem runął w dół w 1940 roku (10). Zespół mostów Seto Ohaszi w Japonii łączy wyspy Honsiu i Sikoku nad wewnętrznym Morzem Japońskim, z których południowy Minami Bisan-Seto (13) ma 1100 m, a jego wieże stalowe mają po 194 m wysokości (10 w świecie), a kolejne to Kita Besan Seto (990 m ma 18 miejsce) i Shimotsui Seto (940 m ma 20 miejsce). Dwa mosty linowe po 792 m należą do jednych z najdłuższych w świecie (14). Most linowy Qresundbron łączący Danię ze Szwecją również jest elementem systemu drogowo -mostowego o długości 15,3 km (11). W Chorwacji koło Dubrownika budowany jest most linowy o jednej wieży nad zatoką morską (15).

11

14 15

293

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 294

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi 4.8.5. Hartowanie powierzchniowe DEFINICJA I KLASYFIKACJA NAGRZEWANIA POWIERZCHNIOWEGO

Hartowanie powierzchniowe polega na szybkim nagrzaniu warstwy wierzchniej przedmiotu do temperatury hartowania i następnie szybkim chłodzeniu. Hartowanie powierzchniowe umożliwia ograniczenie nagrzewania do cienkiej warstwy powierzchniowej i to jedynie w miejscach, które powinny być obrobione cieplnie. Nie wywołuje więc dużych naprężeń i odkształceń cieplnych. Hartowanie powierzchniowe umożliwia automatyzację i mechanizację procesów technologicznych obróbki cieplnej. W zależności od sposobu nagrzewania można wyróżnić następujące rodzaje hartowania powierzchniowego: indukcyjne, płomieniowe, laserowe, kąpielowe, kontaktowe, elektrolityczne, impulsowe. HARTOWANIE INDUKCYJNE

Podczas hartowania indukcyjnego grzanie odbywa się prądem elektrycznym indukowanym w obrabianym cieplnie przedmiocie przez zmienne pole magnetyczne. Pole magnetyczne jest wytwarzane przez wzbudnik 1 (rys. 4.77), tj. cewkę zasilaną prądem wytwarzanym przez generator prądu zmiennego. Wśród metod hartowania indukcyjnego, różniących się względnymi ruchami wzbudnika i obrabianego przedmiotu, wyróżnia się metodę jednoczesną, jednoczesno–posuwową, posuwową, posuwowo–obrotową i posuwowo–obwodową. Chłodzenie może być wykonywane przez zanurzenie przedmiotu w kąpieli chłodzącej lub natrysk cieczy chłodzącej bezpośrednio we wzbudniku. Indukcyjnie są hartowane zwykle wałki, koła zębate, zawory, wielowypusty, rolki, sworznie, prowadnice i inne przedmioty, często bardzo drobne.

Rysunek 4.77 Schemat nagrzewania indukcyjnego wałka we wzbudniku jednozwojowym 1 – wzbudnik, 2 – nagrzewany wałek

294

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 295

4.8. Zarys technologii zwykłej obróbki cieplnej

HARTOWANIE PŁOMIENIOWE

Hartowanie płomieniowe polega na nagrzewaniu obrabianego przedmiotu palnikami gazowymi i chłodzeniu. Metody hartowania płomieniowego są podobne do metod hartowania indukcyjnego. Palniki są zwykle sprzężone z natryskiwaczami, co umożliwia bezpośrednie chłodzenie. Tak samo jak w przypadku hartowania indukcyjnego, hartowanie płomieniowe może być stosowane w przypadku obróbki cieplnej wałków, kół zębatych, zwłaszcza o dużych modułach (np. 12 mm), prowadnic łóż obrabiarek, tulei i innych dużych przedmiotów. INNE RODZAJE HARTOWANIA POWIERZCHNIOWEGO

Spośród innych rodzajów hartowania o mniejszym znaczeniu praktycznym można wymienić: hartowanie kąpielowe, hartowanie kontaktowe, hartowanie elektrolityczne.

4.8.6. Odpuszczanie DEFINICJA I KLASYFIKACJA ODPUSZCZANIA

Odpuszczanie polega na nagrzaniu stali zahartowanej do temperatury niższej od Ac1, wygrzaniu w tej temperaturze i ochłodzeniu do temperatury pokojowej. W zależności od temperatury odpuszczanie może być: niskie, średnie, wysokie. ODPUSZCZANIE NISKIE

Odpuszczanie niskie (odprężające) jest wykonywane w temperaturze 150÷200°C i stosowane głównie dla narzędzi, sprężyn, sprawdzianów. Celem tej operacji jest usunięcie naprężeń hartowniczych z zachowaniem dużej twardości, wytrzymałości i odporności na ścieranie. ODPUSZCZANIE ŚREDNIE

Odpuszczanie średnie, odbywające się w temperaturze 250÷500°C, jest stosowane do sprężyn, resorów, matryc i innych części maszyn. W wyniku tej operacji twardość stali ulega wprawdzie niewielkiemu zmniejszeniu, lecz zostają zachowane duża wytrzymałość i sprężystość (rys. 4.78). ODPUSZCZANIE WYSOKIE

Odpuszczanie wysokie, wykonywane w temperaturze wyższej od 500°C, lecz niższej od Ac1, ma na celu osiągnięcie możliwie dobrych własności plastycznych stali. Stosowane jest między innymi dla elementów maszyn, od których wymagana jest wysoka granica plastyczności Re.

295

7-11-02 19:50

Page 296

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi A, Z (%)

Rm, Re (MPa)

(HB)

Z

A Rm HB

stan

Re

stan

4 rozA

Rysunek 4.78 Wpływ temperatury odpuszczania na własności mechaniczne zahartowanej stali zawierającej 0,4% C

STRUKTURY STALI ODPUSZCZONYCH

W wyniku odpuszczania niskiego uzyskuje się strukturę martenzytu niskoodpuszczonego, który w stalach węglowych jest mieszaniną martenzytu tetragonalnego z dyspersyjnymi węglikami typu ε oraz austenitu szczątkowego. Martenzyt średnioodpuszczony cechuje się małym odkształceniem tetragonalnym oraz dyspersyjnymi wydzieleniami cementytu. Martenzyt wysokoodpuszczony nie jest przesycony węglem i charakteryzuje się bardzo małą gęstością dyslokacji, stając się podobny do ferrytu. Występują w nim natomiast wydzielenia cementytu, w dużej mierze skoagulowane. W stalach stopowych wydzielają się węgliki stopowe, ulegające również koagulacji w wyższej temperaturze odpuszczania. Po wysokim odpuszczaniu w strukturze stali stopowych nie ma już austenitu szczątkowego, lub jego udział jest niewielki. UTWARDZANIE I ULEPSZANIE CIEPLNE

Hartowanie i niskie odpuszczanie wykonane łącznie są nazywane utwardzaniem cieplnym. Hartowanie i wysokie odpuszczanie stanowią łącznie tzw. ulepszanie cieplne. Miarą skuteczności ulepszania cieplnego jest stosunek Re : Rm.

296

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 297

4.8. Zarys technologii zwykłej obróbki cieplnej 4.8.7. Obróbka podzerowa ISTOTA OBRÓBKI PODZEROWEJ

Obróbka podzerowa, zwana również wymrażaniem, polega na chłodzeniu stali bezpośrednio po hartowaniu do temperatury niższej od 0°C, wychłodzeniu w tej temperaturze i następnie ogrzaniu do temperatury pokojowej. Obróbka ta umożliwia zmniejszenie udziału austenitu szczątkowego w strukturze stali, powodując zwiększenie udziału martenzytu. Jest stosowana dla stali o temperaturze Mf końca przemiany martenzytycznej niższej od temperatury 0°C. WPŁYW OBRÓBKI PODZEROWEJ NA STRUKTURĘ I WŁASNOŚCI STALI

Obróbka podzerowa powinna być wykonywana niezwłocznie po hartowaniu ze względu na tendencję do stabilizowania się austenitu szczątkowego. Dzięki niej uzyskuje się stabilizację wymiarów obrabianych przedmiotów, praktycznie uniemożliwiając jakiekolwiek przemiany fazowe w temperaturze pokojowej po zakończeniu obróbki. Sprzyja ona jednak zwiększeniu naprężeń cieplnych i strukturalnych, co może być niekiedy przyczyną odkształceń, pęknięć i zniszczeń. Z tego względu obróbka podzerowa nie znalazła szerokiego zastosowania i najczęściej są jej poddawane jedynie sprawdziany i narzędzia pomiarowe.

4.8.8. Utwardzanie wydzieleniowe POJĘCIE UTWARDZANIA WYDZIELENIOWEGO

Stale o strukturze austenitycznej, a także inne stopy – głównie metali nieżelaznych – nie wykazujące przemian alotropowych, lecz charakteryzujące się zmienną rozpuszczalnością jednego ze składników w roztworze stałym (rys. 4.79), mogą

Rysunek 4.79 Fragment układu równowagi z ograniczoną zmienną rozpuszczalnością składnika B i składnika A

297

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 298

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi być poddawane utwardzaniu wydzieleniowemu (porównaj rozdz. 3.3.7). Proces ten stanowią połączone operacje technologiczne: przesycania, starzenia. PRZESYCANIE

Przesycanie polega na nagrzaniu stopu do temperatury wyższej o ok. 30÷50°C (temperatura tp dla stopu I na rys. 4.79) od granicznej rozpuszczalności w celu rozpuszczenia wydzielanego składnika (w stalach najczęściej cementytu trzeciorzędowego) w roztworze stałym, wygrzaniu w tej temperaturze i następnie szybkim chłodzeniu. W wyniku przesycania stop uzyskuje strukturę jednofazową. W przypadku stali austenitycznych strukturę stanowi austenit przesycony węglem. Własności wytrzymałościowe stali po przesycaniu ulegają wprawdzie niewielkiemu zmniejszeniu, lecz zwiększają się własności plastyczne. STARZENIE

Starzenie polega na nagrzaniu stopu uprzednio przesyconego do temperatury niższej od granicznej rozpuszczalności, wygrzaniu w tej temperaturze i studzeniu. W czasie starzenia następuje wydzielanie w przesyconym roztworze stałym składnika znajdującego się w nadmiarze, w postaci faz o wysokiej dyspersji. W niektórych przypadkach starzenie zachodzi z udziałem faz pośrednich oraz stref Guiniera–Prestona, będących kompleksami, w których segregują atomy rozpuszczone w sieci rozpuszczalnika (porównaj rozdz. 7.1.5). Starzenie powoduje umocnienie, przejawiające się zwiększeniem własności wytrzymałościowych i zmniejszeniem własności plastycznych. Przebieg starzenia – jako procesu dyfuzyjnego – zależy od czasu i temperatury (rys. 4.80). Gdy temperatura jest zbyt wysoka, występuje efekt przestarzenia,

Rysunek 4.80 Wykres wpływu temperatury i czasu starzenia na zmiany twardości

298

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 299

4.8. Zarys technologii zwykłej obróbki cieplnej

polegający na koagulacji wydzieleń i zaniku ich koherencji, co nie powoduje wzrostu twardości w stosunku do stanu przesyconego, a przeciwnie – wpływa na jej obniżenie. Starzenie jest przyspieszane przez odkształcenie plastyczne na zimno. Niekiedy starzenie przebiega już w temperaturze pokojowej, wówczas nosi nazwę starzenia samorzutnego. Starzenie może być również procesem niepożądanym, np. w blachach do głębokiego tłoczenia oraz w stalach kotłowych, gdyż powoduje zmniejszenie własności plastycznych i wzrost kruchości.

4.8.9. Naprężenia własne i wady powstające podczas obróbki cieplnej KLASYFIKACJA NAPRĘŻEŃ WŁASNYCH

W wyniku procesów technologicznych, głównie obróbki cieplnej, obróbki plastycznej, odlewania lub spawania, w elementach metalowych mogą występować naprężenia własne, niezależnie od przyłożonych naprężeń zewnętrznych. W zależności od zasięgu działania naprężenia własne można podzielić na: naprężenia pierwszego rodzaju, obejmujące cały przedmiot i powodujące głównie zmiany wymiarów, a także odkształcenia lub pęknięcia związane z obróbką cieplną, naprężenia drugiego rodzaju, występujące w ziarnach, naprężenia trzeciego rodzaju, istniejące w sieci przestrzennej kryształu. Rozkład i wartość naprężeń własnych zależą m.in. od wielkości i kształtu przedmiotu, szybkości chłodzenia, gatunku, struktury, hartowności, przewodnictwa cieplnego i współczynników rozszerzalności temperaturowej stali. Ze względu na przyczyny powstawania naprężenia własne i wywołane przez nie odkształcenia można podzielić na: naprężenia cieplne, powodowane nierównomiernymi dylatacyjnymi zmianami wymiarów w wyniku gradientu temperatury podczas grzania i chłodzenia, naprężenia strukturalne, wywoływane przemianami fazowymi i związanymi z tym zmianami objętości właściwej faz. NAPRĘŻENIA CIEPLNE

Mechanizm tworzenia się naprężeń cieplnych można rozpatrzyć na przykładzie wałka stalowego o średnicy 100 mm. Na rysunku 4.81 przedstawiono krzywe chłodzenia odpowiadające powierzchni P i rdzeniowi R wałka. W miarę upływu czasu chłodzenia zwiększa się gradient temperatury między powierzchnią a rdzeniem wałka, co decyduje o wzroście naprężeń własnych w warstwie przypowierzchniowej (krzywa a), niższych w przypadku odkształcenia plastycznego zachodzącego w podwyższonej temperaturze (krzywa b). Przyczyną wzrostu naprężeń rozciągających w warstwie przypowierzchniowej jest kurczenie się powierzchni bardziej ochłodzonej i oddziaływanie na nią przez rozszerzony rdzeń o znacznie wyższej temperaturze, w którym występują naprężenia ściskające (krzywa c). Po ochłodzeniu do temperatury niższej od temperatury U w warstwie przypowierzchniowej występują naprężenia ściskające, natomiast w rdzeniu – rozciągające.

299

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 300

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi

Rysunek 4.81 Schemat powstawania naprężeń cieplnych (bez strukturalnych) podczas chłodzenia w wodzie wałka stalowego o średnicy 100 mm (według A. Rose); a) zmiany temperatury, b) zmiany naprężeń, c) rozkład naprężeń na przekroju poprzecznym wałka po ochłodzeniu, W – temperatura odpowiadająca maksymalnym naprężeniom rozciągającym na powierzchni

NAPRĘŻENIA STRUKTURALNE

Przyczyną naprężeń strukturalnych w stali jest przemiana γ → α. Martenzyt wykazuje bowiem największą objętość właściwą, natomiast austenit – najmniejszą. Różnica objętości wynosi 1÷1,5% i jest większa niż w przypadku zmian objętości powodowanych gradientem temperatury.

300

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 301

4.8. Zarys technologii zwykłej obróbki cieplnej

Przemiana martenzytyczna przebiega najszybciej na powierzchni, powodując zwiększenie objętości warstwy powierzchniowej. Rdzeń, chłodzony wolniej, w którym przemiana martenzytyczna przebiega później, ulega rozciąganiu, powodując ściskanie w warstwie powierzchniowej. Przebieg przemiany martenzytycznej w rdzeniu powoduje z kolei rozciąganie warstwy zewnętrznej, zahartowanej wcześniej, i ściskanie rdzenia. Po ochłodzeniu materiału naprężenia cieplne i strukturalne nakładają się. Gdy naprężenia wypadkowe okażą się większe od wytrzymałości stali, następuje pęknięcie hartownicze. Naprężenia własne mogą też zsumować się z naprężeniami zewnętrznymi, powodując zniszczenie metalu w wyniku przekroczenia wytrzymałości. KLASYFIKACJA WAD POWSTAJĄCYCH PODCZAS OBRÓBKI CIEPLNEJ

Do podstawowych wad, które mogą być powodowane obróbką cieplną stali, należą: odkształcenia, wypaczenia, pęknięcia. Na rysunku 4.82 podano podstawowe przyczyny zmian wymiarowych powstających podczas obróbki cieplnej. ZMIANY WYMIAROWE I ODKSZTAŁCENIA

Zmiany wymiarowe i odkształcenia obrabianych przedmiotów powstające podczas obróbki cieplnej są powodowane przez naprężenia: cieplne, strukturalne. Przemiany przechłodzonego austenitu w martenzyt lub bainit powodują zwiększanie się objętości i wymiarów. Naprężenia wyłącznie cieplne sprzyjają zmniejszaniu wymiarów maksymalnych i zwiększaniu minimalnych oraz dążeniu przedmiotów cylindrycznych lub sześciennych do przyjęcia kształtu zbliżonego do kuli. Przebieg przemiany martenzytycznej w warstwie zewnętrznej oraz jej brak w rdzeniu powodują odkształcenie o odwrotnym charakterze w porównaniu z odkształceniami wyłącznie cieplnymi. Wymiary największe ulegają zwiększeniu, najmniejsze – zmniejszeniu, a kształt przedmiotu staje się zbliżony do szpulki. Wymiary przedmiotów obrobionych cieplnie różnią się od wymiarów wyjściowych. Odkształcenia powodowane obróbką cieplną mogą być zmniejszane przez dobór odpowiedniego gatunku stali oraz korzystnych warunków obróbki cieplnej, np. z podgrzewaniem i chłodzeniem stopniowym lub z przystankami izotermicznymi. PACZENIE

W przypadku gdy przedmioty obrabiane cieplnie są zanurzane w kąpieli chłodzącej w sposób nieprawidłowy, a szybkość chłodzenia różnych powierzchni tego przedmiotu w danej chwili jest różna, występują skrzywienia i wypaczenia. Paczenie się stali polega na niesymetrycznej zmianie wymiarów przedmiotu wskutek nieprawidłowego sposobu zanurzania przedmiotu w ośrodku chłodzącym. Paczenia trudniej się ustrzec w długich i smukłych produktach niż małych, o małej smukłości. W celu zmniejszenia niekorzystnego działania tego zjawiska przedmioty hartowane można chłodzić w stanie naprężonym, np. w prasach hartowniczych.

301

4 rozA

7-11-02 19:50

Page 302

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi

Rysunek 4.82 Schemat podstawowych przyczyn zmian wymiarowych powstających podczas obróbki cieplnej stali (opracowano według H. Waltona oraz G.E. Tottena i M.A.H. Howesa na podstawie schematu K. Ishikawy)

302

4 rozA

7-11-02 19:51

Page 303

4.8. Zarys technologii zwykłej obróbki cieplnej

PĘKNIĘCIA HARTOWNICZE

Pęknięcia powstają w wyniku hartowania wtedy, gdy naprężenia rozciągające pierwszego rodzaju są większe od wytrzymałości. Pęknięcia hartownicze powstają w temperaturze niższej od Ms, głównie w czasie chłodzenia. Skłonność do pęknięć zwiększa się wraz ze wzrostem stężenia węgla w stali, podwyższeniem temperatury hartowania i zwiększeniem szybkości chłodzenia w zakresie między temperaturami początku i końca przemiany martenzytycznej. Przyczyną pęknięć hartowniczych może być również występowanie karbów, gwałtownej zmiany przekroju lub miejscowych zagłębień i występów. Pęknięcia należą do wad obróbki cieplnej, które nie mogą być usunięte. Przeciwdziałanie tworzeniu się tych wad polega na unikaniu karbów, hartowaniu z możliwie najniższej temperatury, łagodnym chłodzeniu w zakresie między temperaturami początku i końca przemiany martenzytycznej. PRZYCZYNY WAD HARTOWNICZYCH

Do podstawowych przyczyn powstawania wad hartowniczych należą: nieprawidłowe przygotowanie przedmiotów obrabianych cieplnie przez pozostawienie powierzchni skorodowanych, zaolejonych lub zamalowanych, co sprzyja tworzeniu miękkich plam o niskiej twardości, nieprawidłowy załadunek i rozmieszczenie przedmiotów w piecu, co w wyniku nierównomiernego nagrzewania powoduje krzywienie, nagrzewanie ze zbyt dużą szybkością bez wstępnego podgrzewania, co powoduje wypaczanie i pęknięcia, zbyt niska temperatura lub za krótki czas nagrzewania, co uniemożliwia otrzymanie struktury martenzytycznej i powoduje zbyt niską twardość zahartowanej stali, zbyt wysoka temperatura lub za długi czas nagrzewania, co jest przyczyną nadtopień lub przegrzania stali, brak atmosfery ochronnej, co wywołuje utlenianie i odwęglanie powierzchni stali, a w konsekwencji – pogorszenie własności mechanicznych elementów po hartowaniu oraz zmniejszenie twardości warstwy powierzchniowej, zbyt duża szybkość chłodzenia i nieprawidłowe zanurzanie przedmiotu do kąpieli chłodzącej, co jest przyczyną pęknięć, wypaczeń i wykrzywień, zbyt mała szybkość chłodzenia lub mała ilość ośrodka chłodzącego, co nie zapewnia uzyskania struktury martenzytycznej i powoduje otrzymanie niskich własności wytrzymałościowych po hartowaniu. WADY POWODOWANE NIEPRAWIDŁOWYM ODPUSZCZANIEM LUB WYŻARZANIEM

Nieprawidłowe odpuszczanie lub jego zupełny brak jest przyczyną kruchości i niskich własności plastycznych stali obrobionej cieplnie. W przypadku stali wysokostopowych wykazujących efekt twardości wtórnej, np. stali narzędziowych lub szybkotnących, nieodpowiednia temperatura odpuszczania powoduje otrzymanie narzędzi o zbyt małej twardości i niekorzystnych własnościach eksploatacyjnych, np. małej odporności na ścieranie. Podobne są przyczyny powstawania wad podczas innych operacji obróbki cieplnej, np. wyżarzania, przesycania i starzenia.

303

4 rozA

7-11-02 19:51

Page 304

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi USUWANIE WAD HARTOWNICZYCH

Niektóre wady hartownicze, np. niedogrzanie lub miękkie plamy, można usunąć przez powtórną obróbkę cieplną, polegającą na wyżarzaniu zmiękczającym lub normalizującym i następnie hartowaniu stali. W przypadku wygięcia lub wypaczenia przedmiotów zahartowanych, można je wyprostować i następnie wyżarzyć odprężająco. W razie nieskuteczności tych operacji wypaczony przedmiot można poddać wyżarzaniu zmiękczającemu, wyprostować go i ponownie zahartować. Przedmioty odwęglone lub utlenione w czasie hartowania, można poddać szlifowaniu, jeżeli założone naddatki są odpowiednio duże, co umożliwi uzyskanie wymaganej twardości także na powierzchni przedmiotu. W przypadku gdy wymienione operacje nie przyniosą spodziewanych rezultatów lub gdy obrabiany przedmiot ulegnie pęknięciu, należy zakwalifikować go jako brak.

304

4 rozB

7-11-02 19:55

Page 305

4.9. Hartowność i odpuszczalność stali 4.9.1. Hartowność stali POJĘCIE HARTOWNOŚCI

Podatność stali na hartowanie, zwana hartownością, jest wyrażana zależnością przyrostu twardości w wyniku hartowania od warunków austenityzowania i szybkości chłodzenia. O hartowności stali współdecydują: utwardzalność, przehartowalność. UTWARDZALNOŚĆ

Utwardzalność to podatność stali na hartowanie, miarą której jest zależność największej – możliwej do uzyskania po hartowaniu – twardości od warunków austenityzowania. Utwardzalność jest uzależniona od warunków austenityzowania oraz stężenia węgla w austenicie (rys. 4.83). 70

60

99,9 95 90 80 50

50

40

30

0

0,2

0,2

0,6

0,8

Rysunek 4.83 Wpływ stężenia węgla na twardość stali zahartowanej o różnym udziale martenzytu w strukturze (według J.M. Hodge’a i M.A. Orehoskiego) PRZEHARTOWALNOŚĆ

Przez przehartowalność rozumie się podatność stali na hartowanie jako zależność przyrostu twardości w wyniku hartowania od szybkości chłodzenia. Na przehartowalność w sposób znaczący wpływają stężenie węgla i pierwiastków

305

4 rozB

7-11-02 19:55

Page 306

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi stopowych w roztworze stałym podczas austenityzowania, stopień jednorodności austenitu oraz wielkość jego ziarn. Na rysunku 4.84 podano schematycznie sposób rozróżniania obydwu pojęć decydujących o hartowaniu stali. Równoległy rozkład twardości na przekroju prętów ze stali 1 i 2 oraz jednakowa grubość g warstwy zahartowanej o udziale, np. 80% martenzytu, świadczą o jednakowej przehartowalności obydwu stali. Różnią się one jednak utwardzalnością, gdyż twardość stali 1 o większym stężeniu węgla jest większa.

Rysunek 4.84 Schemat rozkładu twardości na przekroju prętów o jednakowej średnicy z dwóch stali o tej samej przehartowalności, lecz różnej utwardzalności, 1 – stal węglowa o stężeniu C większym niż w stali 2, 2 – stal niskostopowa

ŚREDNICA KRYTYCZNA

Miarą przehartowalności stali jest krytyczna szybkość hartowania lub średnica krytyczna Dn, tj. średnica pręta, w którym po zahartowaniu w ośrodku o określonej intensywności chłodzenia w osi przekroju poprzecznego obrabianego elementu uzyskuje się strukturę złożoną z co najmniej n % martenzytu (indeks n odpowiada udziałowi martenzytu w strukturze podanemu w %, np. D80 lub D50 – rys. 4.85). Średnica D50 jest nazywana średnicą półmartenzytyczną.

Rysunek 4.85 Schemat zależności grubości warstwy zahartowanej w pręcie o średnicy d od krytycznej szybkości chłodzenia różnych stali o hartowności: a) małej, b) średniej, c) dużej

WSPÓŁCZYNNIK INTENSYWNOŚCI CHŁODZENIA

Wartość średnicy krytycznej zależy od zdolności chłodzącej ośrodka oziębiającego, której miarą jest współczynnik intensywności chłodzenia H. Współczynnik ten określa względną zdolność chłodzenia ośrodka w porównaniu z wodą, dla

306

4 rozB

7-11-02 19:55

Page 307

4.9. Hartowność i odpuszczalność stali

której przyjmuje się H = 1. Wielkość ta może zmieniać swą wartość od H = 0 dla ośrodka, który jest idealnym izolatorem, czyli zupełnie nie odbiera ciepła, do H = ∞ – dla idealnego ośrodka chłodzącego, w którym powierzchnia przedmiotu chłodzonego natychmiast oziębiałaby się do temperatury ośrodka. Wartość współczynnika H zależy także w dużym stopniu od intensywności ruchu przedmiotu względem ośrodka chłodzącego (tabl. 4.11).

Tablica 4.11 Orientacyjne wartości współczynnika intensywności chłodzenia H dla różnych ośrodków chłodzących

Ruch ośrodka względem przedmiotu

Wartość współczynnika H dla: wodnego roztworu NaCl

wody

oleju

powietrza

Żaden

2

1

0,3

0,02

Mały

2,2

1,3

0,4

1,5

0,5

5

2

0,8

7,5

4

1,1

10

1,5

Średni Silny Gwałtowny Natrysk

0,05

METODA JOMINY’EGO OKREŚLANIA HARTOWNOŚCI

Najpowszechniej stosowaną metodą określania hartowności stali jest próba Jominy’ego hartowania od czoła (PN-EN ISO 642:2002). Metoda ta polega na oziębianiu strumieniem wody, czołowej powierzchni próbki walcowej o średnicy 25 mm i długości 100 mm (rys. 4.86), po austenityzowaniu w warunkach zalecanych dla

Rysunek 4.86 Próbki do badania hartowności metodą chłodzenia od czoła dla stali o krytycznej szybkości chłodzenia a) średniej (według PN-EN ISO 642:2002), b) małej (według A. Randaha i K. Vettera), c) dużej (według A. Rose i L. Rademachera)

307

4 rozB

7-11-02 19:55

Page 308

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi danego gatunku stali. Próba odbywa się na stanowisku, którego schemat podano na rys. 4.87. Na próbkach zahartowanych w tych warunkach wykonuje się próby twardości wzdłuż zeszlifowanej tworzącej próbki w odległości co 2 mm, poczynając od czoła próbki. Następnie sporządza się wykres twardości

Rysunek 4.87 Schemat stanowiska do prób hartowności metodą chłodzenia od czoła; 1 – zbiornik z wodą, 2 – wanna, 3 – zawór, 4 – dysza wodna, 5 – przesłona, 6 – uchwyt próbki, 7 – próbka

w funkcji odległości od czoła próbki (rys. 4.88), zwany krzywą hartowności, nanosząc średnie wyników pomiarów z dwóch przeciwległych tworzących. Wobec rozrzutu składu chemicznego stali dopuszczalnego przez normy, dla stali tego samego gatunku z poszczególnych wytopów uzyskuje się krzywe hartowności nieco różniące się między sobą. Obszar między maksymalnymi a minimalnymi wartościami twardości jest nazywany pasmem hartowności (rys. 4.88). Próba określania hartowności metodą Jominy’ego może być stosowana dla stali o średniej hartowności, a w przypadku użycia próbek o odpowiednio zmodyfikowanych kształtach – także dla stali o małej i dużej hartowności (rys. 4.86b i c).

60

50

40

30

20

Rysunek 4.88 Pasmo hartowności stali 37Cr4+H METODA KRZYWYCH „U“ OKREŚLANIA HARTOWNOŚCI

Sposobem określania hartowności o wiele bardziej pracochłonnym od metody Jominy’ego jest metoda polegająca na hartowaniu w stałych warunkach prętów z danego gatunku stali o różnych średnicach i wyznaczaniu rozkładu twardości na przekroju poprzecznym każdego pręta wzdłuż średnicy. Wyniki próby podaje się w postaci wykresu twardości w funkcji odległości od środka próbki wzdłuż średnicy – tzw. krzywych „U“ (rys. 4.89).

308

4 rozB

7-11-02 19:55

Page 309

4.9. Hartowność i odpuszczalność stali

Rysunek 4.89 Rozkład twardości wzdłuż średnicy przekroju poprzecznego zahartowanych prętów ze stali stopowej zawierającej ok. 1,35% C, 1,5% Cr i 0,2% V

HARTOWNOŚĆ JAKO KRYTERIUM DOBORU STALI KONSTRUKCYJNYCH

Znajomość rozkładu twardości w zależności od odległości od czoła próbki oraz rozkładu szybkości chłodzenia próbek chłodzonych od czoła umożliwia racjonalny dobór stali ulepszonej cieplnie lub nawęglonej na elementy konstrukcyjne. Ponieważ jednakowej szybkości chłodzenia na przekroju elementu ze stali obrabianej cieplnie oraz na próbce hartowanej od czoła z tej samej stali odpowiada jednakowa twardość, opracowano wykresy korelacji szybkości chłodzenia prętów okrągłych i próbek do oceny hartowności metodą hartowania od czoła (rys. 4.90). Nałożenie na siebie tych wykresów oraz krzywych hartowania umożliwia określenie

Rysunek 4.90 Korelacja szybkości chłodzenia prętów okrągłych oraz próbki typu Jominy’ego a) w wodzie, b) w oleju (według katalogu firmy Röchlingsche Eisen und Stahlwerke)

309

4 rozB

7-11-02 19:55

Page 310

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi rozkładu twardości na przekroju prętów (rys. 4.91). W ten sposób można np. określić, przy jakiej maksymalnej średnicy i z użyciem jakiego ośrodka chłodzącego stal zahartuje się na wskroś.

Rysunek 4.91 Graficzne wyznaczanie rozkładu minimalnej twardości na przekroju pręta ∅60 mm ze stali 41Cr4 po hartowaniu w oleju – krzywe szybkości chłodzenia na przekroju prętów nałożone na pasmo hartowności (według W. Lutego)

4.9.2. Metody obliczania i modelowania hartowności OBLICZANIE I MODELOWANIE HARTOWNOŚCI

W celu sklasyfikowania stali, a także posługiwania się hartownością przy doborze stali oblicza się różne wskaźniki i funkcje spełniające zadanie mierników hartowności*), a wśród nich: DI50–95 – idealne średnice krytyczne przy zróżnicowanym udziale martenzytu w osi przekroju, DH50–95 – średnice krytyczne dla ośrodków o zróżnicowanej intensywności chłodzenia H, przy założonym udziale martenzytu w osi przekroju, Hl = f(l) – krzywą Jominy’ego stali, opisującą zmiany twardości HRC próbki Jominy’ego w funkcji odległości l od czoła próbki. Na podstawie obliczonej wartości idealnej średnicy krytycznej DI50 można określić średnice krytyczne DH50 dla ośrodków chłodzących o intensywności chłodzenia H od 0,01 do 10,0. Dodatkowo można obliczyć rzeczywiste średnice krytyczne DHn dla innych udziałów martenzytu w osi przekroju (np. 80%, 90% i 95%). Znajomość idealnej średnicy krytycznej umożliwia także obliczenie przebiegu krzywej Jominy’ego, przez obliczenie twardości stali w pobliżu czoła próbki Jominy’ego Hj w funkcji stężenia węgla w stali i znalezienie wartości dzielników dl = Hj /Hl , które umożliwiają obliczenie twardości Hl w przyjętych odległościach od czoła próbki Jominy’ego. *)

310

Dane publikowane w niniejszym rozdziale są wynikiem wspólnych prac Autora i W. Sitka.

4 rozB

7-11-02 19:55

Page 311

4.9. Hartowność i odpuszczalność stali

OBLICZANIE IDEALNEJ ŚREDNICY KRYTYCZNEJ

Na podstawową idealną średnicę krytyczną DIw (dotyczącą czystego stopu Fe–C o określonej wielkości ziarna), wpływa zarówno stężenie węgla jak i wielkość ziarna, co uwzględnia zależność: DIw = 0,6(%C)0,5 exp(–0,816N),

(4.15)

gdzie: %C – stężenie węgla w stali, nie większe niż 0,9%, N – wskaźnik wielkości ziarna austenitu pierwotnego w zakresie 5÷8 według skali zawartej w PN-84/H-04507/01.

Rysunek 4.92 Zależność idealnej średnicy krytycznej podstawowej DIw od stężenia węgla i wielkości ziarna austenitu pierwotnego dla stali a) średnio- i niskowęglowych (według A.F. Retany i D.V. Doane’a) lub temperatury hartowania dla stali b) wysokowęglowych (według C.F. Jatczaka) Tablica 4.12 Współczynniki wielomianów stosowanych w procedurach obliczeniowych DIw dla wielkości ziarna N = 7 Współczynniki Zakres stosowania, % C A0

A1

A2

C ≤0,39

0

0,54

0

0,39< C ≤0,55

0,171

0,001

0,265

0,55< C ≤0,75

0,115

0,268

–0,038

0,75< C ≤0,9

0,062

0,409

–0,135

Zależność idealnej średnicy krytycznej podstawowej DIw od stężenia węgla i wielkości ziarna austenitu pierwotnego, a także temperatury hartowania przedstawiono na rysunku 4.92. Zależności te mogą być aproksymowane wielomianami: 2

D Iw = ∑ Ai (% C)i ,

(4.16)

i =0

których współczynniki zostały zestawione w tablicy 4.12.

311

4 rozB

7-11-02 19:55

Page 312

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi OBLICZANIE WPŁYWU DODATKÓW STOPOWYCH

Zgodnie ze stosowaną do dnia dzisiejszego metodą opracowaną przez M.A. Grossmanna z modyfikacjami uwzględniającymi najnowsze wyniki badań, najszerzej rozwiniętymi w metodzie zalecanej w normie ASTM A255-1985 (appendix X2), wpływ dodatków stopowych na idealną średnicę krytyczną uwzględniany jest przez mnożniki średnicy podstawowej: ÷

÷

÷

÷

Rysunek 4.93 Mnożniki kd do obliczania idealnych średnic krytycznych DI50 dla stali a) nisko- i średniowęglowych (według A.F. Retany i D.V. Doane’a), b) ÷ e) wysokowęglowych (według C.F. Jatczaka) Si* – dotyczy stali średniostopowych o bainitycznej strukturze wyjściowej

312

4 rozB

7-11-02 19:55

Page 313

4.9. Hartowność i odpuszczalność stali

n

D I 50 = D Iw ∏ k d ,

(4.17)

d =1

gdzie: DI50 – idealna średnica krytyczna (maksymalna średnica pręta okrągłego chłodzonego w warunkach idealnych, tj. przy intensywności chłodzenia H = ∞) dla udziału co najmniej 50% martenzytu w środku przekroju, kd – mnożniki uwzględniające wpływ dodatku stopowego d. Zależność mnożników kd od stężenia dodatków stopowych podana jest w formie wykresów (rys. 4.93), a ich wartości można obliczyć wykorzystując wielomiany ze współczynnikami podanymi w tablicy 4.13 zgodnie z ogólną zależnością: 2

k d = ∑ Ai (% d )i .

(4.18)

i =0 Tablica 4.13 Współczynniki wielomianów stosowanych w procedurach obliczeniowych kd

Współczynniki Mnożnik

Pierwiastek

kMn

A0

A1

A2

Mn ≤1,2

1

3,3333

0

kMn

1,2< Mn ≤1,95

–1,12

5,1

0

kSi

Si

1,0001

0,699986

0

kNi

Ni

0,989046

0,382183

0

kCr

Cr

0,999962

2,16

0

kMo

Mo

1

3

0

kV

V

1

1,73

0

kCu

Cu

1,0016

0,362482

0

kS

S

1,001

–0,815

0,595

kP

P

0,999

2,623

0

OBLICZANIE WPŁYWU BORU

Wpływ boru oblicza się poprzez wprowadzenie czynnika boru kB (BF), którego wartość zależy od stężenia węgla oraz wpływu dodatków stopowych uwzględnionych w czynniku kds (AF): kds = D150/DIw = kMn kSi kNi kCr kMo kCu kV .

(4.19)

Wartości kB można obliczyć z zależności: 5

k B = ∑ Ai (% C)i .

(4.20)

i =0

313

4 rozB

7-11-02 19:55

Page 314

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi Współczynniki Ai w zależności (4.20) zależą od wartości kds oraz od stężenia węgla w stali i zostały podane przykładowo w tablicy 4.14. Dokładne wartości kB mogą być każdorazowo wyliczane jedynie dla przyjętych w normie wielkości kds.

Tablica 4.14 Współczynniki wielomianów stosowanych w procedurach obliczeniowych mnożnika boru kB Zakres stosowania

Współczynniki

A0

A1

A2

A3

A4

A5

kds ≤5

13,03059

–99,60059

374,8548

–707,3473

649,0013

–231,1499

5< k ds ≤7

10,29157

–69,64546

245,7061

–445,398

398,804

–140,6225

7< k ds ≤9

10,45573

–79,18535

311,9332

–630,549

627,6022

–244,4064

9< k ds ≤11

9,005326

–64,3767

249,6933

–506,0601

509,4772

–201,9323

11< k ds ≤13

8,054231

–55,1017

213,6752

–447,8863

477,8413

–204,4974

Bor wpływa na wielkość wskaźników opisujących hartowność stali pod warunkiem, że: stal jest w pełni odtleniona i odgazowana, stal zawiera Al, Ti, Zr i/lub inne składniki zapewniające związanie azotu, warunki austenityzowania zapewniają optymalny udział boru w roztworze stałym. OBLICZANIE WPŁYWU UDZIAŁU MARTENZYTU

Do obliczania idealnych średnic krytycznych przy innym niż 50%–wy udział martenzytu w osi przekroju, służą zależności podane przez J.M. Hodge’a i M.A. Orehoskiego (rys. 4.94) przedstawione w postaci wielomianu:

Rysunek 4.94 Zależność idealnych średnic krytycznych od udziału martenzytu w strukturze stali (według W. Lutego)

314

4 rozB

7-11-02 19:55

Page 315

4.9. Hartowność i odpuszczalność stali

2

D In = ∑ Ai (D Iw )i ,

(4.21)

i =0

gdzie: n – udział objętościowy martenzytu w osi przekroju. Współczynniki wielomianów zestawiono w tablicy 4.15.

Tablica 4.15 Współczynniki wielomianów stosowanych w procedurach obliczeniowych DIn dla udziału martenzytu w osi przekroju n

Udział martenzytu n, %

Współczynniki A0

A1

A2

95

1,775

0,786556

–0,00138986

90

1,56099

0,862068

–0,00117582

80

0,967033

0,938447

–0,00118931

OBLICZANIE RZECZYWISTYCH ŚREDNIC KRYTYCZNYCH

Dla wyznaczenia wartości rzeczywistych średnic krytycznych dla wybranych ośrodków chłodzących, o intensywnościach chłodzenia: H = 1,0; 0,7; 0,35 i 0,2 wykorzystuje się odpowiednie krzywe umieszczone na rysunku 4.95, opisane zależnością: 3

D H = ∑ Ai (D Iw )i .

(4.22)

i =0

Wartości współczynników zestawiono w tablicy 4.16.

Rysunek 4.95 Zależność między idealną a rzeczywistą średnicą krytyczną przy różnej intensywności chłodzenia H (według M.A. Grossmanna, M. Asimowa i S.F. Urbana)

315

4 rozB

7-11-02 19:55

Page 316

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi Tablica 4.16 Współczynniki wielomianów stosowanych w procedurach obliczeniowych DH dla wybranych ośrodków chłodzących o różnej intensywności chłodzenia H

Współczynniki

Intensywność chłodzenia H

A0

A1

A2

A3

0,2

–0,0793114

0,119424

0,00370176

–7,08864 ⋅10–6

0,35

–1,39139

0,230859

0,00402278

–8,00256 ⋅10–6

0,7

–2,4996

0,378908

0,00461382

–1,06665 ⋅10–5

1

–2,89353

0,500249

0,00388165

–9,40834 ⋅10–6

OBLICZANIE KRZYWEJ HARTOWNOŚCI METODĄ ASTM

Metoda obliczania hartowności zalecana w normie ASTM A255 wykorzystuje średnicę krytyczną do obliczania krzywej hartowności według wzoru: Hl =

Hj dl

,

(4.23)

gdzie: Hj, Hl – odpowiednio twardość na powierzchni oraz dla punktu odległego o l od czoła próbki Jominy’ego, dl – dzielnik dla punktu odległego o l od czoła próbki Jominy’ego. Twardość Hj, uzyskiwaną w pobliżu czoła próbki Jominy’ego, analogicznie jak twardość struktury półmartenzytycznej H50 dla danej stali oblicza się z zależności: 5

H j = ∑ Ai (%C) i.

(4.24)

i =0

Tablica 4.17 Współczynniki wielomianów stosowanych w procedurach obliczeniowych dla określonych twardości Hj i H50

Współczynniki Twardość

A0

A1

A2

A3

A4

A5

Hj

35,395

6,99

312,33

–821,744

1015,479

–538,346

H50

22,974

6,21

356,364

–1091,488

1464,88

–750,441

Wartości współczynników Ai podano w tablicy 4.17. Dzielniki dl mają postać wielomianu: 5

d l = ∑ Ail D I , i

(4.25)

i =0

gdzie: DI – idealna średnica krytyczna w mm, Ail – współczynnik stopnia i w punkcie l odległym od czoła próbki Jominy’ego. Wartości Ail podane w normie ASTM A255 są obarczone błędami ze względu na przyjęte zbyt zgrubne zaokrąglenia, stąd zalecane jest wykorzystywanie ich poprawnych wartości zestawionych w niniejszym rozdziale i przykładowo podanych w tablicy 4.18 dla różnych odległości od czoła próbki Jominy’ego.

316

7-11-02 19:55

Page 317

4.9. Hartowność i odpuszczalność stali

Tablica 4.18 Współczynniki wielomianów stosowanych w procedurach obliczeniowych dl

niezawierające boru

Grupa stali

zawierające bor

4 rozB

Odległość od czoła, mm

3 6

Współczynniki A0

A1

1,55178

–0,026051

4,52244

–0,157727

A2

A3

A4

A5

0,000429702

–2,48638 ⋅ 10–6

0

0

0,00282099

–2,3052 ⋅ 10–5

7,10938 ⋅ 10–8

0

9

4,16084

–0,078001

0,000678691

–2,05388 ⋅ 10–6

0

0

12

4,40247

–0,0749405

0,000590939

–1,63955 ⋅ 10–6

0

0

15

4,71993

–0,0774409

0,000581708

–1,53896 ⋅ 10–6

0

0

3

1,36183

–0,011187

0,000111898

–3,73023 ⋅ 10–7

0

0

4,38249 ⋅ 10–6

–1,2117 ⋅ 10–8

6

25,1883

–1,65442

0,0456792

–6,32738 ⋅ 10–3

9

12,0721

–0,436748

0,00655706

–4,39764 ⋅ 10–5

1,10527 ⋅ 10–7

0

0,00237088

–9,1925 ⋅ 10 –6

9,84317 ⋅ 10 –9

0

0,00275915

–1,27058 ⋅ 10–5

2,16941 ⋅ 10–8

0

12 15

9,59515

–0,240362

10,6938

–0,265819

OBLICZANIE KRZYWEJ HARTOWNOŚCI METODĄ A. MOSERA I A. LEGATA

Hartowność może być również obliczana inną metodą podaną przez A. Mosera i A. Legata: n

D I = D Iw ∏ B p[% p ] ,

(4.26)

p =1

gdzie: DIw – podstawowa idealna średnica krytyczna obliczona według wzoru (4.15), %p – stężenie pierwiastka stopowego p, Bp – współczynniki określające oddziaływanie pierwiastków stopowych na hartowność.

Tablica 4.19 Wartości współczynników Bp określających oddziaływanie pierwiastków stopowych

Wartości współczynników Bp podano w tablicy 4.19. Współczynnik

BMo

BMn

BCr

BSi

BNi

Wartość

3,28

2,21

2,13

1,4

1,47

METODY KOMPUTEROWEGO WSPOMAGANIA MODELOWANIA KRZYWYCH HARTOWNOŚCI

Dokonana analiza wskazuje, że żadna z dotychczasowych metod obliczania hartowności nie odpowiada z wystarczająco dużą dokładnością wynikom badań doświadczalnych. Niektóre z tych metod mogą jednak znaleźć zastosowanie przy ograniczonym zakresie stężeń węgla i głównych pierwiastków stopowych w stalach

317

4 rozB

7-11-02 19:55

Page 318

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi albo nawet wyłącznie dla niektórych grup lub pojedynczych gatunków stali. Przykładowo, metoda A. Mosera – A. Legata może być stosowana wyłącznie dla stali do nawęglania, pomimo paradoksalnego podania przez autorów tej metody, że nie należy jej stosować właśnie dla stali zawierających poniżej 0,2% C. Najpowszechniej znaną metodę, objętą normą ASTM A255, można natomiast stosować wyłącznie dla niektórych gatunków stali do ulepszania cieplnego. Wobec praktycznej nieprzydatności dotychczas opublikowanych metod opracowano nową metodę obliczania krzywych hartowności Jominy’ego, o wystarczającej adekwatności do krzywych uzyskiwanych doświadczalnie. Nowa metoda modelowania krzywych hartowności stali konstrukcyjnych stopowych jest oparta na automatycznej klasyfikacji tych stali, ze względu na wartość czynnika stopowego AF podanego w normie ASTM A255 i na następnym zastosowaniu modelu samouczących się sztucznych sieci neuronowych do obliczania krzywej hartowności, opracowanego na podstawie obszernych baz danych materiałowych. Program komputerowy wykorzystujący tę metodę stanowi fragment złożonego komputerowego systemu doboru stali konstrukcyjnych stopowych na elementy maszyn i urządzeń. System ten umożliwia również przewidywanie składu chemicznego stali na podstawie znanego przebiegu krzywej hartowności Jominy’ego, co umożliwia m.in. bieżącą kontrolę składu chemicznego stali o żądanym przebiegu krzywej hartowności, bezpośrednio podczas procesu jej wytapiania. Praktyczne stosowanie systemów komputerowego wspomagania doboru materiałów umożliwia eliminowanie czynników subiektywnych, a nawet błędów w doborze materiałów.

4.9.3. Odpuszczalność POJĘCIE ODPUSZCZALNOŚCI

Reagowanie struktur utworzonych z przechłodzonego austenitu na odpuszczanie jest nazywane odpuszczalnością. Zwykle pojęcie odpuszczalności ogranicza się do ujmowania zależności twardości od temperatury odpuszczania przy stałym czasie tej operacji. Wykresy przedstawiające te zależności dla poszczególnych gatunków stali są publikowane w technicznej literaturze i kartach materiałowych. Odpuszczalność zależy od struktury stali po hartowaniu i jest ściśle związana z temperaturą i czasem odpuszczania. PARAMETR ODPUSZCZANIA

Wpływ temperatury i czasu odpuszczania na twardość stali węglowej ujmuje parametr odpuszczania M – J.H. Hollomona i L.D. Jaffe’a: M = T⋅(C + log τ), gdzie: T – temperatura odpuszczania w skali bezwzględnej, τ – czas odpuszczania w s, C – stała zależna od stężenia węgla (rys. 4.96).

318

(4.27)

4 rozB

7-11-02 19:55

Page 319

4.9. Hartowność i odpuszczalność stali

Rysunek 4.96 Wartości stałej C w równaniu (4.27) parametru odpuszczania dla stali o różnym stężeniu węgla (według J.H. Hollomona i L.D. Jaffe’a)

NOMOGRAMY DO DOBORU WARUNKÓW ODPUSZCZANIA STALI

Odczytanie odpowiednich wartości twardości po odpuszczaniu w różnych warunkach umożliwiają specjalne nomogramy. Na rysunku 4.97 przedstawiono nomogram, który – oprócz wpływu temperatury i czasu odpuszczania – ujmuje oddziaływanie stężenia węgla na twardość stali odpuszczonej po uprzednim zahartowaniu w warunkach zapewniających otrzymanie niemal czystej struktury martenzytycznej. Nomogram taki umożliwia dobór warunków odpuszczania stali węglowej o danym stężeniu węgla, zapewniającym wymaganą twardość. Na przykład stal

Rysunek 4.97 Nomogram do określania twardości stali węglowych w zależności od warunków odpuszczania (według A.P. Gulajewa)

o stężeniu 0,7% C (punkt 1′) w celu uzyskania twardości 50 HRC należy odpuszczać w temperaturze 350°C przez 2 h (punkt 3′) lub 400°C przez ok. 9 min (punkt 3′′). W celu wyznaczenia tych warunków odpuszczania twardość odpowiadającą analizowanej stali odczytaną w prawej części nomogramu należy sprowadzić do stężenia 0,35% C (punkt 2′), któremu odpowiada lewa część nomogramu. Powyższy nomogram umożliwia również – w sposób zaznaczony strzałkami na rysunku 4.97 – wyznaczenie twardości stali o określonym stężeniu węgla,

319

4 rozB

7-11-02 19:55

Page 320

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi

stal C45

Rysunek 4.98 Zależność twardości stali C45 od temperatury i czasu odpuszczania (według W. Lutego)

np. 0,59% C (punkt 3), odpuszczonej w określonych warunkach – np. w temperaturze 500°C przez 5 h (punkt 1). W rzeczywistości w wyniku hartowania nie uzyskuje się czystej struktury martenzytycznej. Twardość stali może być wówczas mniejsza od twardości martenzytu stali o danym stężeniu węgla. Z tego względu znaczenie praktyczne uzyskują również nomogramy uwzględniające wpływ różnych struktur po hartowaniu na twardość stali odpuszczonej w różnych warunkach. Nomogram taki, dla danego gatunku stali (rys. 4.98), umożliwia określenie warunków odpuszczania w celu uzyskania wymaganej twardości lub odczytanie twardości po odpuszczaniu w założonej temperaturze i czasie. W przypadkach stali stopowych zmiany twardości w funkcji temperatury odpuszczania nie mają monotonicznego charakteru i z tego względu nie są ujmowane w prostej formie nomogramów. Parametr odpuszczania jest wówczas nieprzydatny do opisywania własności tych stali.

DOBÓR STALI O WYMAGANYCH WŁASNOŚCIACH PO ODPUSZCZANIU

Rysunek 4.99 Korelacja granicy plastyczności i twardości stali konstrukcyjnych ulepszonych cieplnie (według E. Houdremonta)

320

Często zadanie konstruktora polega na doborze stali, która po hartowaniu i odpuszczaniu powinna wykazywać wymaganą granicę plastyczności lub wytrzymałość. Do rozwiązania zadania konieczna jest znajomość przynajmniej orientacyjnej zależności wytrzymałości i granicy plastyczności od twardości w stanie zahartowanym i odpuszczonym (rys. 4.99), a także korelacji między twardością po hartowaniu i po odpuszczaniu, przykładowo podanej w normie DIN 17021 1976 w postaci zależności liniowej dla stali konstrukcyjnych ulepszonych cieplnie z odpuszczaniem w temperaturze 500 i 600°C (rys. 4.100). Zastosowanie wykresów proponowanych przez normę DIN 17021 1976 prowadzi do stawiania nierealnych wymagań w stosunku do twardości stali po hartowaniu (HRCH = 63÷80). Z tego

4 rozB

7-11-02 19:55

Page 321

4.9. Hartowność i odpuszczalność stali

względu zależności te mogą być wyłącznie stosowane dla niższych twardości po odpuszczaniu, HRCO poniżej 35 dla temperatury 600°C i HRCO poniżej 45 dla temperatury odpuszczania 500°C. Dla wyższych wartości twardości mogą być wykorzystane zależności podane na rysunku 4.100 opracowane przez Autora i współpracowników. W przypadku gdy o własnościach użytkowych mogą decydować własności plastyczne, podczas doboru stali można wykorzystać orientacyjne zależności między wytrzymałością na rozciąganie stali konstrukcyjnych a ich wydłużeniem i przewężeniem (rys. 4.101).

Rysunek 4.100 Porównawcze zestawienie zależności twardości po hartowaniu i twardości po hartowaniu i odpuszczaniu dla stali stopowych konstrukcyjnych i maszynowych do ulepszania cieplnego (odpuszczonych w temperaturze 500 i 600°C) z zależnościami zalecanymi przez normę DIN 17021 1976 METODY OBLICZENIOWE DOBORU WARUNKÓW ODPUSZCZANIA

Współczesne programy komputerowe wspomagania doboru materiałów CAMS (computer aided materials selection) zawierają bazy danych obejmujące wpływ warunków hartowania i odpuszczania na własności różnych gatunków stali i procedury obliczeniowe umożliwiające dobór stali do oczekiwanych zastosowań z uwzględnieniem własności stali po odpuszczaniu. Określenie przez konstruktora wymaganej twardości lub granicy plastyczności elementu konstrukcyjnego oraz ustalenie grubości, na której te wymagania mogą być spełnione, umożliwia dobranie, przy użyciu systemu CAMS, odpowiedniego gatunku stali, poprzez określenie jej składu chemicznego oraz ustalenie warunków, głównie temperatury, poprawnej obróbki cieplnej, tzn. hartowania i odpuszczania.

Rysunek 4.101 Korelacja między wytrzymałością a granicą plastyczności, wydłużeniem i przewężeniem stali stopowych ulepszonych cieplnie (według E.J. Janitzky’ego i M. Baeyertza)

321

4 rozB

7-11-02 19:55

Page 322

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi 1

3

2

5

4

6

7

8

322

4 rozB

7-11-02 19:55

Page 323

4.9. Hartowność i odpuszczalność stali

12

9

10

14

11 Most linowy z jedną wieżą „Puente del Alamillo” w Sewilli w Hiszpanii został zaprojektowany przez Santiago Calatrava przed wystawą EXPO’92 (3). W dniu 22.09.2002 oddano linowy most Siekierkowski w Warszawie (4). Most Millenium (5) znajduje się w Londynie. Do mostów wiszących należy most z epoki kolonialnej w Singapurze (1) i most łańcuchowy w Budapeszcie (2). Mosty kratowe w Singapurze (7) i w Szwecji (8) są w całości wykonane z kształtowników stalowych, które wcześniej nitowano, a począwszy od mostu (6) wykonanego jako pierwszy w Europie przez prof. Stefana Bryłę nad rzeką Słudwią w roku 1928, w całości spawano z kształtowników stalowych. Pierwszy most żelazny (stalowy) w Polsce, jako jeden z pierwszych w świecie mostów o konstrukcji kratowej, został wybudowany w roku 1864 przez polskiego inżyniera Stanisława Kierbedzia i został zniszczony w czasie I wojny światowej. Czerwony stalowy most wspornikowy Firth of Forth (9) w Szkocji oddany w 1890 roku jest drugim co do wielkości w świecie (2 razy po 521 m) po oddanym w 1917 roku w Quebecu w Kanadzie (549 m). W Seulu w Korei Południowej nad rzeką Han-Gang są liczne mosty w tym równoległe 2 wieloprzęsłowe stalowe mosty wspornikowe (12). Most w spornikowy z przęsłami stalowymi znajduje się w Bangkoku w Tajlandii na rzece Kwai (13). Most łukowy w Sydney Harbour Bridge zaprojektowany przez Johna Bradfielda, oddany do użytku 19.03.1932 roku ma przęsło o długości 503 m co stawia go na 3 miejscu na świecie (10) (11). Mosty zwodzone w Amsterdamie w Holandii (15) oraz część zwodzona Tower Bridge w Londynie są wykonane ze stali.

13

15

323

4 rozB

7-11-02 19:56

Page 324

4.10. Obróbka cieplno-mechaniczna metali 4.10.1. Rodzaje obróbki cieplno–mechanicznej ISTOTA OBRÓBKI CIEPLNO–MECHANICZNEJ

W metalu odkształconym plastycznie powstaje podstruktura zależna od: temperatury, stopnia gniotu, szybkości odkształcenia. Zatrzymanie odkształcenia po utworzeniu odpowiedniej podstruktury z następnym kontrolowanym oziębianiem jest stosowane w celu polepszenia własności mechanicznych produktów i stanowi istotę obróbki cieplno–mechanicznej nazywanej także obróbką cieplno–plastyczną. W zależności od tego, czy temperatura odkształcenia plastycznego metalu poddawanego obróbce cieplno–mechanicznej jest wyższa czy niższa od temperatury rekrystalizacji, wyróżnia się obróbkę cieplno–mechaniczną: wysokotemperaturową, niskotemperaturową. WYSOKOTEMPERATUROWA OBRÓBKA CIEPLNO–MECHANICZNA

W przypadku gdy odkształcenie plastyczne odbywa się na gorąco, tzn. powyżej temperatury rekrystalizacji, obróbka cieplno–mechaniczna jest nazywana obróbką wysokotemperaturową. Powoduje ona zwykle polepszenie własności ciągliwych i plastycznych przy niewielkich zmianach własności wytrzymałościowych. Uzyskanie maksymalnej efektywności wysokotemperaturowej obróbki cieplno–mechanicznej sprowadza się do doboru optymalnych warunków odkształcenia plastycznego na gorąco, zapewniających utworzenie komórkowej podstruktury dyslokacyjnej lub podziarn. NISKOTEMPERATUROWA OBRÓBKA CIEPLNO–MECHANICZNA

Niskotemperaturowa obróbka cieplno–mechaniczna polega na odkształceniu plastycznym na zimno, tzn. poniżej temperatury rekrystalizacji i następnie kontrolowanym chłodzeniu. Podczas odkształcenia w tych warunkach zachodzi wyłącznie zdrowienie dynamiczne, przy czym szybkość tego procesu poniżej temperatury rekrystalizacji jest ograniczona i dlatego w metalu występuje znacznie większa gęstość dyslokacji niż po obróbce wysokotemperaturowej. Obróbka niskotemperaturowa powoduje więc zwykle znaczne zwiększenie wytrzymałości bez pogorszenia własności plastycznych metali i stopów.

324

4 rozB

7-11-02 19:56

Page 325

4.10. Obróbka cieplno-mechaniczna metali

OBRÓBKA CIEPLNO–MECHANICZNA STALI O STRUKTURZE MARTENZYTYCZNEJ

W stalach i innych stopach, doznających przemian alotropowych i zwykle poddawanych hartowaniu, podstruktura odkształconego plastycznie austenitu jest dziedziczona przez martenzyt i decyduje o własnościach po odpuszczaniu. W przypadku stali poddawanych zwykle hartowaniu i odpuszczaniu, wysokotemperaturowa obróbka cieplno–mechaniczna polega na nagrzaniu stali do temperatury austenityzowania, odkształceniu plastycznym austenitu na gorąco w warunkach zapewniających uzyskanie komórkowej podstruktury dyslokacyjnej (porównaj rozdz. 4.4.1) i następnym oziębieniu w celu zahartowania stali. Uzyskany w ten sposób martenzyt wykazuje strukturę wybitnie drobnoziarnistą, co zapewnia znaczne polepszenie ciągliwości przy zachowaniu wysokich własności mechanicznych stali oraz własności użytkowych wykonanych z nich elementów. Odkształcenie plastyczne w takich przypadkach może być realizowane np. przez kucie, walcowanie lub ciągnienie. Obróbka cieplno–mechaniczna coraz powszechniej jest stosowana w praktyce przy wykonywaniu wielu elementów konstrukcyjnych, ale również i narzędzi, co dodatkowo powoduje znaczne oszczędności energetyczne, gdyż hartowanie może być wykonane bezpośrednio z temperatury zakończenia odkształcenia plastycznego na gorąco, bez ponownego nagrzewania. W przypadku niskotemperaturowej obróbki cieplno–mechanicznej stali o strukturze martenzytycznej, proces technologiczny jest analogiczny jak podczas obróbki wysokotemperaturowej, z tym że odkształcenie plastyczne realizowane jest na zimno, tzn. poniżej temperatury rekrystalizacji. Zapewnia to polepszenie własności mechanicznych stali bez zmiany własności ciągliwych.

4.10.2. Walcowanie regulowane i ze sterowaną rekrystalizacją REGULOWANE WALCOWANIE

Otrzymanie drobnoziarnistej struktury stali konstrukcyjnych, zapewniającej wysoką granicę plastyczności i niską temperaturę przejścia w stan kruchości, wymaga obniżenia temperatury końca odkształcenia plastycznego do ok. 850°C. Powoduje to ograniczenie rozrostu ziarn austenitu zrekrystalizowanego dynamicznie, metadynamicznie lub statycznie, podczas kucia lub walcowania. Stanowi to istotę technologii regulowanego walcowania (rys. 4.102), nazywanego także walcowaniem termomechanicznym. Stal poddawana jest walcowaniu wstępnemu w temperaturze wyższej od temperatury rekrystalizacji, kiedy zachodzi rekrystalizacja dynamiczna, a w przerwach między kolejnymi przepustami – rekrystalizacja metadynamiczna austenitu, a następnie walcowaniu wykończającemu w temperaturze niższej od temperatury rekrystalizacji TR, kiedy przebiega już tylko zdrowienie dynamiczne i statyczne austenitu. W wyniku przemiany silnie wydłużonych i spłaszczonych ziarn austenitu, podczas chłodzenia w powietrzu z temperatury końca walcowania niższej od Ar3, powstaje drobnoziarnista struktura ferrytu. Chłodzenie między walcowaniem wstępnym a wykończającym wpływa jednak na zmniejszenie wydajności produkcji.

325

4 rozB

7-11-02 19:56

Page 326

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi Metody obróbki cieplno–mechanicznej, oszczędne pod względem zużycia energii i jednostkowego czasu pracy, zapewniające uzyskanie dużej wytrzymałości i odporności na pękanie w temperaturze obniżonej, stosowane są do stali z mikrododatkami metali przejściowych, o dużej aktywności względem węgla i azotu, tj. Nb, Ti, V, a niekiedy także Zr, oraz metaloidów N i B, wprowadzanymi do stali w ilości do ok. 0,1%. Produkty z tych stali uzyskują zespół takich własności mechanicznych dzięki wybitnie drobnoziarnistej strukturze, która powstaje przy zachowaniu regulowanych warunków odkształcenia plastycznego stali na gorąco i chłodzeniu zapewniającym wydzielanie się dyspersyjnych cząstek azotków, węglikoazotków lub węglików mikrododatków wprowadzanych do stali. Cząstki wtórne tych faz powodują ponadto utwardzanie wydzieleniowe stali.

Rysunek 4.102 Schemat regulowanego walcowania stali WALCOWANIE ZE STEROWANĄ REKRYSTALIZACJĄ

Oprócz walcowania regulowanego, często z przyspieszonym chłodzeniem produktów z temperatury końca obróbki plastycznej, w celu uzyskania drobnoziarnistej struktury ferrytyczno–bainitycznej, bainitycznej lub martenzytycznej dla stali z mikrododatkami, stosuje się wydajniejszą technologię walcowania ze sterowaną rekrystalizacją. Temperatura początku walcowania jest wówczas niższa niż podczas walcowania konwencjonalnego i regulowanego, a temperatura końca walcowania jest porównywalna z temperaturą końca walcowania regulowanego. Czas między kolejnymi przepustami dobiera się natomiast tak, aby każdorazowo została zakończona rekrystalizacja, a nie nastąpił wówczas rozrost ziarn austenitu. Stosowanie tej technologii wymaga znajomości oddziaływania mikrododatków na kinetykę rekrystalizacji austenitu w funkcji temperatury odkształcenia plastycznego. Dla ułatwienia prawidłowego doboru warunków odkształcenia plastycznego opracowano zatem nomogramy (rys. 4.103), ujmujące zależność między wielkością

326

4 rozB

7-11-02 19:56

Page 327

4.10. Obróbka cieplno-mechaniczna metali

wyjściowego i zrekrystalizowanego ziarna austenitu a temperaturą i stopniem gniotu realizowanym w kolejnych przepustach walcowania. Omówione procesy technologiczne stosowane są do produkcji blach grubych i cienkich, produktów długich profilowych, prętów żebrowanych i innych, przeznaczonych na różnorodne konstrukcje spawane o dużej nośności i niezawodności działania, np. mosty, wiadukty, wieże przekaźnikowe, zbiorniki ciśnieniowe, cysterny stałe lub ruchome, dźwigi i urządzenia transportowe oraz konstrukcje morskie i budowlane.

µ

µ

Rysunek 4.103 Nomogram ujmujący zależność między wielkością wyjściowego i zrekrystalizowanego ziarna austenitu a temperaturą odkształcenia i stopniem gniotu dla stali C–Mn z mikrododatkiem niobu (według K. Hulki i F. Heisterkampa)

327

4 rozB

7-11-02 19:56

Page 328

4.11. Ogólna charakterystyka wytwarzania warstw powierzchniowych 4.11.1. Ogólna klasyfikacja warstw powierzchniowych CHARAKTERYSTYKA WŁASNOŚCI WARSTW POWIERZCHNIOWYCH

Własności użytkowe wielu produktów i ich elementów zależą nie tylko od możliwości przeniesienia obciążeń mechanicznych przez cały czynny przekrój elementu z zastosowanego materiału, w przypadku metali i ich stopów najczęściej obrobionego cieplnie, lub od jego własności fizykochemicznych, lecz bardzo często także lub głównie od struktury i własności warstw powierzchniowych (rys. 4.104).

Rysunek 4.104 Najważniejsze własności eksploatacyjne warstwy powierzchniowej Względy ekonomiczne nakazują również stosowanie w takich przypadkach warstw powierzchniowych, zapewniających wymagane własności użytkowe przy równoczesnym użyciu możliwie tanich materiałów na rdzeń elementu, od którego wymaga się z reguły mniejszych własności użytkowych. W wyniku odpowiedniego doboru materiału elementu wraz z procesami kształtującymi jego strukturę i własności oraz rodzaju i technologii warstwy powierzchniowej, zapewniających wymagane własności użytkowe, możliwe jest również najkorzystniejsze zestawienie własności rdzenia i warstwy powierzchniowej wytworzonego elementu.

328

4 rozB

7-11-02 19:56

Page 329

4.11. Ogólna charakterystyka wytwarzania warstw powierzchniowych KLASYFIKACJA WARSTW POWIERZCHNIOWYCH ZE WZGLĘDU NA ZASTOSOWANIE

Ze względu na zastosowanie, wśród konstytuowanych warstw powierzchniowych można wyodrębnić warstwy: wykazujące wymagane własności fizyczne zapewniające produktom lub ich elementom określone własności mechaniczne, jak wysoką twardość w stosunku do właściwej dla podłoża, zwiększoną odporność na zużycie trybologiczne, zwiększoną przewodność elektryczną lub cieplną, dużą odporność na działanie wysokiej temperatury, antykorozyjne, w tym o charakterze anodowym lub katodowym, przeciwdziałające korozji elektrochemicznej, jak również stanowiące barierę dyfuzyjną dla korozji gazowej, dekoracyjne i ochronno–dekoracyjne, nadające produktom estetyczny wygląd zewnętrzny, o czym decyduje barwa, połysk, odporność na pokrywanie się nalotem i ewentualnie faktura powierzchni oraz zdolność do fluorescencji, fosforescencji lub radioaktywności, a często także równoczesnej odporności antykorozyjnej.

4.11.2. Ogólna klasyfikacja procesów technologicznych konstytuowania warstw powierzchniowych WARSTWY WIERZCHNIE I POWŁOKI

Uzyskane warstwy powierzchniowe mogą być: warstwami wierzchnimi, ograniczonymi powierzchnią obrabianego elementu, obejmującymi obszar materiałów o własnościach różniących się od własności materiałów rdzenia, uzyskanymi w wyniku łącznego działania sił mechanicznych, elektrycznych, ciepła, czynników chemicznych, powłokami, czyli warstwami metalu, stopu, materiału ceramicznego, materiału polimerowego lub innych materiałów, naniesionymi trwale na powierzchnię podłoża, w celu uzyskania wymaganych własności fizycznych, antykorozyjnych lub dekoracyjnych. METODY KONSTYTUOWANIA WARSTW POWIERZCHNIOWYCH

W zależności od rodzaju zjawisk przebiegających podczas wytwarzania warstw powierzchniowych metody ich konstytuowania można podzielić na 6 grup (rys. 4.105), z których każda pozwala na uzyskanie odpowiedniego rodzaju warstwy powierzchniowej o zróżnicowanej grubości i przeznaczeniu. Do procesów technologicznych konstytuowania warstw powierzchniowych zestawionych na rysunku 4.106 są zaliczane metody: mechaniczne, wykorzystujące nacisk lub energię kinetyczną narzędzia albo cząstek w celu umocnienia warstwy wierzchniej na zimno bądź otrzymania powłoki ochronnej na zimnym podłożu, cieplno–mechaniczne, w których wykorzystuje się łączne oddziaływanie ciepła i nacisku w celu otrzymania powłok, jak również niekiedy warstw wierzchnich,

329

4 rozB

7-11-02 19:56

Page 330

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi

Rysunek 4.105 Metody wytwarzania warstw powierzchniowych cieplne, które są związane z oddziaływaniem ciepła na warstwę powierzchniową materiałów w celu spowodowania zmian struktury materiałów, głównie metali, w stanie stałym, jak również zmian stanu skupienia ze stanu stałego w stan ciekły i następnie odwrotnie, materiałów pokrywanych (nadtopienie), jak i pokrywających (napawanie lub natapianie), cieplno–chemiczne, w których oddziałują łącznie ciepło i aktywny chemicznie ośrodek, w celu pokrycia obrobionego materiału, głównie stopów metali, wymaganym pierwiastkiem lub substancją chemiczną dla spowodowania zmian struktury warstwy powierzchniowej; wśród metod cieplno–chemicznych oddzielną grupę stanowią procesy chemicznego osadzania z fazy gazowej CVD, chemiczne i elektrochemiczne, polegające na bezpośrednim osadzeniu materiału niemetalowego lub metalowego na powierzchni obrabianego elementu (np. powłoki malarskie, z materiałów polimerowych, powłoki galwaniczne i konwersyjne), usuwaniu zanieczyszczonej lub utlenionej warstwy powierzchniowej w procesach trawienia i polerowania lub zestalania cieplno–chemicznego przez samoutlenianie oraz polimeryzację tlenową substancji błonotwórczych bądź sieciowanie w temperaturze pokojowej lub podwyższonej żywic chemoutwardzalnych nanoszonych metodami lakierniczymi, fizyczne, związane z osadzaniem powłok adhezyjnie połączonych z podłożem, niekiedy z udziałem połączeń dyfuzyjnych w wyniku zjawisk fizycznych przebiegających pod ciśnieniem atmosferycznym (np. odparowanie rozpuszczalnika podczas nanoszenia powłoki malarskiej) lub zwykle pod ciśnieniem obniżonym, z udziałem jonów, jak napawanie, napylanie, rozpylanie, implantowanie jonów lub pierwiastków metalicznych bądź niemetalicznych; do metod tych należy fizyczne osadzanie z fazy gazowej PVD, związane z odparowaniem metali lub stopów lub rozpylaniem katodowym w próżni i jonizacją gazów par metali, których cechą jest krystalizacja par z plazmy.

330

4 rozB

7-11-02 19:56

Page 331

4.11. Ogólna charakterystyka wytwarzania warstw powierzchniowych

Rysunek 4.106 Podział metod wytwarzania warstw powierzchniowych ze względu na sposób powstawania warstw

331

4 rozB

7-11-02 19:56

Page 332

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi

1 5

2 3

4

332

Wieloostrzowe narzędzia kształtowe do obróbki skrawaniem wykonywane są ze stali szybkotnących, bardzo często otrzymywanych metodami metalurgii proszków i następnie poddawanych obróbce cieplnej, polegającej na hartowaniu i kilkakrotnym odpuszczaniu, niekiedy ponadto poddawanych obróbce cieplno-chemicznej, np. azotowaniu lub cyjanowaniu, a bardzo często pokrywanych powierzchniowo jedno- a najczęściej wielowarstwowymi powłokami odpornymi na zużycie ścierne, m.in. TiN w procesie PVD (1). Do obróbki skrawaniem np. toczenia lub frezowania, stosowane są płytki wieloostrzowe z węglików spiekanych lub innych cermetali narzędziowych, najczęściej pokrywanych w procesach CVD powłokami wielowarstwowymi odpornymi na zużycie ścierne, a także z ceramicznych materiałów narzędziowych, które zamocowane w odpowiednich uchwytach mechanicznych umożliwiają skrawanie na sucho, bez cieczy obróbkowych, w zależności od rodzaju obrabianego materiału, rodzaju materiału narzędziowego, parametrów (w tym szybkości) i technologii skrawania (2), (3), (4), lub z wykorzystaniem cieczy chłodząco-smarującej (5). Obrabiarki do metali, w tym również sterowane numerycznie (6)÷(11) i inne maszyny technologiczne m.in. szlifierki (12), wykonane są głównie ze stali. Korpusy obrabiarek często są wytwarzane ze staliwa. Często stosowanym materiałem na łoża obrabiarek jest żeliwo szare, które wykazuje szczególnie dobrą skłonność do tłumienia drgań mechanicznych. Obudowy obrabiarek i płyty osłonowe są najczęściej wytwarzane z tłoczonej blachy stalowej, chociaż w niektórych przypadkach może być zastosowany materiał kompozytowy o osnowie polimerowej, najczęściej tłoczywo SMC. Suporty obrabiarek zwykle są wykonywane ze stali (7). Narzędzia szlifierskie (13), (14) zwykle składają się ze ścierniwa, np. korundowego Al2O3 lub karborundowego SiC w osnowie ceramicznej lub polimerowej, chociaż mogą być również wykonane jako kompozytowe. Mogą być również stosowane narzędzia szlifierskie lub do cięcia z nasypem BN o sieci regularnej lub diamentu.

4 rozB

7-11-02 19:56

Page 333

4.9. Hartowność i odpuszczalność stali 6

7 8

9

10

11

14

13

12

333

4 rozB

7-11-02 19:56

Page 334

4.12. Podstawy teoretyczne obróbki cieplno-chemicznej stali 4.12.1. Obróbka cieplno–chemiczna stali i jej klasyfikacja DEFINICJA OBRÓBKI CIEPLNO–CHEMICZNEJ

Obróbka cieplno–chemiczna jest dziedziną obróbki cieplnej obejmującą zespół operacji i zabiegów umożliwiających zmianę składu chemicznego i struktury warstwy powierzchniowej stopu (a przez to zmianę własności obrabianych elementów) w wyniku zmian temperatury i chemicznego oddziaływania ośrodka. Obróbka cieplno–chemiczna polega zatem na zamierzonej dyfuzyjnej zmianie składu chemicznego warstwy powierzchniowej elementów metalowych w celu uzyskania odpowiednich ich własności użytkowych. ZASTOSOWANIE OBRÓBKI CIEPLNO–CHEMICZNEJ

Obróbce cieplno–chemicznej poddaje się zwykle stopy żelaza, głównie stale, chociaż znalazła ona również zastosowanie w technologii elementów z metali nieżelaznych, np. molibdenu, wolframu, tytanu i innych. Obróbce cieplno–chemicznej są poddawane zarówno elementy konstrukcyjne, w tym elementy maszyn, jak i narzędzia. Celem obróbki cieplno–chemicznej jest wytworzenie warstw powierzchniowych o zwiększonej odporności na ścieranie i zużycie trybologiczne, o zwiększonej odporności korozyjnej i erozyjnej, często zwiększenie odporności elementów na zmęczenie lub poprawa niektórych własności fizycznych powierzchni. UKŁADY RÓWNOWAGI FAZOWEJ ŻELAZO–PIERWIASTEK NASYCAJĄCY

W przypadku stopów żelaza, procesy obróbki cieplno–chemicznej mogą prowadzić do uzyskania trzech podstawowych typów układów równowagi fazowej żelaza, stanowiącego podłoże, ze składnikami nasycającymi (rys. 4.107÷4.109): typ I, np. Feγ–C, typ II, np. Feα–N, typ III, np. Fe–B. Typ I charakteryzuje się odpowiednio dużym obszarem roztworów stałych żelaza ze składnikami nasycającymi. Wzbogacanie żelaza w składnik nasycający zachodzi tylko do stężeń odpowiadających obszarowi roztworu stałego (rys. 4.107). Typ II układów równowagi, takich jak Feα–N lub Feα–C, charakteryzuje się występowaniem niewielkiego zakresu stężeń odpowiadających roztworom stałym żelaza i pierwiastka nasycającego. Wzbogacanie stopu pierwiastkiem nasycającym powyżej obszaru rozpuszczalności powoduje powstanie określonych faz (rys. 4.108).

334

7-11-02 19:56

Page 335

4.12. Podstawy teoretyczne obróbki cieplno-chemicznej stali

TEMPERATURA

TYP I

Rysunek 4.107 Wykres równowagi Feγ–C jako przykład typu I układów równowagi

zakres temperatury zakres stężenia pierwiastka przy wzbogaceniu zewnętrznej strefy powierzchniowej 100% Fe PIERWIASTEK OSNOWY

C PIERWIASTEK DYFUNDUJĄCY

Rysunek 4.108 Wykres równowagi Feα–N jako przykład typu II układów równowagi

TEMPERATURA

TYP II

zakres temperatury zakres stężenia pierwiastka przy wzbogaceniu zewnętrznej strefy powierzchniowej 100% Fe PIERWIASTEK OSNOWY

N PIERWIASTEK DYFUNDUJĄCY

TYP III

Rysunek 4.109 Wykres równowagi Fe–B jako przykład typu III układów równowagi

TEMPERATURA

4 rozB

zakres temperatury zakres stężenia pierwiastka przy wzbogaceniu zewnętrznej strefy powierzchniowej 100% Fe PIERWIASTEK OSNOWY

B PIERWIASTEK DYFUNDUJĄCY

335

4 rozB

7-11-02 19:56

Page 336

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi Typ III układów równowagi, takich jak Fe–B, cechuje się występowaniem bardzo małych zakresów stężeń odpowiadających roztworom stałym żelaza i pierwiastków nasycających (rys. 4.109). Wzbogacanie pierwiastkami nasycającymi do określonych stężeń powoduje powstawanie faz międzymetalicznych, po utworzeniu których przebiega dyfuzja danego składnika. BUDOWA WARSTW POWIERZCHNIOWYCH

Rysunek 4.110 Schemat powstawania warstw powierzchniowych w wyniku obróbki cieplno–chemicznej stali a) zmiana stężenia pierwiastka nasycającego w warstwie powierzchniowej poniżej zakresu jego rozpuszczalności, b) przyrastanie warstwy w wyniku tworzenia się faz pod powierzchnią, c) narastanie warstwy w wyniku tworzenia się faz na powierzchni stali

pierwiastek dyfundujący nie występuje w metalu osnowy pierwiastek dyfundujący występuje w stężeniu ci w metalu osnowy

Rysunek 4.111 Schemat zmian stężenia pierwiastka nasycającego w warstwie przejściowej; ci – stężenie pierwiastka nasycającego w rdzeniu stali obrabianej cieplno– chemicznie

336

ci rdzenia

strefa strefa dyfuzji wydzie- w roztworze leń stałym głębokość wnikania pierwiastka dyfundyjącego

W zależności od typu układu równowagi tworzonego przez obrabiany metal i składnik nasycający można wyróżnić dwa zasadnicze przypadki budowy powstających warstw powierzchniowych (rys. 4.110) złożonych z: warstwy roztworu stałego, sekwencji stref faz międzymetalicznych, pośredniej i dyfuzyjnej. Pierwszy przypadek, gdy powstają warstwy roztworu stałego, odpowiada nawęglaniu stali. W pozostałych przypadkach budowa tworzącej się warstwy powierzchniowej jest zależna od rodzaju jednorodnej strefy zewnętrznej i przylegającej do niej strefy dyfuzyjnej (rys. 4.111). Jednorodną strefę zewnętrzną, powstającą w czasie operacji obróbki cieplno–chemicznej, tworzą fazy międzymetaliczne, najczęściej fazy międzywęzłowe, złożone z metalu osnowy i pierwiastka nasycającego, np. węgliki, azotki, borki, krzemki. W strefie dyfuzyjnej sięgającej na głębokość h, odpowiadającą stężeniu ci pierwiastka nasycającego w rdzeniu, pierwiastek ten może występować w roztworze stałym lub w postaci dyspersyjnych wydzieleń. Różnice między warstwami powierzchniowymi odpowiadającymi dwu ostatnim typom wykresów polegają głównie na budowie strefy dyfuzyjnej i strefy pośredniej między jednorodną zewnętrzną strefą faz międzymetalicznych a strefą dyfuzyjną.

4 rozB

7-11-02 19:57

Page 337

4.12. Podstawy teoretyczne obróbki cieplno-chemicznej stali PODZIAŁ METOD OBRÓBKI CIEPLNO–CHEMICZNEJ

Metody obróbki cieplno–chemicznej stali mogą być podzielone na podstawie różnych kryteriów (tabl. 4.20). Szczegółowy podział metod obróbki cieplno–chemicznej ze względu na rodzaj pierwiastka nasycającego przedstawiono na rysunku 4.112, a ze względu na stan ośrodka nasycającego – na rysunku 4.113.

Tablica 4.20 Podział metod obróbki cieplno–chemicznej

Kryterium podziału

Grupy metod obróbki cieplno-chemicznej w ośrodku stałym

Stan ośrodka nasycającego

w ośrodku ciekłym w ośrodku gazowym nasycanie metalami

Rodzaj pierwiastka nasycającego

nasycanie niemetalami kompleksowe nasycanie metalami i niemetalami niskotemperaturowe, 0,5Tt), gęsta struktura, o dużych ziarnach równoosiowych rosnących wraz ze wzrostem temperatury podłoża. Model tworzenia się warstw oprócz zależności T/Tt obejmujący także ciśnienie argonu P w strefie rozpylania (rys. 4.131b) uwzględnia występowanie przy niskich ciśnieniach argonu w zakresie temperatury homologicznej T/Tt < 0,5 strefy przejściowej (strefy T) charakteryzującej się drobno zagęszczonymi krystalitami włóknistymi przechodzącymi wraz ze wzrostem temperatury w ziarna o typowej strukturze kolumnowej. Strefa T ma korzystne własności fizyczne i chemiczne wynikające z wysokiej wytrzymałości i twardości, występujących naprężeń ściskających oraz dużej gładkości powierzchni.

4 rozB

7-11-02 20:00

Page 375

4.15. Procesy nanoszenia powłok z fazy gazowej

W przypadku powłok nanoszonych przy pomocy wiązki jonów wspomaganych plazmą istotne znaczenie ma energia rozpylania jonów E docierających do podłoża. Strefa przejściowa (strefa T) ulega przesunięciu do niższej temperatury homologicznej 0,2 < T/Tt < 0,5 (rys. 4.131c). EPITAKSJA

Cienkie powłoki mogą charakteryzować się epitaksją. Polega ona na wzroście pojedynczego kryształu powłoki na szczycie kryształów wchodzących w skład podłoża. Istnieją dwa rodzaje epitaksji: homoepitaksja występująca wtedy, gdy powłoka i podłoże są z tego samego materiału, heteroepitaksja występująca w przypadku, gdy materiały powłoki oraz podłoża są różne. W przypadku kiedy kryształy powłoki i podłoża mają identyczne parametry sieci przestrzennej, wówczas nie występują żadne przypowierzchniowe naprężenia. W przypadku heteroepitaksji, gdzie parametry sieci krystalicznej powłoki i podłoża są różne, w zależności od obszaru złego dopasowania wyróżnia się trzy typy epitaksji: epitaksja dobrze dobrana (matched epitaxy); jeśli niedopasowanie sieci krystalicznej jest bardzo małe, wówczas heterowiązanie przypowierzchniowe jest podobne jak w przypadku homoepitaksji, epitaksja naprężeniowa (strained epitaxy); gdy parametr sieci krystalicznej materiału powłoki i podłoża bardzo różnią się między sobą, epitaksja odprężona (relaxed epitaxy). Najczęściej badania epitaksji wykonuje się przy pomocy skaningowego mikroskopu tunelowego lub transmisyjnego mikroskopu elektronowego. WŁASNOŚCI POWŁOK PVD

Gwałtowny rozwój procesów PVD spowodował wykorzystanie na skalę przemysłową specyficznych własności powłok nie tylko do pokrywania materiałów narzędziowych, lecz również w innych obszarach zastosowań. Twarde, odporne na zużycie powłoki są coraz częściej używane do poprawy własności i funkcjonalności różnych materiałów użytkowych. Powłoki PVD znajdują zastosowanie w optyce i mikroelektronice, biomedycynie, aeronautyce i przemyśle kosmicznym, energetyce, przemyśle samochodowym, przemyśle budowlanym i mieszkalnictwie, budowie maszyn. Zwiększenie trwałości, ograniczenie szybkości zużycia, odporność na oddziaływanie wysokiej temperatury, niski współczynnik przewodności cieplnej oraz ograniczenie procesów utleniania i korozyjnych w głównej mierze zadecydowało o wykorzystaniu powłok otrzymanych w procesach PVD do pokrywania wielu materiałów inżynierskich. W przypadku zastosowania powłok otrzymanych metodami PVD stawiane im wymagania dotyczą głównie niepogorszenia własności mechanicznych podłoża przez powłokę oraz poprawy własności trybologicznych, antykorozyjnych w zależności od przeznaczenia powłok. Niewątpliwie swoje korzystne własności powłoki zawdzięczają przede wszystkim silnie zdefektowanej, amorficznej strukturze oraz mniejszej wielkości ziarna. Duży wpływ wywierają również parametry techniczne procesu nanoszenia powłok,

375

4 rozB

7-11-02 20:00

Page 376

4. Kształtowanie struktury i własności metali i stopów metodami technologicznymi takie jak: ciśnienie gazów w komorze pieca, napięcie przyspieszające (polaryzacja podłoża), temperatura procesu, odległość między podłożem a źródłem materiału osadzanego, jak również skład chemiczny powodujący uzyskanie żądanych własności. Własności powłok wytwarzanych w procesach PVD charakteryzują się wymaganiami: własnościami mechanicznymi (adhezja, twardość, naprężenia wewnętrzne, moduł sprężystości wzdłużnej, itp.), własnościami fizycznymi (gęstość, przewodność cieplna, współczynnik rozszerzalności cieplnej, temperatura topnienia, współczynnik tarcia, itp.), odpornością na zużycie ścierne (własności trybologiczne), ochroną antykorozyjną, dyfuzyjną i cieplną, strukturą, składem chemicznym i grubością powłok. Przyczepność powłoki do podłoża jest jedną z najważniejszych własności powłok wytwarzanych w procesach PVD. Jeżeli jest nieodpowiednia, cała funkcjonalność pokrycia może zostać utracona. Na adhezję cienkich powłok do materiału podłoża wpływ wywierają mikrostruktura materiału, obciążenia zewnętrzne oraz aspekty środowiskowe otoczenia. Adhezja jest stanem, w którym dwie powierzchnie przylegają do siebie w wyniku oddziaływań walencyjnych lub/oraz poprzez połączenie mechaniczne. Adhezja jest silnie związana z czystością i odpowiednim przygotowaniem materiału podłoża przed procesem nakładania powłok. Często towarzyszą jej jednak dyfuzja lub dyfuzyjne przemieszanie atomów pochodzących z powłoki i podłoża w wyniku oddziaływania jonów. W tablicy 4.24 zestawiono najważniejsze własności powłok nanoszonych w procesach PVD ze względu na wymagania produkcyjne i zastosowanie praktyczne.

Tablica 4.24 Ranking najważniejszych własności powłok ze względu na wymagania produkcyjne i zastosowania użytkowe (według K. Holmberga i A. Matthewsa) Najważniejsze własności powłok ze względu na: Kolejność

376

wymagania produkcyjne

zastosowania praktyczne

1

przyczepność

własności trybologiczne

2

grubość

skład chemiczny

3

wygląd zewnętrzny

przyczepność

4

odporność korozyjna

odporność korozyjna

5

własności trybologiczne

naprężenia wewnętrzne

6

twardość

wygląd zewnętrzny

7

porowatość

struktura/morfologia

8

skład chemiczny

odporność na pęknięcia

9

naprężenia wewnętrzne

grubość

10

struktura/morfologia

porowatość

5 roz

8-11-02 12:23

Page 1

Zależność warunków pracy oraz mechanizmów zużycia i dekohezji materiałów inżynierskich

5 roz

8-11-02 12:23

Page 378

5.1. Własności mechaniczne materiałów inżynierskich oraz ich badania WŁASNOŚCI MECHANICZNE JAKO WIELKOŚCI KRYTERIALNE W DOBORZE MATERIAŁÓW

Własności mechaniczne materiału są powiązane z jego reakcją na obciążanie lub odkształcanie. Wartość obciążenia może być stała lub zmieniać się w sposób ciągły, działając przez czas zmieniający się od ułamka sekundy do wielu lat. Materiały metalowe mogą być obciążane lub odkształcane w ośrodku otaczającego je powietrza, w niskiej lub wysokiej temperaturze, a także w ośrodku innych gazów lub cieczy, z których wiele działa korodująco. Reakcją materiału na takie warunki obciążenia jest odkształcenie sprężyste lub plastyczne oraz pękanie. Zjawiska te mogą przebiegać bezpośrednio po przyłożeniu obciążenia lub po pewnym czasie. Opracowano liczne metody badań własności mechanicznych, które zyskały bardzo duże znaczenie praktyczne. W próbach tych symuluje się warunki obciążeń występujących w praktyce w różnych elementach konstrukcyjnych i maszynowych, chociaż niemożliwa jest pełna realizacja tego założenia. Wyniki badań własności mechanicznych są wykorzystywane przez projektantów w procesie projektowania elementów konstrukcyjnych. Porównuje się wówczas naprężenia dopuszczalne, wyznaczone dla konkretnych materiałów na podstawie wyników prób, z naprężeniami w elementach konstrukcyjnych, określonymi na podstawie analizy teoretycznej lub doświadczalnie. Analogicznych obliczeń dokonuje się w odniesieniu do innych własności, np. dotyczących ciągliwości materiałów inżynierskich. Zadaniem metaloznawców i inżynierów materiałowych jest opracowanie procesów technologicznych i wytwarzanie materiałów inżynierskich, w tym metali i ich stopów, o strukturze zapewniającej wymagania określone w wyniku znormalizowanych prób, w szczególności wymagane własności mechaniczne. Badania własności mechanicznych umożliwiają zatem postawienie wymagań odnośnie do tych własności i ich szybkie sprawdzenie w praktyce. Praktyczne stosowanie tych metod umożliwia odbiór techniczny licznych materiałów inżynierskich, w tym metali i stopów technicznych, pozwala na ich porównywanie i klasyfikowanie według przewidywanych zastosowań oraz ocenę skuteczności zastosowanych procesów technologicznych, w odniesieniu do metali i ich stopów, przede wszystkim obróbki cieplnej oraz plastycznej, a także wielokrotnie procesów inżynierii powierzchni, stosowanych w celu poprawy struktury i własności powierzchni, często powłok nanoszonych na powierzchnie elementów wytworzonych z materiałów inżynierskich.

378

5 roz

8-11-02 12:23

Page 379

5.1. Własności mechaniczne materiałów inżynierskich oraz ich badania METODY BADAŃ WŁASNOŚCI MECHANICZNYCH

Badania własności mechanicznych można podzielić na służące określeniu: własności technologicznych, decydujących o przydatności materiałów do określonej obróbki, własności wytrzymałościowych, do wyznaczenia których niezbędna jest znajomość siły lub momentu sił, jako jednej z wielkości mierzonych podczas badania. Zróżnicowane warunki pracy różnych elementów konstrukcyjnych wymagają przeprowadzenia badań własności mechanicznych w różny sposób. Na przykład wykonywane są próby rozciągania, skręcania, zginania, ścinania, a także badania przy złożonym stanie naprężeń. Wyznaczane są własności statyczne – przy wolno wzrastającym obciążeniu, dynamiczne – przy obciążeniu działającym gwałtownie, zmęczeniowe – przy obciążeniach cyklicznych oraz własności przy obciążeniu stałym i długotrwałym. Badania te są prowadzone zarówno w temperaturze pokojowej, jak i w temperaturze podwyższonej i obniżonej. Wiele metali, szczególnie o bardzo dużej wytrzymałości, lub materiałów konstrukcyjnych pracujących w obniżonej temperaturze wykazuje bardzo niewielką ciągliwość, związaną ze znikomą zdolnością do odkształceń plastycznych. W tych przypadkach pękanie materiałów jest kontrolowane przez rozprzestrzenianie się pęknięć, z dużymi prędkościami, mimo że średnie naprężenie działające w elemencie konstrukcyjnym jest stosunkowo małe, a obciążenie zewnętrzne nie ulega zwiększeniu. W tych przypadkach zawodzi ocena własności materiałów na podstawie klasycznych prób wytrzymałościowych. Dlatego też coraz większego znaczenia nabierają metody badania wywodzące się z mechaniki pękania umożliwiające określenie zdolności przeciwstawiania się materiału rozprzestrzenianiu pęknięć, czyli ocenę odporności na pękanie (ciągliwości pękania). Własności materiałów wyznaczane w wyniku badań mechanicznych nie są wielkościami fizycznymi, ponieważ są silnie uzależnione od warunków, w których je określono. Wyniki tych badań zależą między innymi od kształtu i wymiaru próbek, zastosowanej maszyny wytrzymałościowej i uchwytów, a przede wszystkim od sztywności całego układu oraz szybkości zmian obciążenia. Wyznaczone wielkości mają więc charakter umowny. Wpływa na to również brak możliwości ustalenia stanu naprężeń w badanej próbce przy określonym obciążeniu oraz niezbędne uproszczenia w czasie tych prób, związane między innymi z nieuwzględnieniem zmian wymiarów próbki podczas próby. W celu ułatwienia ustalenia warunków prób i badań, które mają stanowić podstawę odbioru materiałów inżynierskich, jak również podstawę obliczeń inżynierskich, wiele z omawianych prób i badań znormalizowano. W ostatnim okresie wdrażane są normy PN-EN zgodne z systemem norm obowiązujących w Unii Europejskiej*), w wielu przypadkach odmienne od dotychczasowych uregulowań. Każdorazowe wykorzystanie standardowych procedur dotyczących tych badań wymaga zatem sprawdzenia ich zgodności z obowiązującymi normami.

*)

W rozdziale 5, przy opisie podstawowych badań własności mechanicznych wykorzystano zarówno normy europejskie PN-EN, jak i dotychczasowe (ale aktualnie obowiązujące) normy krajowe PN. W przypisach podano informacje o projektach norm PN-EN przewidzianych do wprowadzenia w kraju.

379

5 roz

8-11-02 12:24

Page 380

5.2. Własności wytrzymałościowe i plastyczne określane metodami badań statycznych 5.2.1. Własności mechaniczne przy rozciąganiu WYTRZYMAŁOŚĆ NA ROZCIĄGANIE

Podstawową wielkością opisującą własności mechaniczne materiałów jest wytrzymałość na rozciąganie Rm, czyli naprężenie normalne w próbce obliczone jako stosunek największej siły rozciągającej Fm, uzyskanej podczas przeprowadzania próby, do pola powierzchni przekroju początkowego próbki S0:

Rm =

Fm . S0

(5.1)

GRANICA PLASTYCZNOŚCI

Wyraźną granicą plastyczności Re jest naprężenie rozciągające w próbce, przy osiągnięciu którego następuje wyraźny wzrost jej wydłużenia przy ustalonej lub nieco zmniejszonej sile rozciągającej: Re =

Fe . S0

(5.2)

Zgodnie z normą PN-EN 10002-1:2002U oblicza się wartość górnej lub dolnej granicy plastyczności, oznaczonych odpowiednio jako ReH lub ReL. W przypadku braku cech wyraźnej granicy plastyczności wyznaczane jest naprężenie graniczne przy przyroście nieproporcjonalnym Rp, określane zwykle w skrócie jako umowna granica plastyczności*). Naprężenie to definiuje się jako powodujące w próbce umowne wydłużenie trwałe x. Wartość liczbową tego wydłużenia podaje się w indeksie i zwykle x = 0,2%: R p 0,2 =

F 0,2 . S0

(5.3)

Umowne wydłużenie trwałe jest obliczane jako odpowiedni ułamek długości początkowej próbki L0: x=

*)

380

Lx 100% , L0

(5.4)

Zmiany oznaczeń umownej granicy plastyczności i wydłużenia wprowadzone normą PN-EN 10002-1+AC1:1998 obowiązują od niedawna, stąd w wielu innych normach przedmiotowych oraz w literaturze źródłowej są jeszcze stosowane poprzednio obowiązujące oznaczenia. W tym wydaniu książki stosowane są nowe oznaczenia: Rp0,2, A i A11,3, które odpowiadają obowiązującym poprzednio: R0,2, A5 i A10.

5 roz

8-11-02 12:24

Page 381

5.2. Własności wytrzymałościowe i plastyczne określane metodami badań statycznych gdzie: Lx – wydłużenie bezwzględne (przyrost) odpowiadające założonemu umownemu wydłużeniu trwałemu x, np. x = 0,2%. Umowną granicę sprężystości Rp0,05 można obliczyć analogicznie jak naprężenie Rp0,2, przyjmując wydłużenie trwałe x = 0,05%. WYDŁUŻENIE

Własności plastyczne materiałów wyznaczane w statycznej próbie rozciągania określa się na podstawie wydłużenia i przewężenia. Wydłużenie procentowe jest stosunkiem trwałego wydłużenia bezpośredniego próbki po rozerwaniu ∆L do długości pomiarowej L0, wyrażonym w procentach: A=

∆L L0

100%.

(5.5)

Brak indeksu przy symbolu A oznacza, że badanie wykonano na próbkach proporcjonalnych, których początkowa długość pomiarowa L0 jest związana z początkową powierzchnią przekroju S0 zależnością: L0 = 5,65 S0. Jeśli współczynnik przed pierwiastkiem jest inny od 5,65, jego wartość podaje się w indeksie, np. A11,3*). W przypadku próbek nieproporcjonalnych oznaczenie A uzupełnia się w indeksie wartością początkową długości pomiarowej L0, np. A50mm lub A80mm dla próbek o długości L0 = 50 lub 80 mm. Można WYDŁUŻENIE Ar % Rysunek 5.1 obliczyć również wydłużenie równomierne A11,3 % Nomogram do obliczania 50 Ar, niezależne od długości pomiarowej prób60 równomiernego wydłużenia ki i mierzone poza obszarem wpływu przeA% próbek okrągłych wężenia. Przybliżoną wartość Ar dla próbek okrągłych można obliczyć z zależności: 40 50

PRZEWĘŻENIE Z%

50

95 90 80 70 60 50 40

40

Ar = 40

30

30 20

30 20 20

30 10

20 10

0

0

10 10

0

d0− dr 100% , 2 dr 2

60

0

2

(5.6)

gdzie: d0 – średnica próbki początkowa, dr – średnica próbki zmierzona po zerwaniu na dłuższej części próbki, w połowie odległości między miejscem zerwania i końcem długości pomiarowej. Wydłużenie Ar dla próbek okrągłych, przy znajomości wydłużenia, np. A lub A11,3, i przewężenia można wyznaczyć z nomogramu (rys. 5.1).

PRZEWĘŻENIE

Przewężenie to stosunek zmniejszenia pola powierzchni przekroju poprzecznego próbki w miejscu zerwania do pola powierzchni jej przekroju początkowego, wyrażony w procentach: *)

Patrz przypis na stronie 380.

381

8-11-02 12:24

Page 382

5. Zależność warunków pracy oraz mechanizmów zużycia i dekohezji materiałów inżynierskich Z=

S0 − Su 100%. S0

(5.7)

Dla próbek okrągłych do obliczeń należy przyjąć średnią arytmetyczną pomiarów średnicy du w miejscu największego zwężenia w szyjce, dokonanych w dwóch prostopadłych kierunkach. W przypadku próbek płaskich pole powierzchni Su należy obliczyć jako iloczyn najmniejszej szerokości bu i najmniejszej grubości au próbki w miejscu zerwania.

Fu

F(sp) ≈ Fe Fm

OBCIĄŻENIE, F Fu

Fm

FeL FeH

F(sp)

FH ≈ Fpr

WYDŁUŻENIE, ∆L

FH ≈ Fpr

b)

a)

OBCIĄŻENIE, F

5 roz

WYDŁUŻENIE, ∆L

Rysunek 5.2 Charakterystyczne wykresy rozciągania metali a) o wyraźnej i b) bez wyraźnej granicy plastyczności STATYCZNE PRÓBY ROZCIĄGANIA

Wielkości charakteryzujące własności wytrzymałościowe i plastyczne materiałów można wyznaczyć i obliczyć w wyniku statycznej próby rozciągania (PNEN10002-1:2002U). Niezbędne dane pomiarowe można odczytać z wykresu zarejestrowanego podczas próby. Na rysunku 5.2 pokazano charakterystyczne wykresy rozciągania dla różnych typów materiałów w układzie współrzędnych: siła obciążająca F w funkcji wydłużenia próbki ∆L, rejestrowana w toku statycznej próby rozciągania w temperaturze pokojowej, która jest podstawową próbą wytrzymałościową. Wykres rozciągania można również przedstawić w układzie współrzędnych: naprężenie σ w funkcji wydłużenia jednostkowego ε, które można również wyrazić procentowo. Naprężenie i wydłużenie jednostkowe można obliczyć z zależności:

382

σ =

F , S0

(5.8)

ε=

∆L , L0

(5.9)

8-11-02 12:24

Page 383

5.2. Własności wytrzymałościowe i plastyczne określane metodami badań statycznych gdzie: S0 – początkowe pole powierzchni przekroju poprzecznego próbki, L0 – początkowa długość pomiarowa próbki. Ponieważ podczas wydłużenia próbki w zakresie odkształceń plastycznych następuje zmniejszenie pola powierzchni jej przekroju poprzecznego i tworzenie tzw. szyjki, więc wartości naprężenia rzeczywistego σrz przy tym samym wydłużeniu są większe niż obliczane dla pierwotnego pola przekroju (rys. 5.3). Naprężenie rzeczywiste określa się z zależności: σrz =

F , S

(5.10)

gdzie:

d

0

d

u

S – pole powierzchni przekroju poprzecznego próbki.

Ru

F σ=— S0

Rm

Re

F σrz = — S NAPRĘŻENIE, σ

∆L L0 Lu

∆4L

∆3L

∆2L

Rysunek 5.3 Rzeczywisty wykres rozciągania stali niskowęglowej (według S. Katarzyńskiego, S. Kocańdy i M. Zakrzewskiego)

∆1L

ODKSZTAŁCENIE WZGLĘDNE, ε

L0

5 roz

Statyczną próbę rozciągania metali można wykonać także w obniżonej temperaturze (PN-67/H-04311), tj. w zakresie 0 do –150°C i w temperaturze –196°C. Dla obniżonej temperatury k podanej w °C wyznacza się wyraźną lub umowną k granicę plastyczności Rek lub R p0,2 wytrzymałość na rozciąganie Rmk, wydłużenie k k k A lub A 11,3 oraz przewężenie Z . Statyczną próbę rozciągania metali można prowadzić również w temperaturze podwyższonej (PN-EN 10002-5:1998) w zakresie do 1200°C, a w szczególnych przypadkach również w wyższej.

383

8-11-02 12:24

Page 384

5. Zależność warunków pracy oraz mechanizmów zużycia i dekohezji materiałów inżynierskich Na podstawie analizy wykresów (rys. 5.4) zarejestrowanych dla określonej temperatury t (w °C), w sposób analogiczny jak w próbie rozciągania w temperaturze t , pokojowej, wyznacza się wyraźną lub umowną granicę plastyczności Ret lub Rp0,2 t k k t wytrzymałość na rozciąganie Rm , wydłużenie A lub A 11,3 i przewężenie Z . 300°C

800 NAPRĘŻENIE, σ (MPa)

5 roz

200°C 20°C

100°C 400°C

600

500°C

400

200

0

0

0

0 0 0 WYDŁUŻENIE WZGLĘDNE, ε

Rysunek 5.4 Krzywe rozciągania stali węglowej w różnej temperaturze (według S. Katarzyńskiego, S. Kocańdy i M. Zakrzewskiego)

5.2.2. Własności mechaniczne przy ściskaniu WYTRZYMAŁOŚĆ NA ŚCISKANIE ORAZ GRANICA PLASTYCZNOŚCI I SPRĘŻYSTOŚCI PRZY ŚCISKANIU

Odpowiednie wartości naprężenia przy próbie ściskania (PN-57/H-04320) oblicza się jako iloraz siły Px i pola powierzchni początkowego przekroju poprzecznego próbek S0. Umowna granica sprężystości Rc0,01 określa naprężenie powodujące trwałe skrócenie próbki o 0,01% pierwotnej długości pomiarowej. Naprężenie odpowiadające sile, przy której próbka ulega skróceniu bez wzrostu obciążenia, stanowi wyraźną granicę plastyczności Rec, natomiast naprężenie odpowiadające maksymalnej sile ściskającej jest wytrzymałością na ściskanie Rc. W przypadku, gdy ściskany metal nie wykazuje wyraźnej granicy plastyczności, wyznacza się umowną granicę plastyczności Rc0,2, odpowiadającą skróceniu próbki równemu 0,2% jej początkowej długości. SKRÓCENIE WZGLĘDNE

Stosunek skrócenia bezwzględnego ∆L do długości początkowej próbki L0 określa skrócenie względne: Ac =

∆L , L0

które może być również wyrażone procentowo.

384

(5.11)

8-11-02 12:24

Page 385

5.2. Własności wytrzymałościowe i plastyczne określane metodami badań statycznych PRÓBA ŚCISKANIA

Próba ściskania może być wykonywana w temperaturze pokojowej (PN-57/H-04320), obniżonej lub podwyższonej. Podczas próby ściskania rejestrowana jest zależność siły ściskającej P w funkcji skrócenia bezwzględnego ∆L. Wyniki próby można opracowywać analogicznie jak podczas rozciągania.

5.2.3. Własności wytrzymałościowe przy zginaniu OBLICZANIE WŁASNOŚCI WYTRZYMAŁOŚCIOWYCH PRZY ZGINANIU

Wartości wytrzymałości na zginanie Rg, granicy proporcjonalności przy zginaniu RHg, granicy sprężystości przy zginaniu Rspg oraz umownej granicy plastyczności przy zginaniu Rg0,2 obliczanej w sposób przybliżony można obliczyć wykorzystując wartości sił odczytane z wykresu zginania (rys. 5.5). Naprężenie zginające σg w próbkach o przekroju poprzecznym symetrycznym można obliczyć jako iloraz momentu gnącego Mg i wskaźnika przekroju przy zginaniu Wg: Mg σg = . (5.12) Wg W przypadku obciążenia próbki w środku siłą P: Mg =

Pl 4

(5.13)

σg =

Pl , 4W g

(5.14)

a OBCIĄŻENIE, P

Mg =

Pz , 2

(5.15)

σg =

Pz . 2W g

(5.16)

Pg

Peg

Pspg

natomiast przy obciążeniu próbki symetrycznie dwoma siłami P/2 w odległości z od podpór:

PHg

5 roz

STRZAŁKA UGIĘCIA, f

Wskaźnik Wg dla przekroju o średnicy d0 wynosi:

Wg =

Rysunek 5.5 Wykres zginania materiału ciągliwego

π d 03 , 32

(5.17)

natomiast dla przekroju prostokątnego o szerokości b i wysokości h: Wg =

2

bh . 6

(5.18)

Umowną granicę plastyczności przy zginaniu Rg0,2 oblicza się przyjmując, że skrajne włókna próbki ulegają wydłużeniu ε = 0,2%. Strzałkę ugięcia fg0,2 odpowiadającą temu wydłużeniu oblicza się ze wzorów podanych w tablicy 5.1.

385

8-11-02 12:24

Page 386

5. Zależność warunków pracy oraz mechanizmów zużycia i dekohezji materiałów inżynierskich W przypadku materiałów o wyraźnej granicy plastyczności strzałkę ugięcia oblicza się opierając się na wartości rzeczywistej odkształcenia εrz.

Tablica 5.1 Wzory do obliczania umownej wartości strzałki ugięcia fg 0,2 w zależności od rodzaju przekroju i sposobu obciążenia próbki zginanej

Przekrój próbki Sposób obciążenia próbki

kołowy

prostokątny

2

fg 0,2 =

W środku siłą P

fg 0,2 =

Dwoma siłami P/2

l ε 6 d0

fg 0,2 =

( l – 2 z )2 ε 4 d0

fg 0,2 =

l 2ε 6h

( l – 2 z )2 ε 4h

l, z – długości według rysunku 5.6, ε – wydłużenie względne skrajnych rozciąganych włókien równe 0,2%, d0 – średnica próbki o przekroju kołowym, h – wysokość prostokąta przekroju poprzecznego próbki.

PRÓBY ZGINANIA

Statyczna próba zginania może być wykonana w temperaturze pokojowej jako trój- lub czteropunktowa (rys. 5.6). W trakcie statycznej próby zginania rejestrowana jest siła zginająca P w funkcji strzałki ugięcia f (rys. 5.5). Warunki próby zginania metali ujęto w projekcie PN-EN ISO 7438. Statyczną próbę zginania można wykonać również w temperaturze obniżonej lub podwyższonej. a)

P — 2

P

b)

P

P — 2

f1 I

P — 2

f1 P — 2

P T= — 2

Rysunek 5.6 Wykres momentów gnących oraz sił poprzecznych w próbce poddanej zginaniu a) trójpunktowemu, b) czteropunktowemu

386

z

I1 I

z

P — 2

Mmaks.

P T= — 2

P — 2

f2

Mmaks.

5 roz

P T= — 2 P T= — 2

8-11-02 12:24

Page 387

5.2. Własności wytrzymałościowe i plastyczne określane metodami badań statycznych 5.2.4. Własności mechaniczne przy skręcaniu OBLICZANIE WŁASNOŚCI WYTRZYMAŁOŚCIOWYCH PRZY SKRĘCANIU

Wartości wytrzymałości na skręcanie Rs, granicy proporcjonalności przy skręcaniu RHs, granicy sprężystości przy skręcaniu Rsps, granicy plastyczności przy skręcaniu Res można obliczyć na podstawie wykresu skręcania: momentu skręcającego Ms od kąta skręcania próbki ϕ, jako iloraz odpowiedniej wartości momentu skręcającego Ms (rys. 5.7) i wskaźnika na skręcanie początkowego przekroju poprzecznego próbki Ws. Dla przekroju poprzecznego kołowego wskaźnik na skręcanie wynosi: d Ws = π , 16 3

(5.19)

Rysunek 5.7 Wykres skręcania

MRs

Mpl

MH

Msp

gdzie: d – średnica próbki.

MOMENT SRĘCAJĄCY, Ms

5 roz

ϕr KĄT SRĘCANIA, ϕ

Dla próbek rurowych o średnicy zewnętrznej dz i wewnętrznej dw wskaźnik na skręcanie wynosi: Ws =

4 4 π dz − dw . 16 d z

(5.20)

W przypadku badania materiałów ciągliwych wytrzymałość na skręcanie oblicza się ze wzoru przybliżonego: Rs ≈

3M Rs . 4Ws

(5.21)

Na podstawie pomiaru kąta skręcania próbki ϕ można określić wartość kąta odkształcenia postaciowego γ:

387

8-11-02 12:24

Page 388

5. Zależność warunków pracy oraz mechanizmów zużycia i dekohezji materiałów inżynierskich γ=

ϕd , 2l

(5.22)

gdzie: d i l – odpowiednio średnica i długość pomiarowa próbki. W celu obliczenia umownej granicy sprężystości i plastyczności, gdy wyraźna granica plastyczności nie występuje, przyjmuje się umowną wartość kąta odkształcenia postaciowego γ, związanego z wydłużeniem jednostkowym ε1 zależnością: γ = 1,5 ε1.

(5.23)

Umownej wartości ε1 = 0,2% przy rozciąganiu odpowiada zatem umowna wartość γ = 0,3%. Przyjmując obliczoną w radianach wartość kąta: ϕ 0,3 = γ 0,3

l r

(5.24)

uzyskuje się wartość Ms0,3 służącą do obliczenia umownej granicy plastyczności przy skręcaniu Rs0,3. PRÓBA SKRĘCANIA W PODWYŻSZONEJ TEMPERATURZE

Statyczna próba skręcania jest wykonywana w temperaturze pokojowej, ale może być także przeprowadzona w temperaturze podwyższonej, zbliżonej do temperatury obróbki plastycznej badanych stopów metali. Badania takie można wykonać a)

b)

90

100

80

90 0,5 Tt

70

NAPRĘŻENIE, σ (MPa)

NAPRĘŻENIE, σ (MPa)

5 roz

60 50 0,7 Tt

40 30 20 10

80

2,5 s–1

70

1,1

60 50 40 30

0,8 Tt

20

0,9 Tt

10

0,40

0,14

0,065 0,035

0,017 0,0069 0,0020 0,0011

0 0,5

1,0

1,5

2,0

ODKSZTAŁCENIE, ε

2,5

0,5

1,0

1,5

2,0

ODKSZTAŁCENIE, ε

2,5

Rysunek 5.8 Przykładowe krzywe plastometryczne umocnienia: a) niklu skręcanego ze stałą szybkością ε = 0,016 s–1 w różnej temperaturze (Tt – temperatura topnienia), (według J.J. Jonasa, C.M. Sellarsa i W.J. Mc G. Tegarta), b) austenitu stali zawierającej 0,25% C, poddanej skręcaniu na gorąco w temperaturze 1100°C z różnymi szybkościami odkształcenia ε (według C. Rossarda i P. Blaina)

388

5 roz

8-11-02 12:24

Page 389

5.2. Własności wytrzymałościowe i plastyczne określane metodami badań statycznych na maszynie wytrzymałościowej przystosowanej do prób skręcania, z odpowiednim urządzeniem do nagrzewania próbek. Zwykle jednak próby te przeprowadza się na tzw. plastometrze skrętnym. Próba skręcania na gorąco pozwala na uzyskanie podstawowych informacji dotyczących zachowania się materiałów podczas odkształcenia plastycznego, optymalnych warunków tego odkształcenia oraz własności materiału w tych warunkach. Można określić naprężenie płynięcia i jego zmiany w funkcji wydłużenia oraz tzw. odkształcalność graniczną, czyli wydłużenie redukowane w momencie zniszczenia próbki (rys. 5.8).

5.2.5. Wytrzymałość przy złożonym stanie naprężenia Wytrzymałość przy jednoczesnym trójosiowym rozciąganiu, zginaniu i skręcaniu, rozciąganiu i skręcaniu, ściskaniu i skręcaniu oraz w innych złożonych stanach naprężeń określana jest w próbach statycznych przy złożonym stanie naprężenia, w celu porównania danych eksperymentalnych z wynikami obliczeń dokonanych na podstawie założonej hipotezy wytężeniowej.

389

5 roz

8-11-02 12:24

Page 390

5.3. Twardość 5.3.1. Istota i klasyfikacja twardości Twardość jest własnością, której nie można zdefiniować jednoznacznie. W różnych próbach, których celem jest pomiar twardości, w rzeczywistości mierzy się różne własności. Próby te można sklasyfikować w zależności od rodzaju oporu materiału, stawianego podczas próby. Są to: statyczne próby twardości, podczas których opór materiału spowodowany działaniem obciążenia statycznego jest związany z odkształceniem plastycznym, dynamiczne próby twardości, podczas których opór materiału wywołany działaniem obciążenia udarowego jest związany z odkształceniem plastycznym lub sprężystym, próby zarysowania, w których opór materiału jest związany z jego zarysowaniem, próby twardości, o której decyduje ścieralność materiału. Podstawowe znaczenie praktyczne zyskały statyczne próby twardości.

5.3.2. Statyczne metody pomiaru twardości ISTOTA STATYCZNYCH METOD POMIARU TWARDOŚCI

Metody statyczne pomiaru twardości polegają na wciskaniu wgłębnika w badany materiał poza granicę sprężystości, do spowodowania odkształceń trwałych. Przy zastosowaniu tych metod twardość można określić jako miarę odporności materiału na odkształcenia trwałe, powstające w wyniku wciskania wgłębnika. Do najczęściej stosowanych w technice należą metody: Brinella, Vickersa, Knoopa, Chruszczowa–Bierkowicza, Grodzińskiego, Rockwella. METODA BRINELLA

Twardość według metody Brinella w jednostkach niemianowanych HBW wynosi: HBW =

390

(

0,204 F

π D D − D 2− d 2

)

,

(5.25)

8-11-02 12:24

Page 391

5.3. Twardość

gdzie: F – siła w N, D – średnica kulki w mm, d – średnica odcisku w mm. Twardość Brinella jest proporcjonalna do stosunku obciążenia F do powierzchni czaszy kulistej trwałego odcisku S i jest obliczana na podstawie pomiaru średnicy trwałego odcisku d, dokonywanego po odciążeniu (rys. 5.9). a)

b) 2 1 D

F

Rysunek 5.9 Schemat pomiaru twardości metali sposobem Brinella a) podczas obciążenia, b) po odciążeniu; 1 – kulka, 2 – element obciążający, 3 – badany materiał, 4 – odcisk

1 3

3

d

4

h

5 roz

Obciążenie F wyrażone w niutonach jest dobierane na podstawie zależności: F = 9,807KD2

(5.26)

i powinno być dobrane tak, aby średnica odcisku d znajdowała się w zakresie 0,24 D do 0,6 D. Współczynnik K jest dobierany dla danego materiału według tablicy 5.2.

Tablica 5.2 Zalecane wartości współczynnika K dla różnych materiałów metalowych Zalecana Twardość wartość K HBW

Badany materiał (w nawiasach podano twardość)

30

96÷600

stale (96 ÷ 650 HBW), żeliwo i stopy niklu, tytanu, kobaltu itp. (≥140 HBW), miedź i jej stopy (>200 HBW)

15

35÷325

miedź i jej stopy (50 ÷ 300 HBW), metale lekkie i ich stopy oraz stopy łożyskowe (>35 HBW)

10

32÷200

żeliwo i stopy niklu, tytanu, kobaltu itp. (80 HBW)

5

16÷100

miedź i jej stopy (R2' >R3' >R4' t=const

10 5 3 2 1 x=1 0,5 0,3 x=0,2

R1'

R2'

R3'

R4'

0,1 R1' R2' R3' Rz /τ/t

R4'

R0,2 /τ/t R1 /τ/t

10

102 103 CZAS, τ (h)

104

105

CZASOWA WYTRZYMAŁOŚĆ NA PEŁZANIE

Czasową wytrzymałość na pełzanie Rz/τ/t*), stanowiącą stosunek stałego obciążenia powodującego jej zerwanie po upływie czasu τ przy stałej temperaturze t do pola powierzchni przekroju początkowego próbki, wyznacza się na podstawie wykresów sporządzonych analogicznie jak w przypadku wyznaczania czasowej granicy pełzania (rys. 5.46). ZALEŻNOŚCI PARAMETRYCZNE

Wyniki prób pełzania można również przedstawić stosując sposoby parametryczne poprzez wyrażenie jednej zmiennej, tzn. czasu lub temperatury pełzania, jako iloczynu funkcji dwóch pozostałych zmiennych, tzn. naprężenia i odpowiednio temperatury lub czasu. A zatem *)

Porównaj przypis na stronie 434.

435

8-11-02 12:27

Page 436

5. Zależność warunków pracy oraz mechanizmów zużycia i dekohezji materiałów inżynierskich τ r = H (σ) ⋅ Θ (T )

(5.84)

T = H (σ) ⋅ C (τ r) ,

(5.85)

lub

gdzie:

σ – naprężenie, T – temperatura w skali bezwzględnej, τr – czas do zerwania, H(σ) – funkcja naprężenia, Θ(T) – funkcja temperatury, C(τr) – funkcja czasu. Zależności (5.84) odpowiada: parametr Orra–Sherby’ego–Dorna H (σ)OSD = log τ r −

Q , kT

(5.86)

gdzie: k – stała gazowa, Q – energia aktywacji pełzania, którą określa się z pochylenia poszczególnych linii prostych odpowiadających różnym naprężeniom (rys. 5.47a). a)

b) σ1 σ2 σ3 σ4

(Ta, lgτa)

c)

σ1 σ2 σ3

σ4

Q — R

LGτr

5 roz

Rysunek 5.47 Parametryczne metody ekstrapolacji a) Orra–Sherby’ego–Dorna, b) Mansona–Haferda, c) Larsona–Millera

1 σ1Q*

Q*

2,5

2,0 odkształcenie sprężyste+ nieciągłe odkształcenie plastyczne

1,5

odkształcenie sprężyste+pełzanie

1

s–

Rysunek 5.52 Mapa wartości wskaźnika n i energii aktywacji pełzania Q w zależności od temperatury i naprężenia; 3 < nM < 6, 190 < QM < 300 kJ/mol

1,0 650

n>n* Q=Q*

n9 S⋅m/mm2. W stalach na reaktory jądrowe ograniczone jest stężenie następujących pierwiastków: miedzi do 0,10%, kobaltu do 0,05% i wanadu do 0,05%. Stale ferrytyczno–perlityczne utwardzane wydzieleniowo, o stężeniu węgla ≥0,25% według analizy wytopowej, oraz stężeniu niobu, wanadu i innych pierwiastków mikrostopowych mniejszym od wartości granicznych podanych dla stali stopowych w tablicy 6.2, poddawane są utwardzaniu wydzieleniowemu w wyniku regulowanego walcowania i chłodzenia. Stalom do zbrojenia betonu wstępnie sprężonego stawiane są również specjalne wymagania. Przykłady klasyfikacji stali niestopowych z podziałem na główne klasy jakościowe oraz z dodatkowym podziałem na grupy lub podklasy własności i zastosowania podano w tablicy 6.3. W związku z niezakończonym procesem dostosowywania polskich norm do systemu europejskiego (PN-EN), w Polsce obowiązują również normy (PN) zawierające stale pogrupowane odmiennie niż podano w tablicy 6.3.

527

6 rozA

8-11-02 14:56

Page 528

6. Stale i inne stopy żelaza

Tablica 6.3 Przykłady klasyfikacji stali niestopowych Główne cechy

Dodatkowe cechy

R e maks. Rm maks. lub HB maks. (stale miękkie niskowęglowe) R e min. lub R m min.

Stężenie węgla

Klasy jakości stali niestopowych stale jakościowe

stale specjalne

stale miękkie na taśmy i blachy do obróbki plastycznej na zimno (ogólnego zastosowania, tłoczne, głębokotłoczne): * walcowane na gorąco lub zimno * do ogniowego ocynkowania, ołowiowania lub aluminiowania stale konstrukcyjne łącznie ze stalami na zbiorniki ciśnieniowe

• stale o stężeniu P i S ≤0,045%, np.: * konstrukcyjne walcowane na gorąco * o podwyższonej wytrzymałości * spawalne drobnoziarniste konstrukcyjne * kadłubowe do budowy statków * na blachy i taśmy do ocynkowania ogniowego * na spawane butle gazowe z blach i taśm * na blachy i taśmy do pracy w podwyższonej temperaturze i pod ciśnieniem • stale na rury • stale o specjalnych własnościach plastycznych, np. do ciągnienia, gięcia na zimno • stale z określonym minimalnym stężeniem miedzi

• stale z minimalną pracą łamania KV ≥27 J w –50°C (próbki wzdłużne) • stale dla energetyki jądrowej (do reaktorów jądrowych)

stale do zbrojenia betonu

stale do zbrojenia betonu i betonu wstępnie sprężonego

stale do betonu wstępnie sprężonego

stale szynowe

stale na szyny szerokostopowe i o specjalnym profilu – na rozjazdy i krzyżownice, nieobrabiane cieplnie

stale automatowe

stale automatowe: * nieprzeznaczone do obróbki cieplnej * do nawęglania * do ulepszania cieplnego

stale do ciągnienia

stale na walcówkę do ciągnienia i/lub walcowania na zimno

• stale o szczególnie niskim udziale wtrąceń niemetalicznych • stale na walcówkę do ciągnienia i/lub walcowania na zimno, np. walcówka na sprężyny, drut do zbrojenia opon, spawalnicze materiały dodatkowe

stale do spęczania na zimno

stale do spęczania i wyciskania na zimno nieprzeznaczone do obróbki cieplnej

stale do spęczania i wyciskania na zimno i do obróbki cieplnej: * do nawęglania * do ulepszania cieplnego

stale do nawęglania

stale niestopowe maszynowe do nawęglania

stale do ulepszania cieplnego

stale niestopowe maszynowe

stale niestopowe maszynowe do ulepszania cieplnego

stale sprężynowe

stale na taśmy walcowane na zimno do produkcji sprężyn

stale na taśmy walcowane na zimno

stale narzędziowe

stale narzędziowe stale do hartowania powierzchniowego

Własności magnetyczne lub elektryczne Zastosowanie stale na opakowania

• stale o wymaganiach dotyczących stratności i/lub własności magnetycznych • stale o przewodności elektrycznej ≤9 S⋅m/mm 2 stale na najcieńsze blachy: ocynowane lub chromowane, na opakowania

spawalnicze materiały stale na elektrody otulone i drut do spawania dodatkowe

528

stale o przewodności elektrycznej >9 S⋅m/mm2

stale na elektrody otulone i drut do spawania, P i S ≤0,020%

6 rozA

8-11-02 14:56

Page 529

6.1. Ogólna klasyfikacja stali 6.1.4. Klasyfikacja stali stopowych według jakości, własności i zastosowania KLASY JAKOŚCI STALI STOPOWYCH

Ze względu na klasy jakości stale stopowe dzieli się na: stale stopowe jakościowe, stale stopowe specjalne. Jako odrębną klasę wśród stali stopowych wyróżnia się w normie PN-EN 10020:2002U stale nierdzewne. Stale te nie są dzielone na jakościowe i specjalne, lecz kryteriami ich dalszego podziału są stężenie Ni lub główna własność stali. STALE STOPOWE JAKOŚCIOWE

Dla stali stopowych jakościowych stosuje się te same kryteria klasyfikacji jak dla stali niestopowych jakościowych, z uwzględnieniem dodatkowych wymagań dotyczących stężenia pierwiastków równego lub większego od wartości granicznych Tablica 6.4 podanych w tablicy 6.2. Produkty ze stali stopowych tej klasy zazwyczaj nie są przeznaczone do Przykład klasyfikacji stali stopowych jakościowych ulepszania cieplnego ani utwardzania powierzchGrupa stali niowego. Wśród stali stopowych jakościowych (tabl. 6.4) wyróżnia się następujące grupy: konstrukcyjne inne stale konstrukcyjne drobnoziarniste spawalne • spawalne drobnoziarniste • stale stopowe na produkty przeznaczone na zbiorniki i rurociągi pracujące o ograniczonej minimalnej płaskie do obróbki pod ciśnieniem, o minimalnej granicy plastyczgranicy plastyczności plastycznej na zimno i udarności • stale stopowe na szyny, ności Re10

2⋅10

–3

56

1⋅10–3

3,5÷5

30÷40

Pełne nazwy materiałów polimerowych podano w tablicach 8.31÷8.36.

Tablica 8.55 Własności optyczne wybranych materiałów polimerowych Współczynnik załamania światła nD w 20°C

Przepuszczalność światła 2)

Współczynnik załamania światła nD w 20°C

Przepuszczalność światła 2)

PE

1,51

/

CA

1,47÷1,5

/

PP

1,5

/

CAB

1,48

/

PMP

1,46

/

CP

1,47

/

PE jon

1,51

PC

1,58÷1,59

PS

1,58÷1,59

PET

1,57

SB

–

PBT

1,55

Materiał polimerowy 1)

Materiał polimerowy 1)

1,57

/

PA 6, 11, 12, 66

ABS

1,52

/

PA 6–3–T

1,57

PVC

1,52÷1,54

/

PSU

1,63

/

PTFE

1,35

PES

1,65

/

SAN

1014

1,52÷1,53

/

/

9-11-02 11:09

Page 1015

8.3. Materiały polimerowe

Tablica 8.55 (ciąg dalszy) Współczynnik załamania światła nD w 20°C

Przepuszczalność światła 2)

PCTFE

1,43

/

PPS

–

PVDF

1,42

/

PF

1,63

PMMA

1,49

UP

1,54÷1,58

/

POM

1,48

EP

1,47

/

Materiał polimerowy 1)

(PPE+PS) 1) 2)

Współczynnik załamania światła nD w 20°C

Materiał polimerowy 1)

Przepuszczalność światła 2)

–

Pełne nazwy materiałów polimerowych podano w tablicach 8.31 i 8.32. przezroczyste jak szkło, przejrzyste, prześwitujące, mętne.

Tablica 8.56 Odporność wybranych materiałów polimerowych na działanie substancji chemicznych

Tłuszcze, oleje

–

Ropa naftowa

–

Paliwa

–

związki aromatyczne

–

kwasy organiczne

aminy

ketony

aldehydy

PE–LLD

estry

etery

alkohole

chlorowco–alkany

węglowodory parafinowe

Utleniacze

Chlorowce

Rozpuszczalniki

Sole nieorganiczne

silne

słabe

Zasady

fluorowodorowy

silne

Materiał polimerowy 1)

Kwasy

słabe

Substancja

Woda

8_3 roz

PE–LD PE–HD PE–C EVAC

– –

–

–

PIB

–

–

PP PMP

–

–

PS SB

–

–

–

–

SAN ABS PVC–U VCVAC PVC–P

–

– –

–

–

–

–

–

–

PTFE PCTFE

–

–

1015

9-11-02 11:09

Page 1016

8. Materiały specjalne, funkcjonalne i niemetalowe

Tablica 8.56 (ciąg dalszy)

Tłuszcze, oleje

–

Ropa naftowa

kwasy organiczne

–

Paliwa

aminy

–

związki aromatyczne

aldehydy

ketony

estry

etery

alkohole

chlorowco–alkany

węglowodory parafinowe

Utleniacze

Chlorowce

Rozpuszczalniki

Sole nieorganiczne

silne

słabe

Zasady

fluorowodorowy

silne

Materiał polimerowy 1)

Kwasy

słabe

Substancja

Woda

8_3 roz

–

–

–

–

–

–

–

PMMA AMMA

–

POM

–

(PPE+PS)

–

–

– –

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

CA CTA CAB CP PC PET

–

–

PBT

–

–

–

– –

–

PA 6 PA 12 PA 66 PA 610 PA arom

–

–

PSU

–

–

–

PF

–

–

–

–

UF

–

–

–

MF

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

–

UP UP 2) EP

–

–

TPU AU/EU 1)

–

Pełne nazwy materiałów polimerowych podano w tablicach 8.31, 8.32, 8.35 i 8.36. Odporny na alkalia. Oznaczenia: odporny, odporny do warunkowo odpornego, warunkowo odporny, warunkowo odporny do nieodpornego, nieodporny, – brak danych lub nie dotyczy. 2)

1016

8_3 roz

9-11-02 11:09

Page 1017

8.3. Materiały polimerowe

Tablica 8.57 Odporność wybranych materiałów polimerowych na działanie warunków atmosferycznych oraz organizmy żywe Materiał polimerowy 1)

Odporność na działanie warunków atmosferycznych niestabilizowane

stabilizowane

Odporność na mikroorganizmy

makroorganizmy

–

–

–

–

–

SB

–

–

–

SAN

–

–

–

–

–

–

–

–

–

PE–LD PE–HD PP PB PMP PS

ABS ASA PVC–U PVC–P PVDC

–

PTFE

–

PCTFE

–

PVF

–

–

PVDF

–

PMMA

–

POM

–

–

–

PPE

–

–

–

CA

–

CAB

–

PC

–

–

–

PET

–

–

–

PA

–

PSU

–

–

–

PI

–

–

–

PUR

–

UP–GF

–

EP

–

PF

–

MF

–

UF

–

1) Pełne

nazwy materiałów polimerowych podano w tablicach 8.31, 8.32, 8.36 i 8.38. Oznaczenia: bardzo dobra, dobra, przeciętna, słaba, bardzo słaba, – brak danych lub nie dotyczy.

1017

8_3 roz

9-11-02 11:09

Page 1018

8. Materiały specjalne, funkcjonalne i niemetalowe

Tablica 8.58 Wpływ niektórych substancji chemicznych na korozję naprężeniową wybranych materiałów polimerowych Materiał polimerowy 1) Substancja chemiczna

ABS

AMMA

PA

PC

PE

Aceton Etanol Eter Alkohole Anilina Benzyna Ropa naftowa Kwas octowy Estry Gliceryna Olej opałowy Heptan Heksan Izopropanol Wodorotlenek potasu Ketony Węglowodory aromatyczne Halogenki metali Metanol Wodorotlenek sodu Podchloryn sodu Olej parafinowy Olej roślinny Środek spęczniający, chlorowany Kwas azotowy Kwas krzemowy Kwas siarkowy Środki powierzchniowo–czynne Terpentyna Tetrachlorek węgla Woda 1) Pełne

nazwy materiałów polimerowych podano w tablicach 8.31 i 8.32.

1018

PMMA

PP

PS

PVC

SAN

SB

8_3 roz

9-11-02 11:09

Page 1019

8.3. Materiały polimerowe

Grupa materiałów polimerowych

Materiał polimerowy

DAWKA PROMIENIOWANIA γ (Gy)

Rysunek 8.140 Możliwość stosowania wybranych materiałów polimerowych w technice jądrowej (pełne nazwy materiałów polimerowych podano w tablicach 8.31÷8.33, 8.35 i 8.38) (według Schönbachera)

1019

9-11-02 11:09

Page 1020

8. Materiały specjalne, funkcjonalne i niemetalowe

Tablica 8.59 Własności materiałów polimerowych stosowanych na łożyska (opracowano na podstawie danych R.P. Steijna) Niemodyfikowane

Własności

fluorowęglan

poliimid

fenoplast

nylon + włókna grafitowe

poliacetal, zbrojony włóknami TFE

fluorowęglan z różnymi włóknami

poliimid z włóknami grafitowymi

fenoplast, zbrojony włóknami TFE

Modyfikowane

poliacetal

Materiały polimerowe poliamid (nylon)

8_3 roz

Maksymalne obciążenie, MPa

33,8

35,8

6,89

68,9

27,56

6,89

12,4

13,78

68,9

27,56

60,89÷ 121,92

152,4

30,48

304,8

304,8

60,89÷ 121,92

243,84

304,8

304,8

304,8

1000

1000

200

300

100

1000

2500

2500÷ 50000

3000

5000

1219,2

914,4

548,64

30480

1524

1219,2

1676,4

9144

30480

12192

0,2 ÷0,4

0,15 ÷0,3

0,04 ÷0,13

0,1 ÷0,3

0,9 ÷1,1

0,1 ÷0,25

0,05 ÷0,15

0,04 ÷0,25

0,1 ÷0,3

0,05÷ 0,45

Współczynnik zużycia K⋅10–8, cm3 ⋅min/(kg⋅m⋅h)

59,05

59,05

2952,5

177,15

295,25 ÷2362

59,05

23,62

1,181÷ 23,62

17,715

11,81

Moduł sprężystości przy zginaniu, GPa

2,067

2,756

0,5512

3,1005

34,45

2,756

2,756

2,756

4,3407

34,45

204

149

260

316

149 ÷209

204

149

260

316

149 ÷209

Gęstość, g/cm3

1,2

1,43

2,15 ÷2,2

1,42

1,4

1,2

1,54

2,15 ÷2,25

1,49

1,4

Wskaźnik kosztu względem materiałów podstawowych

1,4

1

5

15

–

1,5

6

5

15

–

Odporność:

dobra,

wystarczająca.

Szybkość przy pracy ciągłej, m/min PV przy pracy ciągłej (zużycie 1,27 mm po 1000 h) Graniczne PV przy 30,5 m/min Współczynnik tarcia

Krytyczna temperatura na powierzchni łożyska, °C Odporność na:

wilgotność chemikalia

bardzo dobra,

W tablicach 8.60 i 8.61 porównano ogólne podstawowe własności oraz odporność na działanie czynników chemicznych gum otrzymanych z podstawowych typów kauczuków. ZASTOSOWANIE MATERIAŁÓW POLIMEROWYCH

W tablicy 8.62 przedstawiono typowe zastosowania wybranych materiałów polimerowych.

1020

9-11-02 11:09

Page 1021

8.3. Materiały polimerowe

NR

BR

CR

SBR

IIR

NBR

EPDM

CSM

EVM

ACM

ECO

AU

VMQ

FKM

FVMQ

Tablica 8.60 Porównanie własności gum otrzymanych z najważniejszych typów kauczuków (opracowano według danych F. Freudenberga)

100

100

120

110

130

120

140

130

170

160

130

130

200

210

180

Typ kauczuku 1) Własności

Wytrzymałość na rozciąganie Sprężystość Odporność na ścieranie Odporność na czynniki atmosferyczne i ozon Odporność cieplna Sprężystość na zimno Przepuszczalność gazów Temperatura długotrwałego stosowania, °C 1) Pełne

nazwy kauczuków podano w tablicy 8.35. Oznaczenie: najlepsza, dobra, średnia,

słaba,

zła.

FVMQ

FKM

VMQ

AU

ECO

ACM

EVM

CSM

EPDM

NBR

IIR

SBR

CR

Typ kauczuku1) Czynniki środowiskowe Węglowodory parafinowe

BR

Tablica 8.61 Odporność gum otrzymanych z najważniejszych typów kauczuków na oddziaływanie środowisk aktywnych chemicznie (opracowano według danych F. Freudenberga) NR

8_3 roz

Paliwa Związki aromatyczne Węglowodory chlorowane Oleje silnikowe Oleje przekładniowe Smary mineralne Alkohole Ketony Estry Woda Kwasy (rozcieńczone) Alkalia (rozcieńczone) Płyny hamulcowe 1) Pełne nazwy kauczuków podano w tablicy 8.35. Oznaczenie: bez oddziaływania lub niewielkie działanie (≤10% wzrostu objętości), działanie słabe do średniego (≤25% wzrostu objętości), silne działanie (>25% zmiany objętości).

1021

8_3 roz

9-11-02 11:09

Page 1022

8. Materiały specjalne, funkcjonalne i niemetalowe

Tablica 8.62 Charakterystyka i typowe zastosowanie niektórych materiałów polimerowych (opracowano według C.A. Harpera) Rodzaj materiału

Główne własności użytkowe

Typowe zastosowania

Termoplasty Akrylonitryl– butadien–styren ABS

wyjątkowa wytrzymałość i ciągliwość, odporny na zniekształcenia na gorąco, dobre własności elektryczne, palny i rozpuszczalny w rozpuszczalnikach organicznych

materiał na lodówki, maszyny ogrodnicze i kosiarki, zabawki, drogowe urządzenia zabezpieczające

Polimetakrylan metylu PMMA

wyjątkowa przezroczystość i odporność na starzenie, zadowalające własności mechaniczne

soczewki, przezroczyste lotnicze ramy, sprzęt do projektowania, znaki

Fluorowęglany PTFE lub TFE

chemicznie obojętny w prawie wszystkich środowiskach, bardzo dobre własności elektryczne, niski współczynnik tarcia, może być używany w temperaturze do 260°C, stosunkowo słabe płynięcie na zimno

uszczelki przeciwkorozyjne, rury i zawory chemiczne, łożyska, nieprzyczepne powłoki, wysokotemperaturowe części elektroniczne

Poliamidy PA (nylony)

dobre własności mechaniczne, odporność na ścieranie i ciągliwość, łożyska, koła zębate, krzywki, niski współczynnik tarcia, absorbuje wodę i niektóre ciecze uchwyty i osłony kabli i drutów

Poliwęglany PC

wymiarowo stały, słaba absorpcja wody, przezroczysty, bardzo dobra odporność na uderzenia i plastyczność, nie najlepsza odporność chemiczna

kaski ochronne, soczewki, lekkie kule, podłoże do filmów fotograficznych

Polietylen PE

odporny chemicznie i elektrycznie izolacyjny, odporny na przeciążenia dynamiczne, stosunkowo niski współczynnik tarcia, nieduża wytrzymałość i odporność na czynniki atmosferyczne

giętkie butelki, zabawki, oczyszczarki bębnowe, elementy baterii, tace do lodówek, opakowania na filmy

Polipropylen PP

odporny na zniekształcenia na gorąco, bardzo dobre własności elektryczne i wytrzymałość zmęczeniowa, chemicznie obojętny, stosunkowo niedrogi, słaba odporność na promieniowanie ultrafioletowe

wyjałowione butelki, opakowania na filmy, odbudowy telewizorów, walizki

Polistyren PS

bardzo dobre własności elektryczne i optyczna przezroczystość, dobra stabilność cieplna i wymiarowa, stosunkowo niedrogi

płytki ścienne, obudowy baterii, zabawki, naświetla drzwiowe

Polichlorek winylu PVC

dobre, niedrogie materiały ogólnego użytku, zwykle sztywne, lecz z dodatkiem zmiękczaczy mogą też być elastyczne, często tworzą kopolimery, skłonne do zniekształceń na gorąco

płytki PVC, rury, izolacja przewodów elektrycznych, węże ogrodowe, dawniej płyty fonograficzne

Poliester PET lub PETE

jedne z najbardziej ciągliwych folii z materiałów polimerowych, bardzo dobra wytrzymałość na zmęczenie i rozdarcie oraz odporność na wilgoć, kwasy, tłuszcze, oleje i rozpuszczalniki

kasety magnetofonowe, tkaniny, kordy opon samochodowych, kontenery na napoje

Żywice epoksydowe EP

bardzo dobre połączenie własności mechanicznych i odporności na korozję, stabilne wymiarowo, dobra adhezja, stosunkowo tanie, dobre własności elektryczne

syfony zlewozmywakowe, kształtki elektrotechniczne, kleje, powłoki ochronne, używane razem z włóknem szklanym do laminatów

Fenoplasty PF

bardzo dobra stabilność cieplna do ponad 150°C, mogą być łączone z licznymi żywicami i wypełniaczami, niedrogie

obudowy silników, telefony, osprzęt elektryczny

Poliestry UP

bardzo dobre własności elektryczne i niski koszt, mogą być stosowane w temperaturze pokojowej i wyższej, często wzmacniane włóknami

kaski ochronne, łodzie z włókna szklanego, części samochodowe, krzesła, wentylatory

Polimery utwardzalne

1022

8_3 roz

9-11-02 11:09

Page 1023

8.3. Materiały polimerowe

Tablica 8.62 (ciąg dalszy) Rodzaj materiału

Główne własności użytkowe

Typowe zastosowania

Elastomery Naturalny poliizopren (kauczuk naturalny) NR

bardzo dobre własności fizyczne, dobra odporność na skrawanie, opony pneumatyczne i rury, wyżłobienie i ścieranie, niska odporność cieplna, niska odporność podeszwy i obcasy, uszczelki na działanie ozonu i oleju, dobre własności elektryczne

Kauczuk butadienowo– styrenowy SBR

dobre własności fizyczne, bardzo dobra odporność na ścieranie, brak odporności na olej, działanie ozonu i wpływy atmosferyczne, dobre własności elektryczne

Kauczuk bardzo dobra odporność na działanie olejów roślinnych, butadienowo zwierzęcych i ropy naftowej, słabe własności w niskiej –akrylonitrylowy NBR temperaturze, słabe własności elektryczne

takie same jak w przypadku kauczuku naturalnego węże benzynowe, chemiczne i olejowe, uszczelki, obcasy i podeszwy

Kauczuk chloroprenowy CR

bardzo dobra odporność na działanie ozonu, odporność cieplna izolacje drutów i kabli, wyłożenie i na wpływy atmosferyczne, bardzo dobra ognioodporność, zbiorników chemicznych, paski, własności elektryczne gorsze niż w przypadku kauczuku naturalnego węże, uszczelki

Kauczuk silikonowy zawierający grupy metylowe i winylowe VMQ

bardzo dobra odporność na niską i wysoką temperaturę, niska wytrzymałość, bardzo dobre własności elektryczne

izolacje przeciw niskiej i wysokiej temperaturze, uszczelki, membrany, tuby do celów spożywczych i medycznych

8.3.5. Specjalne zastosowania materiałów polimerowych POLIMEROWE MATERIAŁY WARSTWOWE

W celu lepszego dostosowania własności do stawianych wymagań praktycznych, często produkuje się materiały polimerowe, a zwłaszcza wytwarzane z nich produkty, jako warstwowe. Materiały polimerowe wielowarstwowe są złożone z oddzielnych warstw różnych materiałów, jak np. folie wielowarstwowe, płyty, rury, węże, konstrukcje użebrowane, w skład których wchodzą stosunkowo cienkie warstwy wierzchnie oraz rdzenie lite, w kształcie plastra miodu lub o strukturze pianki. Materiały te mogą być także złożone z różnobarwnych składników prasowanych lub formowanych wtryskowo oraz wyprodukowanych przez zaprasowywanie i wprasowywanie. Połączenie ze sobą różnych materiałów polimerowych, a także materiałów polimerowych z innymi materiałami, np. metalami lub drewnem, dzięki strukturze warstwowej zapewnia korzystne kształtowanie własności zarówno mechanicznych, estetycznych jak i eksploatacyjnych wytworzonych z nich produktów. Koniecznym warunkiem technologicznym jest zapewnienie wzajemnej przyczepności poszczególnych warstw, co wymaga odpowiednich procesów technologicznych. Materiały polimerowe warstwowe są również otrzymywane przez wymieszanie osnowy polimerowej z dodatkami nadającymi wymagane własności, np. włóknami lub tkaninami (rys. 8.141). W skład tej grupy materiałów wchodzą również materiały polimerowo–betonowe, laminaty termoutwardzalne, polimery termoplastyczne

1023

8_3 roz

9-11-02 11:09

Page 1024

8. Materiały specjalne, funkcjonalne i niemetalowe

wzmocnione matami szklanymi oraz napełniane materiały utwardzalne. W istocie sporą część tych właśnie materiałów można zaliczyć również do grupy materiałów kompozytowych (porównaj rozdz. 8.4). CFRC AFRC GFRC

Rysunek 8.141 Porównanie wybranych własności warstwowych materiałów polimerowych napełnianych z konwencjonalnymi materiałami konstrukcyjnymi; SMC – tłoczywo arkuszowe (materiał polimerowy utwardzalny wzmocniony matą szklaną), GM–PP – polipropylen wzmocniony matą szklaną, materiały kompozytowe wzmocnione włóknami: GFRC – szklanymi, AFRC – aramidowymi, CFRC – węglowymi (opracowano według Saechtling Kunststoff Taschenbuch)

POKRYCIA POLIMEROWE

Pokrycia polimerowe są stosowane od niepamiętnych czasów*). Obecnie do pokrywania są stosowane zarówno termoplasty, duroplasty, jak i elastomery. Wśród metod nanoszenia pokryć polimerowych wymienić można m.in.: odparowanie polimerów rozpuszczonych w rozpuszczalnikach, napylanie proszków polimerów na gorące podłoże, elektrostatyczne napylanie na podłoże o negatywnym potencjale elektrycznym, osadzanie elektrolityczne z wodnych roztworów polimerów, osadzanie nagrzanych w parze cząstek imersyjnych w złożu fluidalnym. W tablicy 8.63 zestawiono własności i zastosowania typowych pokryć polimerowych.

*)

1024

W Biblii znajduje się zapis, że Arka Noego zarówno z zewnątrz jak i wewnątrz pokryta została smołą.

8_3 roz

9-11-02 11:09

Page 1025

8.3. Materiały polimerowe

Tablica 8.63 Porównanie własności i zastosowania typowych pokryć polimerowych (opracowano na podstawie danych C.A. Harpera) Rodzaj pokrycia

Poliestry akrylowe Alkidowe żywice lakiernicze

Przyrządy stosowane do nanoszenia

rozpylacz, pędzel, kąpiel

Żywice epoksydowe Polifluorokarbony

rozpylacz, kąpiel

Fenoplasty

Metoda utrwalania

Najwyższa temperatura ciągłej pracy, °C

Odporność na zawilgocenie

Przyczepność do metali

Elastyczność

Typowe zastosowania

85

lakier samochodowy, pokrycia obwodów drukowanych

95

emalia samochodowa

reakcja, wygrzewanie

200

izolacja elektryczna

osuszanie rozpuszczalnika

260

naczynia żarowytrzymałe

grzanie

180

pokrycia wysokotemperaturowe

suche powietrze

Poliamid (nylon)

płomień, rozpylacz

–

120

łożyska niskotarciowe

Polistyren

rozpylacz, kąpiel

odparowanie rozpuszczalnika

70

pokrycia cewek

suche powietrze

120

pokrycia mebli

suche powietrze, wygrzewanie

260

powłoki odporne na nagrzewanie

suche powietrze

65

pokrycia puszek, mebli

Poliuretan

rozpylacz, pędzel, kąpiel

Silikon Polichlorek winylu

rozpylacz, kąpiel, wałek

Elastomery Kauczuk butylowy Kauczuk chloroprenowy Fluoroelastomer

rozpylacz, kąpiel, pędzel

/

pokrycia gumy naturalnej

85

/

pokrycia odzieży sportowej

230

/

pokrycia konserwacyjne w agresywnych środowiskach

suche powietrze

Neopren Oznaczenia:

–

– bardzo dobre,

dobre,

wystarczające,

pokrycia słabe, – brak danych lub nie dotyczy.

MIESZANINY POLIMERÓW

W wielu przypadkach można poprawić własności materiałów polimerowych przez tworzenie mieszanin, tzw. blend. Tworzenie mieszanin jednorodnych przez różne polimery jest ograniczone (tabl. 8.64). Stabilna struktura jest złożona z osnowy z równomiernie zdyspergowaną drugą fazą lub ich większą liczbą, o odpowiedniej

1025

8_3 roz

9-11-02 11:11

Page 1046

8. Materiały specjalne, funkcjonalne i niemetalowe

Stwierdzono również, że niektóre polimery wykazują nadprzewodnictwo (porównaj rozdz. 8.5.5), jak regioregularny polialkilotiofen lub nieorganiczny polimer eksplodujący poli(azotek siarki) (SN)x o temperaturze Tk = 0,26 K. MECHANIZM PRZEWODNICTWA ELEKTRYCZNEGO POLIMERÓW

Rola domieszek w omawianych polimerach polega na usunięciu lub dodaniu elektronów. W przypadku jodyny I2 elektron jest usuwany wraz z utworzeniem jonu I3– (porównaj zależność (8.25)). Wraz z usunięciem elektronu z pasma walencyjnego (porównaj rozdz. 8.5.1) półprzewodzących polimerów, takich jak poliacetylen lub polipirol, powstaje dziura elektronowa zdelokalizowana (niezakotwiczona) (inaczej niż w klasycznej teorii pasmowej – porównaj rozdz. 8.5.1). Lokalne usunięcie elektronu z jednego atomu węgla jest przyczyną utworzenia kationorodnika zwanego również polaronem. Polaron jest zlokalizowany (zakotwiczony), częściowo ze względu na przyciąganie Coulomba przez przeciwjon I3– o bardzo małej ruchliwości, a częściowo z powodu lokalnych zmian równowagowej geometrii polaronu w stosunku do cząsteczki obojętnej. Ruchliwość polaronu wzdłuż łańcucha polietylenu jest duża, w wyniku czego następuje przepływ prądu elektrycznego (rys. 8.147). Przeciwjony I3– nie są zbytnio mobilne przy dodatnim przepływie prądu. Poruszanie się polaronów w polu przeciwjonów I3– możliwe jest więc jeżeli są położone blisko siebie, wobec czego wymagana jest ich duża koncentracja. To właśnie uzasadnia potrzebę stosunkowo dużego domieszkowania w polimerach przewodzących prąd elektryczny.

Rysunek 8.147 Polaron a), b) utworzony w wyniku usunięcia jednego elektronu na co piąty atom węgla w łańcuchu poliacetylenu, c)÷e) migrujący (opracowano według A.J. Heegera, A.G. MacDiarmida i H. Shirakawy) W przypadku usunięcia drugiego elektronu z uprzednio utlenionej strefy polimeru, może powstać drugi niezależny polaron lub jeżeli ten elektron nie stanowi pary dla pierwszego polaronu wraz z jego usunięciem powstaje bipolaron. Dwa dodatnie ładunki bipolaronu nie są niezależne, lecz poruszają się jako para, analogicznie jak pary Coopera w teorii nadprzewodnictwa (porównaj rozdz. 8.5.5) O ile spin pojedynczego polaronu wynosi S = 1/2, o tyle spin bipolaronu S = 0. Ważne

1046

8_3 roz

9-11-02 11:11

Page 1047

8.3. Materiały polimerowe

znaczenie dla przewodnictwa, np. poliacetylenu, odgrywają również defekty fali odosobnionej (samotnej) zwane solitonami. Solitony odpowiadają falom samotnym skierowanym ku sobie i przechodzącym przez siebie bez deformacji przy zachowaniu stabilności. W przestrzeni (1+1)–wymiarowej (1 zmienna przestrzenna i czas) soliton jest pod wieloma względami podobny do cząstki elementarnej: m.in. gęstość jego energii jest zlokalizowana, całkowita energia jest skończona, zderza się zachowując swą tożsamość. Na rysunku 8.148 przedstawiono jak w łańcuchu cis–poliacetylenu w wyniku „termicznej“ izomeryzacji do struktury trans–poliacetylenu powstaje defekt, stabilny wolny rodnik, który jest obojętnym solitonem, który pomimo możliwości propagacji (rozchodzenia się) wzdłuż łańcucha nie przenosi żadnego ładunku elektrycznego. Z drugiej strony może jednak przyczyniać się do transferu ładunku między różnymi łańcuchami. Ogólnie solitony tworzące się w wyniku domieszkowania mają większe znaczenie niż alternatywne defekty wiązań. Przewodnictwo objętościowe w materiałach polimerowych jest limitowane możliwościami przeskoków elektronów z jednego łańcucha do następnego, jak również czynnikami makroskopowymi, np. złym kontaktem między różnymi domenami krystalicznymi w materiale.

Rysunek 8.148 Soliton a), b) tworzenie się solitonu przez izomeryzację cis–poliacetylenu, b)÷e) ruch solitonu w wyniku utworzenia pary z sąsiednim elektronem (opracowano według A.J. Heegera, A.G. MacDiarmida i H. Shirakawy) Rysunek 8.149 przedstawia mechanizm przeskoków międzysolitonowych mający również udział w przewodnictwie polimerów przez przeskoki ładunków elektrycznych między różnymi łańcuchami polimerów. W tym przypadku elektron przeskakuje między zlokalizowanymi stanami w sąsiadujących łańcuchach polimerowych, natomiast soliton porusza się wokoło i zamienia elektron z innym blisko położonym zlokalizowanym i naładowanym solitonem. Naładowane solitony (na dole) są pułapkowane przez rodniki domieszkowe, natomiast uwolnione solitony obojętne (na górze) mają możliwość ruchu. W wyniku bliskiego położenia obojętnych solitonów względem naładowanych może wystąpić interakcja między nimi, w wyniku czego

1047

8_3 roz

9-11-02 11:11

Page 1048

8. Materiały specjalne, funkcjonalne i niemetalowe

elektron przeskakuje z jednego defektu do innego. Mechanizm przeskoków międzysolitonowych jest bardzo zbliżony do występującego w lepiej przewodzących polimerach, niekiedy o przewodnictwie podobnym do metali przy wysokim domieszkowaniu lub do półprzewodników przy domieszkowaniu bardzo małym.

Rysunek 8.149 Mechanizm przeskoków międzysolitonowych a) soliton obojętny, b) soliton naładowany (opracowano według A.J. Heegera, A.G. MacDiarmida i H. Shirakawy) Solitony nie występują we wszystkich polimerach z układami wiązań sprzężonych, gdy polarony występują w większości z nich. Transport ładunków w polimerach, w których w wyniku domieszkowania powstają polarony, następuje przez transfer elektronów między zlokalizowanymi (zakotwiczonymi) stanami powstałymi przez iniekcję ładunków w łańcuchach polimerowych. Dla polimerów przewodzących prąd elektryczny może mieć zastosowanie molekularna teoria transferu elektronów opracowana przez R. Marcusa*), odnosząca się jednak głównie do biopolimerów. POLIMERY PÓŁPRZEWODNIKOWE I ELEKTROLUMINESCENCYJNE

Wynalezienie przewodnictwa elektrycznego polimerów w roku 1977 skłoniło do dalszych poszukiwań. Okazało się, że bardzo interesujące są poszukiwania w zakresie zastosowania polimerów jako materiałów półprzewodnikowych. Stąd rozwój materiałów na organiczne tranzystory polowe oraz na fotodiody i diody świecące LEP (porównaj rozdz. 8.5.4), szczególnie atrakcyjne ze względu na łatwość i niskie koszty procesu technologicznego. Podobnie jak w przypadku polimerów przewodzących prąd elektryczny, również polimery półprzewodnikowe zawdzięczają swe własności obecności pasm przewodnictwa i walencyjnych związanych z występowaniem wiązań typu π. Elektroluminescencja polimerów z układami wiązań sprzężonych była stwierdzona po raz pierwszy w 1990 roku. Poliwinylen p–fenylenu PPV został wykorzystany jako prosty półprzewodnik, zapewniający emisję światła o barwie żółtozielonej. W bateriach elektrochemicznych emitujących światło polimery półprzewodnikowe mogą być otoczone symetrycznie, natomiast w diodzie świecącej asymetrycznie, elektrodami do iniekcji dziur elektronowych (zwykle tlenek indowo–cynowy ITO – indium tin oxide) z jednej strony i kontaktami metalowymi emitującymi elektrony (np. aluminium, magnez lub wapń) z drugiej strony. Emisja światła następuje w wyniku rekombinacji wypromieniowanego nośnika ładunku w polimerze jako elektronu z jednej strony i dziury elektronowej z drugiej.

*)

1048

R. Marcus (USA) uzyskał za to osiągnięcie nagrodę Nobla w dziedzinie chemii w 1992 roku.

8_3 roz

9-11-02 11:11

Page 1049

8.3. Materiały polimerowe

Wysoką wydajność osiągają polimerowe diody świecące, w których warstwa polidioksyetylenu tienylenu PEDOT jest domieszkowana kwasem polistyrenowo–sulfonowym PSS o strukturach przedstawionych odpowiednio zależnościami:

(8.29)

i

,

(8.30)

lub warstwa chlorku polianiliny, są ułożone między tlenkami indowo–cynowymi (ITO). Struktury chemiczne innych półprzewodnikowych materiałów polimerowych przedstawiono w zależnościach

(8.31)

dla emisji światła zielonego i

(8.32)

dla emisji światła pomarańczowoczerwonego.

1049

8_3 roz

9-11-02 11:11

Page 1050

8. Materiały specjalne, funkcjonalne i niemetalowe

Na rysunku 8.150 przedstawiono przekrój polimerowej diody świecącej, której technologię przedstawiono w rozdziale 8.5.4. W rozdziale tym podano również przykłady zastosowania materiałów polimerowych półprzewodnikowych na tranzystory polowe.

Rysunek 8.150 Przekrój polimerowej diody świecącej (opracowano według B. Nordena i E. Krutmeijer)

ZASTOSOWANIE POLIMERÓW PRZEWODZĄCYCH PRĄD ELEKTRYCZNY I PÓŁPRZEWODNIKOWYCH

Polimery przewodzące prąd elektryczny zyskują coraz większe znaczenie praktyczne. Podstawową zaletą jest niski koszt wytwarzania tych polimerów w postaci cienkich filmów, z wykorzystaniem procesu zol–żel (porównaj rozdz. 8.4.4). Przykładowo, ekrany świetlne lub układy scalone, teoretycznie mogłyby być wytworzone z użyciem techniki zbliżonej do stosowanej w drukarce atramentowej. O możliwościach zastosowania decyduje struktura chemiczna polimerów przewodzących prąd elektryczny oraz związane z tym ich podstawowe własności użytkowe. Domieszkowana polianilina jest stosowana jako przewodnik elektryczny, na osłony elektromagnetyczne w obwodach i układach elektronicznych, a także jako inhibitor korozji (porównaj rozdz. 5.8.8). Pochodne polifluorenu dialkilu są stosowane jako warstwy emisyjne w matrycach w pełni kolorowych urządzeń wideo. Polietylenodioksytiofen (PEDOT) domieszkowany kwasem polistyrenosulfonowym (PSS) jest stosowany na powłoki antystatyczne zapobiegające oddziaływaniu prądu elektrycznego na emulsję fotograficzną, jak również jako materiał na elektrody iniekcji dziur elektronowych w polimerowych diodach świecących (porównaj rozdz. 8.5.4). Są również bardzo zaawansowane prace wskazujące na możliwość innych zastosowań polimerów przewodzących prąd elektryczny. Poliwinyliden fenylenu jest głównym kandydatem na aktywne warstwy w pilotażowej produkcji ekranów

1050

8_3 roz

9-11-02 11:11

Page 1051

8.3. Materiały polimerowe

elektroluminescencyjnych (porównaj rozdz. 8.5.4) stosowanych w telefonach komórkowych. Polipirol został przetestowany w zastosowaniu na pokrycia ekranów słabo wykrywalnych przez radar i absorbujących mikrofale radiowe, stosowanych w lotnictwie, jak również może być używany w postaci cienkich folii w różnych urządzeniach sensorowych. Pochodne politiofenu mogą znaleźć zastosowanie w urządzeniach kontrolnych w supermarketach. Możliwe są również inne zastosowania polimerów przewodzących prąd elektryczny, w tym m.in. na superkondensatory i kondensatory elektrolityczne. Niektóre polimery przewodzące prąd elektryczny, jak np. polianilina, przyjmują szeroki zakres barw w niemal całym zakresie widma widzialnego w zależności od sposobu oksydacji (utleniania). Te własności elektrochromatyczne mogą być wykorzystane do produkcji „inteligentnych“ szyb okiennych, absorbujących promieniowanie słoneczne w regulowany sposób w zależności od pory roku i pory dnia. Folie powlekające szyby okienne ciemnieją lub zmieniają barwę po przyłożeniu wymaganego potencjału elektrochemicznego. W odróżnieniu od ciekłych kryształów (porównaj rozdz. 8.3.3) te materiały polimerowe mogą być wytwarzane w dużych arkuszach i bez ograniczeń w zakresie dowolnych kątów widzenia. Nie reagują one zbyt szybko, jak np. w ekranach kineskopów telewizyjnych, gdyż mechaniczne domieszkowanie wymaga czasu dla migracji elektronów do lub z polimeru, lecz szybkość tych zmian jest na tyle duża, że możliwe jest wiele zastosowań. Stąd wraz z wymienionymi dotychczas można mówić także o zastosowaniach na farby przewodzące, materiały antykorozyjne, czujniki sensorowe jak również obecności niektórych substancji, oraz o innych zastosowaniach, np. w lotnictwie, gdzie relatywnie duża gęstość klasycznych przewodników metalowych jest zasadniczą wadą. Inne zastosowania tej grupy materiałów polimerowych, zwłaszcza półprzewodnikowych, podano także w rozdziale 8.5.4. Wydaje się jednak, że najbardziej spektakularne jest zastosowanie tej grupy tworzyw, w tym politiofenu i tiolu, w tranzystorach polowych nowej generacji. Tranzystor tiolowy opisany w rozdziale 8.5.4 wydaje się najlepszym tego przykładem.

1051

8_3 roz

9-11-02 11:11

Page 1052

8. Materiały specjalne, funkcjonalne i niemetalowe

2

1

3

5

4

6

7 9

8

1052 1052

11

8_3 roz

9-11-02 11:11

Page 1053

8.3. Materiały polimerowe 10

12 14

13 19 15 17

16

18

Podstawowym materiałem stosowanym na kadłuby jachtów jednokadłubowych (1)÷(3) oraz katamaranów dwukadłubowych (4), (5), a także kajaków sportowych (6) są materiały kompozytowe o osnowie polimerowej wzmacniane włóknami szklanymi, węglowymi lub aramidowymi. Pontony pneumatyczne (7) stosowane w kajakarstwie górskim są wytwarzane z elastycznych tkanin impregnowanych kauczukiem. Wszelkie odmiany desek surfingowych (8)÷(19) są wykonane z materiałów kompozytowych, najczęściej o rdzeniu w kształcie plastra miodu, chociaż w niektórych przypadkach może być zastosowany rdzeń drewniany, np. z balsy. Zastosowane w tych przypadkach materiały kompozytowe zapewniają z jednej strony wymagane odpowiednio wysokie własności wytrzymałościowe wymienionych produktów, a także ich stosunkowo niewielką masę.

20

1053 1053

8_4 roz

9-11-02 14:29

Page 1054

8.4. Materiały kompozytowe 8.4.1. Definicja i kryteria klasyfikacji materiałów kompozytowych OGÓLNA CHARAKTERYSTYKA MATERIAŁÓW KOMPOZYTOWYCH

Materiał kompozytowy jest kombinacją dwóch lub więcej materiałów (elementy wzmacniające, wypełniacze i lepiszcze stanowiące osnowę kompozytu) różniących się rodzajem lub składem chemicznym w skali makroskopowej. Składniki materiałów kompozytowych zachowują swoją tożsamość, ponieważ całkowicie nie rozpuszczają się w sobie, jak również nie łączą się w inne elementy, natomiast oddziałują wspólnie. Zwykle składniki te mogą być identyfikowane fizycznie i wykazują powierzchnie rozdziału między sobą. Materiały kompozytowe są zwykle sztucznie wytwarzane dla uzyskania własności, które nie mogą być uzyskane oddzielnie przez żaden z występujących składników. Materiały kompozytowe są stosowane nie tylko w celu zapewnienia odpowiednich własności mechanicznych, lecz również elektrycznych, cieplnych, trybologicznych, związanych z pracą w różnych środowiskach i innych. Materiały kompozytowe najczęściej zawierają włókna lub cząsteczki faz i są sztywniejsze i bardziej wytrzymałe niż ciągła faza osnowy. Wiele elementów wzmacniających zapewnia także dobrą przewodność cieplną i elektryczną oraz niższy współczynnik rozszerzalności cieplnej oraz/lub dobrą odporność na zużycie. Są jednak wyjątki, które mogą również występować w materiałach kompozytowych, jak polimery modyfikowane kauczukiem, w których nieciągła faza jest bardziej podatna i bardziej ciągliwa niż polimer, co skutkuje zwiększeniem udarności. Podobnie, druty stalowe mogą być stosowane do wzmacniania żeliwa szarego w bębnach hamulcowych samochodów ciężarowych i ciągników. KLASYFIKACJA MATERIAŁÓW KOMPOZYTOWYCH

Generalnie materiały kompozytowe można sklasyfikować na dwóch odrębnych poziomach (rys. 8.151). Klasyfikacja ta może wydawać się nieco eklektyczna, niemniej ma duże znaczenie praktyczne. Pierwszy poziom klasyfikacji dotyczy bowiem materiału osnowy. Drugi poziom klasyfikacji uwzględnia natomiast cechy geometryczne elementów wzmacniających, które mogą być wytwarzane z różnych materiałów. W tablicy 8.74 zestawiono materiały stosowane na wzmocnienie i osnowy materiałów kompozytowych. Na rysunku 8.152 przykładowo podano różne rodzaje elementów wzmacniających występujących w materiałach kompozytowych. Przez zmianę udziału, wielkości, kształtu, rozkładu i orientacji elementów wzmacniających można kształtować własności materiałów kompozytowych.

1054

8_4 roz

9-11-02 14:29

Page 1055

8.4. Materiały kompozytowe

Rysunek 8.151 Ogólna klasyfikacja materiałów kompozytowych

1055

8_4 roz

9-11-02 14:29

Page 1056

8. Materiały specjalne, funkcjonalne i niemetalowe

Tablica 8.74 Typy i charakterystyka ogólna materiałów osnowy i elementów wzmacniających w materiałach kompozytowych Rodzaj fazy

Osnowa

Włókna lub inne elementy wzmacniające

Rodzaj materiału

Charakterystyka

polimery utwardzalne

powszechnie stosowane są epoksydy i poliestry; innymi są fenoplasty, fluorowęglany, poliestrosulfony i poliamidy

polimery termoplastyczne

polieteroketon; bardziej ciągliwe niż duroplasty lecz o mniejszej odporności na temperaturę

metale

aluminium, stopy aluminium-lit, magnez i tytan

ceramika

węglik krzemu, azotek krzemu, tlenek aluminium i mullit

szkło

wysoka wytrzymałość, mała sztywność, duża gęstość, najniższe koszty, zwykle stosowane typy: E (borokrzemianowe) i S (magnezowoglinokrzemianowe)

węgiel

dostępny jako cechujący się wysokim modułem sprężystości lub wysoką wytrzymałością; niski koszt, mniejsza gęstość niż szkła

bor

wysoka wytrzymałość i sztywność, najwyższa gęstość, największy koszt; wewnątrz ma włókno wolframowe

aramidy

największy stosunek wytrzymałości do masy ze wszystkich włókien; wysoki koszt

inne włókna

poliamid, węglik krzemu, azotek krzemu, tlenek aluminium, węglik boru, azotek boru, węglik tantalu, stal, wolfram, molibden

Rysunek 8.152 Przykłady różnych rodzajów elementów wzmacniających materiały kompozytowe wzmacnianych: a) cząstkami dyspersyjnymi, b) płatkami, c) włóknami nieciągłymi, d) włóknami ciągłymi w postaci tkaniny, e) szkieletowo, f) warstwowo w laminatach (opracowano według K.G. Budinskiego)

1056

8_4 roz

9-11-02 14:29

Page 1057

8.4. Materiały kompozytowe 8.4.2. Materiały kompozytowe wzmacniane cząstkami faz MATERIAŁY KOMPOZYTOWE UTWARDZANE DYSPERSYJNIE

Materiały kompozytowe o osnowie metalowej mogą zawierać cząstki dyspersoidów o średnicy 10÷250 nm. Cząstki te, zwykle tlenki metali, rozmieszczone w osnowie wpływają na zablokowanie ruchu dyslokacji i nawet jeżeli nie są koherentne z osnową wpływają na jej umocnienie. Cząstki te nie mogą rozpuszczać się w osnowie, chociaż niewielka rozpuszczalność może wpłynąć na poprawę przyczepności dyspersoidów i osnowy. Ponieważ Cu2O rozpuszcza się w Cu w podwyższonej temperaturze, wobec czego układ Cu2O–Cu nie jest zbyt efektywny. Al2O3 nie rozpuszcza się w Al, wobec czego układ Al2O3–Al zapewnia efektywne zwiększenie utwardzania dyspersyjnego takiego materiału kompozytowego. Można podać liczne przykłady tego rodzaju materiałów kompozytowych, w tym spiekany materiał kompozytowy na osnowie aluminium SAP (sintered aluminium powder) umacniany przez Al2O3 w 14% (porównaj rozdz. 8.2.2) oraz utwardzane dyspersyjnie stopy na osnowie niklu lub żelaza typu ODS (oxide dispersion–strengthened) (porównaj rozdz. 8.2.2 i 7.3.9). Metalurgia proszków jest często stosowaną technologią wytwarzania materiałów kompozytowych utwardzanych dyspersyjnie o osnowie metalowej, a ta odrębna grupa materiałów kompozytowych jest oznaczana jako P/M MMCs (powder metallurgy metal–matrix composites). Na rysunku 8.153 przedstawiono ogólnie schemat procesu wytwarzania takich materiałów kompozytowych z mieszaniny proszków metali i dyspersyjnych cząstek faz wzmacniających. Na rysunku 8.154 przedstawiono natomiast szczegółowo proces wytwarzania materiału kompozytowego P/M Al–SiCp, w którym osnowę stanowi aluminium, natomiast fazą utwardzającą dyspersyjnie są cząstki (particulates) SiC. W tablicy 8.75 przedstawiono inne przykłady wybranych materiałów kompozytowych utwardzanych dyspersyjnie.

Rysunek 8.153 Schemat procesu CERACON wytwarzania materiałów kompozytowych P/M MMCs o osnowie metalowej z wykorzystaniem metalurgii proszków (opracowano według B.L. Fergusona, A. Kuhna i O.D. Smitha)

1057

8_4 roz

9-11-02 14:29

Page 1058

8. Materiały specjalne, funkcjonalne i niemetalowe

Rysunku 8.154 Schemat procesu wytwarzania materiału kompozytowego P/M Al–SiCp (opracowano według C.W. Browna) Tablica 8.75 Przykłady materiałów kompozytowych utwardzanych dyspersyjnie (opracowano według D.R. Askelanda) Układ

Zastosowanie

Ag–CdO

elektryczne materiały stykowe

Al–Al2O3

możliwość stosowania w reaktorach nuklearnych

Al–SiC

materiały kompozytowe odlewnicze na tłoki i korbowody silników samochodowych

Be–BeO

elementy w reaktorach nuklearnych i kosmonautyce

Co–ThO2⋅Y 2O3

materiały magnetyczne odporne na pełzanie

Ni–20% Cr–ThO 2

elementy turbin gazowych

Pb–PbO

płyty akumulatorowe

Pt–ThO2

włókna, elementy elektryczne

W–ThO2 ⋅ZrO 2

włókna, elementy grzejne

MATERIAŁY KOMPOZYTOWE WZMACNIANE DUŻYMI CZĄSTKAMI*)

W przypadku tej grupy materiałów kompozytowych, ze względu na relatywnie duże rozmiary cząstek wzmacniających i brak ich koherencji z osnową metalową, nie może nastąpić utwardzanie wydzieleniowe, które z natury rzeczy nie występuje

*)

1058

Niekiedy ta grupa materiałów kompozytowych lub niektóre z nich (jak beton) noszą nazwę materiałów kompozytowych agregatowych.

8_4 roz

9-11-02 14:29

Page 1059

8.4. Materiały kompozytowe

również w pozostałych grupach materiałów polimerowych z osnową organiczną oraz ceramiczną. Te grupy materiałów kompozytowych uzyskują natomiast kombinację własności użytkowych będącą wynikiem oddziaływania zarówno osnowy jak i rozmieszczonych w niej cząstek drugiej fazy, często gwarantujących zwiększenie własności wytrzymałościowych. Do tej grupy materiałów kompozytowych zaliczane są liczne cermetale (porównaj rozdz. 8.1.3 i 8.2.2), węgliki spiekane (porównaj rozdz. 8.2.6) a także inne spiekane materiały narzędziowe, w których twarde cząstki, np. ceramiczne lub węglikowe, są spiekane z udziałem lepiszcza, stanowiącego osnowę metalową materiału kompozytowego (porównaj rozdz. 8.2.3÷8.2.7), jak również supertwarde materiały narzędziowe i materiały ścierne, w przypadku których twarde cząstki odpowiednio diamentu, regularnego azotku boru, węglika krzemu lub tlenku aluminium są umieszczane odpowiednio w osnowie metalowej, ceramicznej, szklanej lub polimerowej (porównaj rozdz. 8.2.8 i 8.2.9). Analogicznie niekiedy są również traktowane niektóre stopy metali, uważane wówczas za tzw. kompozyty naturalne*), w tym np. babbity – tj. stopy łożyskowe na osnowie cyny lub ołowiu (porównaj rozdz. 7.3.8). Do tej grupy należą niektóre materiały spiekane na zestyki elektryczne lub do innych zastosowań w elektrotechnice zawierające cząstki w osnowie metalowej (porównaj rozdz. 8.5.2). Własności magnetyczne mogą być również regulowane przez tworzenie materiałów kompozytowych, w których np. bardzo dobrze zmielone cząstki nanokrystalicznych lub amorficznych materiałów magnetycznie twardych są łączone z osnową polimerową lub metalową (porównaj rozdz. 8.5.6). Podobnie wytwarzane są niektóre materiały na zestyki elektryczne. Do tej grupy materiałów kompozytowych należy zaliczyć również liczne materiały polimerowe, w których zastosowano wypełniacze (porównaj tabl. 8.38 w rozdz. 8.3.1, tabl. 8.47 w rozdz. 8.3.2 oraz rozdz. 8.3.5). Typowym przykładem jest wulkanizowany kauczuk wypełniony proszkiem sadzy, z ziarnami o średnicy 5÷500 nm, w wyniku czego następuje zwiększenie wytrzymałości, sztywności, twardości, odporności na zużycie oraz odporności cieplnej gumy. Wypełniacze w postaci węglanu wapnia, granulek szklanych i różnych glinek są dodawane do licznych materiałów polimerowych, wpływając na zwiększenie sztywności, twardości, odporności na zużycie, wytrzymałości na pełzanie oraz przewodności cieplnej, jednak obniżających wytrzymałość i ciągliwość. Wprowadzenie granulek szklanych powoduje przy tym znaczne zmniejszenie masy materiału kompozytowego. W przypadku wprowadzenia do materiałów polimerowych cząstek elastomerów uzyskuje się zwiększenie ciągliwości. Polietylen może zawierać proszki metalowe, np. ołowiu, w celu zwiększenia absorpcji promieniowania w zastosowaniach nuklearnych. Materiały ceramiczne, w tym materiały narzędziowe zarówno na osnowie Al2O3 jak i Si3N4, do których dodawane są cząstki ZrO2 w celu poprawy odporności na pękanie, także CaO, Y2O3, MgO i CeO stosowane jako stabilizatory, są również w istocie materiałami kompozytowymi (porównaj rozdz. 8.2.8).

*)

W opinii Autora takie materiały w istocie nie należą do materiałów kompozytowych, gdyż tworzące je materiały nie różnią się rodzajem i składem chemicznym w skali makroskopowej, lecz jedynie w skali mikroskopowej, i dlatego nie będą rozpatrywane w dalszej części tego rozdziału.

1059

8_4 roz

9-11-02 14:29

Page 1060

8. Materiały specjalne, funkcjonalne i niemetalowe

3

2

4 9

5

6

1060 1060

1 Antypater, podróżnik i poeta pochodzący z Sydonu w Fenicji, w II wieku p.n.e. wyselekcjonował 7 cudów świata antycznego, wśród których poczesne miejsce zajął Kolos z Rodos (1). Posąg ten wykonany został w 282 roku p.n.e. przez rzeźbiarza Charesa z Lindos. Szkielet z kamienia i żelaza pokrył małymi fragmentami z brązu, zaczynając od kostek i przesuwając się do góry aż do wysokości 33 m. Po 56 latach, w 226 roku p.n.e., w wyniku trzęsienia Ziemi posąg uległ zniszczeniu. Do tradycji tej budowli po ok. 2000 lat nawiązał alzacki artysta Frederic Auguste Bartholdi, w latach 1871-1884 budując Statuę Wolności (2), o konstrukcji nośnej zaprojektowanej przez biuro Alexandre'a Gustave'a Eiffela, która w bardzo podobnym geście jak Kolos z Rodos symbolizuje wielkość i niezależność. 28 października 1886 roku ówczesny Prezydent USA Stephen Grover Cleveland poświęcił ten monument wystawiony na wyspie Bedloe's przy wejściu do portu Nowego Jorku, ofiarowany przez naród francuski Stanom Zjednoczonym Ameryki. Statua ma 46 m wysokości i masę 225 t. Konstrukcja stalowa jest obłożona 300 płytami miedzianymi, każda o grubości 2,5 mm i łącznej masie 80 t. Od podstawy postaci do promienistej korony prowadzi 171 spiralnych schodów, natomiast do pochodni prowadzi drabina. Po remoncie w 1984 roku pochodnia będąca konstrukcją ze stali, miedzi i szkła o wysokości 9 m (3) została złożona na

7

8

8_4 roz

9-11-02 14:29

Page 1061

8.4. Materiały kompozytowe

11 15

12

13

wystawie w podstawie posągu, a Statua ma teraz nową pochodnię. Biuro Alexandre'a Gustave'a Eiffela w ciągu 2 lat wybudowało także wieżę o stalowej konstrukcji szkieletowej zwaną „Wieżą Eiffela” (4) (5) o wysokości 300 m (po zamontowaniu anteny telewizyjnej w roku 1957 - nawet 320,8 m), która stała się największą atrakcją Wystawy Światowej w Paryżu w 1889 roku, a w roku 1957 ówcześnie nawet najwyższą budowlą świata. Konstruktorem wieży był Szwajcar, inżynier budowlany Maurice Koechlin. Masa wieży wynosi 7175 t, składa się z 15000 elementów, które są połączone 2,5 mln nitów, z których żadnego nie należało wymienić do lat osiemdziesiątych XX wieku, chociaż należało ją malować co 7 lat, a proces ten trwał zwykle 2-3 lat. Ponadto, aby zapobiec korozji, na stalową konstrukcję nakłada się kolejno coraz to nowe warstwy betonu, przez co obecnie masa całkowita wieży wynosi ponad 11000 ton. Wieża na Polu Marsowym jest dziś ciągle największą atrakcją Paryża. Atomium w Brukseli w całości wykonane ze stopów metali - stali pokrytej aluminium, upamiętniało Wystawę Światową w Belgii w 1958 roku (6). Łuk Wjazdowy - Pomnik Osadnictwa w kształcie tęczy w Saint Louis w Missourii w USA to największy łuk świata, o podstawie 192 m i takiej samej wysokości, z którego szczytu roztacza się przepiękny widok na miasto i rzekę Mississipi. Wykonano go ze stali nierdzewnej wysokochromowej według projektu amerykańskiego architekta urodzonego w Finlandii Eero Saarinena, który konkurs na ten pomnik wygrał jeszcze w 1948 roku, lecz nie doczekał swego dzieła, gdyż zmarł w wieku 51 lat, na 4 lata przez zakończeniem budowy. Fasady budynków (8) w Starej Dzielnicy - Vieux Carre w Nowym Orleanie w Luizjanie w USA, zwanym „Big Easy” („Wielki Luz”), z początków XIX wieku wieńczą misterne koronkowe balkony z kutego żelaza. Zastosowanie innowacyjnej technologii polegającej na montażu kształtowników stalowych przy pomocy śrub (9) umożliwiło zbudowanie drapaczy chmur, począwszy od Empire State Building (10) przy Fifth Avenue w Nowym Jorku w USA, zaprojektowanego przez archtekta Williama F. Lamba, o 102 piętrach i 381 m wysokości, na który zużyto 60000 t stali. Od 1931 roku przez ponad 40 lat, był najwyższym budynkiem świata, by oddać ten tytuł wyższym tylko o 31 m bliźniaczym wieżom World Trade Center, następnie Sears Tower o wysokości 443 m widocznemu w oddali na tle niższego o 99 m John Hancock Center (obecnie 4 co do wysokości w świecie) i panoramy Chicago w Illinois w USA (11), który od czasu wybudowania bliźniaczych wież Petronas Tower w Kuala Lumpur w Malezji o wysokości 452 m (12) na ich rzecz utracił swój tytuł, który jest jednak poważnie zagrożony, gdyż w Tokio w Japonii zaprojektowano już Millenium Tower o wysokości 840 m, a w Hong Kongu w Chinach Bionic Tower o wysokości 1128 m. W gęsto zaludnionym Hong Kongu w Chinach z konieczności wszystkie budynki są drapaczami chmur (13). W otoczeniu bestialsko zburzonych wież World Trade Center w Nowym Jorku w USA jest też wiele wysokościowców (14). Drugi co do wysokości w Europie, lecz 77 w świecie Messeturm we Frankfurcie w Niemczech zwany „ołówkiem” (15) wybudowany w 1990 roku ma 256,7 m wysokości, a założenia jego technologii nie odbiegają zbytnio od zastosowanej w Empire State Building, choć oczywiście dominującą metodą łączenia elementów stalowych było spawanie.

14

10

1061 1061

8_4 roz

9-11-02 14:29

Page 1062

8. Materiały specjalne, funkcjonalne i niemetalowe 8.4.3. Beton i asfalt jako materiały kompozytowe OGÓLNA CHARAKTERYSTYKA BETONU

Beton należy do najpowszechniej stosowanych w świecie materiałów kompozytowych, w których zarówno osnowa jak i cząstki wzmacniające są materiałami ceramicznymi*). W betonie zarówno piasek jak i pozostałe kruszywa (zwykle pochodzenia naturalnego, jak żwir) są rozmieszczone w osnowie z cementu portlandzkiego lub innych jego rodzajów (m.in. hutniczego, magnezjowego, aluminiowego, anhydrytowego, pucolanowego), twardniejącego w reakcjach składników mineralnych z wodą, w wyniku czego cząstki kruszywa są utrzymywane w ustalonym miejscu, a beton wykazuje dużą wytrzymałość na ściskanie. Bardzo drobnoziarniste lepiszcze cementowe złożone z różnych składników w różnych proporcjach, w tym z 3CaO⋅Al2O3, 2CaO⋅SiO2, 3CaO⋅SiO2, 4CaO⋅Al2O3⋅Fe2O3 oraz z innych minerałów, tworzy stały żel wiążący cząstki kruszywa w wyniku reakcji hydratacji (uwodnienia), przebiegających w obecności wody: 2CaO⋅SiO2 + xH2O → Ca2SiO4⋅xH2O + Q,

(8.33)

3CaO⋅Al2O3 + 6H2O → Ca3Al2(OH)12 + Q,

(8.34)

3CaO⋅SiO2 + (x+1)H2O → Ca2SiO4⋅xH2O + Ca(OH)2 + Q,

(8.35)

gdzie: Q – ciepło. W celu właściwego pokrycia cząstek kruszywa cementem, co zapewnia wzajemne połączenia między nimi, konieczny jest wystarczający udział objętościowy cementu w suchej masie betonowej lub zaprawie murarskiej, który zwykle nie jest mniejszy od 15%. Własności betonu oraz czas wiązania zależą od proporcji między poszczególnymi składnikami mineralnymi, gdyż np. 2CaO⋅Al2O3 reaguje relatywnie wolno w czasie hydratacji, zapewniając natomiast relatywnie wysokie własności wytrzymałościowe, w odróżnieniu od 3CaO⋅SiO2 i 3CaO⋅Al2O3 o niskich własnościach wytrzymałościowych lecz krótkim czasie wiązania (rys. 8.155). Zwykle czas wiązania betonu wynosi 28 dni, natomiast nawet do roku mogą trwać niektóre dodatkowe procesy związane z tymi reakcjami (rys. 8.156). Na rysunku 8.157 przedstawiono schematycznie strukturę betonu. W tablicy 8.76 podano orientacyjnie różne przykłady składów cementów stosowanych w mieszankach betonowych. Ze względu na pęknięcia i pory beton ma małą wytrzymałość na rozciąganie, natomiast około 10–krotnie większą wytrzymałość na ściskanie, zawartą w zakresie 20÷30 MPa.

*)

1062

Beton należy do materiałów budowlanych, wobec czego w niniejszej książce przekazano jedynie informacje generalne na ten temat.

8_4 roz

9-11-02 14:29

Page 1063

8.4. Materiały kompozytowe

Rysunek 8.155 Schemat zależności szybkości hydratacji oraz wytrzymałości składników mineralnych cementu portlandzkiego (opracowano według D.R. Askelanda)

Rysunek 8.156 Zależność wytrzymałości na ściskanie betonu od czasu reakcji hydratacji (opracowano według O.H. Wyatta i D. Dew–Hughesa)

1063

8_4 roz

9-11-02 14:29

Page 1064

8. Materiały specjalne, funkcjonalne i niemetalowe

Rysunek 8.157 Schematyczna struktura betonu, składającego się z kruszywa (żwiru i piasku) w osnowie zhydratyzowanego cementu Tablica 8.76 Przykłady orientacyjnych składów cementów (opracowano według danych D.R. Askelanda) Poszczególne minerały składowe

Udział w przykładowych typach, % objętościowy I

II

III

IV

V

3Ca⋅SiO2

55

45

65

25

40

2Ca⋅SiO2

20

30

10

50

35

3Ca⋅Al2O3

12

7

12

5

3

4CaO⋅Al2O3⋅Fe2O3

9

12

8

13

14

bardzo mała szybkość wiązania

dobra odporność na siarczany

Uwagi dotyczące zastosowania

ogólne zastosowanie

mała szybkość wiązania, średnia odporność na siarczany

duża szybkość wiązania

ŻELBETON I BETON SPRĘŻONY

Dla zwiększenia wytrzymałości na rozciąganie beton może być zbrojony prętami lub siatką stalową, przenoszącymi naprężenia rozciągające, tworząc żelbeton. Stosowany jest również beton sprężony, w którym pręty stalowe są poddane naprężeniom rozciągającym w czasie zalewania i wiązania betonu, następnie usuwanym, co wywołuje w betonie naprężenia ściskające, umożliwiając przenoszenie większych naprężeń rozciągających równych sumie dopuszczalnego naprężenia rozciągającego betonu oraz wstępnie wywołanego naprężenia ściskającego. Naprężenie ściskające w betonie można również wywołać przez napięcie rozciąganych prętów stalowych umieszczonych w rurach zalanych w betonie.

1064

8_4 roz

9-11-02 14:29

Page 1065

8.4. Materiały kompozytowe

OGÓLNA CHARAKTERYSTYKA ASFALTU

Asfalt*) jest materiałem kompozytowym złożonym z kruszywa, którym najczęściej jest piasek i drobny żwir oraz osnowy, którą jest bitum, czyli polimer termoplastyczny uzyskiwany najczęściej z ropy naftowej. Asfalt jest stosowany na nawierzchnie dróg i ulic. Do modyfikowania osnowy asfaltu używane są benzyna lub nafta, ułatwiające mieszanie w stanie płynnym i skracające czas tężenia asfaltu. W typowym asfalcie występuje objętościowo 5÷10% bitumu, a ok. 2÷5% stanowią pory (których udział może być zmniejszony przez ściskanie) decydujące o uszkodzeniach i pękaniu asfaltu oraz o przełomach związanych z wnikaniem wody w te pory i następnym jej zamarzaniem w warunkach zimowych. Stosowany jest również tzw. glasasfalt, w którym kruszywem jest kruszone szkło, nierzadko właśnie w ten sposób utylizowane po zakończeniu eksploatacji w pierwotnej postaci szyb, butelek lub innych produktów ze szkła.

8.4.4. Włókna wzmacniające materiały kompozytowe OGÓLNA CHARAKTERYSTYKA WŁÓKIEN WZMACNIAJĄCYCH MATERIAŁY KOMPOZYTOWE

Materiały kompozytowe wzmacniane włóknami najczęściej są stosowane w celu zapewnienia zwiększonej wytrzymałości statycznej i zmęczeniowej w tym wytrzymałości właściwej (porównaj rozdz. 7.3.4) oraz sztywności, co uzyskuje się przez wprowadzenie włókien wytrzymałych, sztywnych lecz zwykle kruchych do miękkiej lecz ciągliwej osnowy. Osnowa przekazuje jedynie przyłożone obciążenie do włókien, które w większości je przenoszą. Materiały kompozytowe tej grupy mogą przy tym wykazywać wysokie własności wytrzymałościowe zarówno w temperaturze pokojowej jak i podwyższonej. Stosuje się wiele materiałów wzmacniających. Już w starożytnym Egipcie stosowano słomę jako włókna wzmacniające cegły z gliny i mułu rzecznego, które w rzeczywistości były pierwszymi w świecie materiałami kompozytowymi wytworzonymi przez człowieka. Pręty stalowe służą do wzmacniania betonu, tworząc żelbeton (porównaj rozdz. 8.4.3). Włókna szklane w osnowie polimerowej powszechnie są stosowane w lotnictwie (porównaj rozdz. 2.3.1). Włókna borowe, węglowe, polimerowe i ceramiczne są stosowane do wzmacniania materiałów kompozytowych z osnową polimerową, metalową, ceramiczną, a nawet o składzie odpowiadającym fazom międzymetalicznym. Na rysunku 8.158 porównano schematycznie kształty i wymiary przekroju poprzecznego różnych materiałów stosowanych jako włókna wzmacniające w materiałach kompozytowych. W tablicy 8.77 podano przykładowo porównanie własności włókien stosowanych do wzmacniania materiałów kompozytowych (porównaj rozdz. 8.1.2, 8.1.5÷8.1.7,

*)

Patrz przypis na str. 1058.

1065

8_4 roz

9-11-02 14:29

Page 1066

8. Materiały specjalne, funkcjonalne i niemetalowe

8.3.2, 8.3.5, 8.4.1, 8.6.2). Na rysunku 8.159 porównano natomiast własności mechaniczne właściwe wybranych włókien stosowanych w materiałach kompozytowych.

Rysunek 8.158 Wielkość i kształt przekroju poprzecznego różnych faz wzmacniających kompozyty (opracowano według L.J. Broutmana i R.H. Krocka)

Rysunek 8.159 Porównanie właściwych własności mechanicznych wybranych włókien stosowanych w materiałach kompozytowych (opracowano według F.T. Wallenbergera)

1066

9-11-02 14:29

Page 1067

8.4. Materiały kompozytowe

Gęstość ρ, g/cm3

Moduł sprężystości wzdłużnej E, GPa

Wytrzymałość na rozciąganie Rm , MPa

Moduł sprężystości właściwy E/(g⋅ρ), Mm

Wytrzymałość właściwa Rm /(g⋅ρ), km

Wydłużenie, %

Współczynnik rozszerzalności cieplnej, 10–6/K

Średnica włókna, µm

Maksymalna temperatura pracy, °C

Szacowane koszty, USD/kg

Producent

Nazwa ogólna

Skład

Tablica 8.77 Porównanie własności włókien stosowanych w materiałach kompozytowych (opracowano głównie według danych F.T. Wallenbergera)

Nazwa handlowa

8_4 roz

63% celulozy

1,52

90

1000

6

67

2

…

…

150

0,5÷1

borokrzemian

2,54

76 ÷79

3100 ÷3800

3,1 ÷3,2

124 ÷153

4,8

5

5÷20

500

1,5÷4

krzemian magnezowo– aluminiowy

2,48

88 ÷91

4400

3,6 ÷3,7

181

5,7

2,9

5÷10

750

10 ÷13

krzemionka 99,999%

2,15

69

3400

3,3

161

5

0,5

9

1050

260

1,39 poli–p–fenyle1,45 no–tereftaloamid (aramid) 1,47

70

3000

5,1

220

4,4

…

12

160

20

121

3100

8,5

218

2

3,5

12

160

…

179

3500

12,4

243

2

–2

12

160

…

Włókna naturalne …

Kenaf

Kafus

Włókna szklane tlenkowe …

szkło E

…

szkło S

astrokwarc kwarc

Owens– Corning, PPG, Vetrotex Owens– Corning, Vetrotex, Nittobo Vetrotex

Włókna aramidowe Technora o niskim Teijin T–200 module o średnim Twaton Akzo module o wysokim Kevlar DuPont module 149 Włókna metalowe Brunsmet

…

Brunswick stal Corp. austenityczna

7,9

197

1450

2,54

18,7

…

8,5

12

1100

…

…

…

…

molibden

10,2

325

2200

3,18

22

…

…

…

…

…

…

…

…

wolfram

19,3

400

2900

2,11

15

…

…

…

…

…

węgiel

1,74

228

3600

13,4

211

1,5

…

8

500

20

węgiel

1,82

294

7100

16,5

398

2,4

…

7

500

…

węgiel

2,18

966

3100

45,2

145

0,3

–1,5

10

500

…

Włókna węglowe i grafitowe o średnim Panex Zoltek module o wysokiej Torayca wytrzyma- Toray T1000 łości o bardzo BP Thornel wysokim Amoco K–100X module ... Brak danych lub nie dotyczy.

1067

9-11-02 14:29

Page 1068

8. Materiały specjalne, funkcjonalne i niemetalowe

Gęstość ρ, g/cm3

Moduł sprężystości wzdłużnej E, GPa

Wytrzymałość na rozciąganie Rm , MPa

Moduł sprężystości właściwy E/(g⋅ρ), Mm

Wytrzymałość właściwa Rm /(g⋅ρ), km

Wydłużenie, %

Współczynnik rozszerzalności cieplnej, 10 –6/K

Średnica włókna, µm

Maksymalna temperatura pracy, °C

Szacowane koszty, USD/kg

Producent

Nazwa ogólna

Skład

Tablica 8.77 (ciąg dalszy)

Nazwa handlowa

8_4 roz

>99% Al 2O3

3,88

373

2900

9,8

76

0,8

7,9

14

950

591

Tlenkowe włókna ceramiczne Nextel 610 Nextel 720

...

3M

...

3M

…

…

…

Saphikon

...

Saphikon

85% Al 2O 3, 15% SiO 2 Al2O3–B2O 3– SiO 2

3,4

260

2100

7,8

63

0,81

6

12

1050

550

2,7 ÷3,7

150 ÷375

1700 ÷2000

…

…

…

…

…

…

…

α–szafir

3,96

470

3500

12,1

90

2

9

125

2000

10,6

Rysunek 8.325 Schemat systemu fotonicznego transmisji informacji (rysunek według D.R. Askelanda)

1275

8_5 roz

9-11-02 15:08

Page 1276

8. Materiały specjalne, funkcjonalne i niemetalowe

Są dwa rodzaje światłowodów. W jednym z nich zawarta jest prowadnica z ustawionymi w niej soczewkami szklanymi, w odległościach między nimi równych podwojonej ogniskowej. Takie światłowody są drogie, a ich zastosowanie jest ograniczone do małych odległości i do systemów teletransmisji o dużych pojemnościach informacyjnych. Znacznie prostsze i tańsze są światłowody z włókien szklanych (porównaj rozdz. 8.1.6) o grubości kilku mikrometrów i o małym współczynniku załamania światła (rys. 8.326). Światło odbija się wielokrotnie od ścianek włókien przy całkowitym wewnętrznym odbiciu i rozchodzi się ze stosunkowo małymi stratami. Giętkie kable splecione z wielu światłowodów służą do transmisji informacji. Pojedynczy światłowód złożony jest z rdzenia z włókna szklanego, koszulki oraz powłoki. Do szkła krzemionkowego, z którego wykonuje się włókna światłowodowe, wprowadza się domieszki B2O3 lub GeO2, co powoduje polepszenie jakości i efektywności transmisji. Ważne jest również eliminowanie zanieczyszczeń, głównie Cu, Fe i V, których łączne stężenie nie może być większe niż kilka części na miliard, a tolerancje wymiarowe przekroju poprzecznego nie mogą przekraczać 1 µm/km. Tłumienność szkła światłowodowego jest bardzo mała. Przykładowo ponad 3 kilometrowy odcinek światłowodu ma taką samą tłumienność światła jak szyba szklana o grubości 5 mm.

Rysunek 8.326 Schemat wytwarzania światłowodów szklanych (rysunek według W.F. Smitha)

1276

8_6 roz

9-11-02 15:10

Page 1277

8.6. Materiały biomedyczne i biomimetyczne 8.6.1. Ogólne pojęcia i klasyfikacja biomateriałów KLASYFIKACJA IMPLANTÓW I INNYCH URZĄDZEŃ MEDYCZNYCH

Troska o poprawę jakości życia oraz poprawę jego warunków, a także eliminowanie społecznych skutków inwalidztwa, stały się jednymi z głównych przesłanek konstruowania programów rządowych, jak również Unii Europejskiej i wielu innych organizacji międzynarodowych. Działania te wiążą się zarówno z postępem w medycynie diagnostycznej i klinicznej, jak również z licznymi dokonaniami interdyscyplinarnymi w wielu dziedzinach nauki i techniki. Niewątpliwie bardzo ważną rolę w postępie w tym zakresie odgrywają badania naukowe jak i prace techniczne i wdrożeniowe dotyczące materiałów inżynierskich, które znajdują zastosowanie na implanty i inne urządzenia medyczne, zwanych biomateriałami. Kryteria klasyfikacji urządzeń medycznych obejmują: kontakt lub oddziaływanie z organizmem, kontakt ze zranioną skórą, kontakt z organami wewnętrznymi (np. sercem, układem krążenia), inwazyjną naturę w odniesieniu do otworów w organizmie, implantację do organizmu, oddawanie energii lub substancji do organizmu, okres stosowania. Ze względu na okres stosowania urządzenia medyczne dzieli się na: przejściowe (100

>5000

wysoki

>0,5

Średni

>1,6 i ≤6,3

>0,13 i ≤1,3

średni

>10 i ≤100

>100 i ≤5000

średni

>0,02 i ≤0,5

Niski

≤1,6

>1,3

niski

≤10

≤100

niski

≤0,02

Jednostki

µm

mm

–

szt./h

szt.

–

m2

1391

9 roz

9-11-02 14:14

Page 1392

9. Podstawy metodologii projektowania materiałowego produktów i ich elementów Doboru procesów wytwarzania różnych produktów można dokonać dwojako: posługując się mapami doboru procesów opracowanymi przez M.F. Ashby’ego, które nadają się jednak jedynie do wstępnej selekcji, w oparciu o znajomość procesów produkcyjnych, gdy ze względu na mniej formalne podejście o ich doborze mogą decydować w większym stopniu czynniki subiektywne, a może się zdarzyć, że nawet upodobania i przyzwyczajenia projektanta. W celu pełnego zobiektywizowania tych doborów z pewnością najkorzystniej zastosować komputerowe systemy wykorzystujące metody sztucznej inteligencji, w tym np. systemy doradcze, niemniej pod warunkiem, że mogą być dostępne. W stadium szczegółowego projektowania inżynierskiego, w celu podjęcia decyzji o doborze procesu technologicznego wymagana jest znajomość wielu szczegółowych cech charakteryzujących różne procesy technologiczne, w powiązaniu z możliwościami zastosowania ich do różnych grup materiałów inżynierskich. Niewątpliwie dostępność danego procesu technologicznego, a zwłaszcza koszt jego zastosowania, stanowić może istotne ograniczenia w jego wykorzystaniu. Dla uwypuklenia cech różnych procesów stosowanych do wytwarzania różnych produktów opracowano tablice porównawcze, przedstawiające ogólną charakterystykę poszczególnych procesów technologicznych, podane w dalszej części książki, oparte na sprawdzonych doświadczeniach praktycznych, które można wykorzystać do ogólnej oceny przydatności danego rozwiązania technologicznego w każdym z konkretnych przypadków. Takie podejście do zagadnienia zapewnia m.in. najwyższą możliwą jakość produkcji, ogranicza jej koszty oraz rozszerza zakres wymiarów produktów wytwarzanych z zastosowaniem danego procesu technologicznego.

9.3.2. Projektowanie technologiczne produktów z różnych grup materiałów inżynierskich PROCESY ODLEWNICZE

We wszystkich procesach odlewniczych metale lub ich stopy są topione, odlewane do form przygotowywanych doraźnie lub w procesach ciągłych (rys. 9.63) w celu zakrzepnięcia i następnie wyjmowane z form celem dalszej obróbki (tabl. 9.28). Dobór procesu odlewniczego w dużej mierze zależy od temperatury topnienia metalu lub stopu. Relatywnie niska temperatura topnienia umożliwia bowiem wykorzystanie wielu spośród odlewniczych procesów technologicznych, podczas gdy ich liczba jest natomiast ograniczona dla materiałów o relatywnie wysokiej temperaturze topnienia (rys. 9.64). Porowatość i zagazowanie odlewów, projekt formy i układu wlewowego, grubość ścianek projektowanego odlewu, warunki krzepnięcia w formie oraz lejność wykorzystywanych stopów odlewniczych stanowią ważne spośród wielu czynników decydujących o powodzeniu zastosowania procesów odlewniczych.

1392

9 roz

9-11-02 14:14

Page 1393

9.3. Zależność projektowania materiałowego i technologicznego produktów i ich elementów

Rysunek 9.63 Ogólna klasyfikacja odlewniczych procesów technologicznych

1393

1394 Zn do żeliwa

Zn do Cu bardzo duży,

Odlewanie matrycowe

Oznaczenia:

Al do żeliwa

Metoda wytapianych modeli

Odlewanie ciągłe

Zn do Cu

Formowanie w masach cementowych

Σ

Σ

Formowanie z żywicznych mas utwardzalnych

porowatość

Metoda traconego wosku

Σ

materiał (odlewniczy)

Formowanie piasku na wilgotno

kształt duży,

nie T3, 5, F5

nie T3, 5, F5

Σ

Σ

Σ

Σ

Σ

Element

masa, kg średni,

100

–

godziny, dni

10÷104

1÷104

Przędzenie

Σ

T1, 2, 4, 6, F4, 5

>25

–

dni

10÷102

1÷102

Ciągnienie

Σ

F4, S7

>2

–

dni, miesiące

10÷104

10÷105

Głębokie tłoczenie

Σ

T4, F4, 7

>10

>3

tygodnie, miesiące

10÷104

103÷105

Formowanie gumą

Σ

F0÷4, 6, 7, T3, 4, 7, R3, B3, S0, 3, 7, SS

2

50 (dla h=1mm Al)

dni

10÷102

10÷102

Oznaczenia:

bardzo duży,

duży,

średni,

–

niski,

bardzo niski,

minimalna wielkość, szt.

Σ

wydajność, szt./h

Zginanie

czas opanowywania dni

umiejętności operatora

0,5÷1 grubości

wykończenie

>10

robocizna

F0÷2, T7

matryce

Σ

wyposażenie

Wykrawanie

minimalna średnica otworu, mm

Procesy formowania

maksymalna grubość, mm

Koszt

kształt według tablicy 9.24

Element

materiał (obrabialny plastycznie)

9 roz

102÷105 102÷104

Σ – wszystkie.

METALURGIA PROSZKÓW

Elementy o złożonym kształcie, ciasnych tolerancjach wymiarowych, kontrolowanej gęstości oraz własnościach mogą być wytwarzane z zastosowaniem metod metalurgii proszków. Proszki metali są produkowane przez redukcję tlenków, rozkład w wysokiej temperaturze, elektrolitycznie, w procesach hydrometalurgicznych lub przez rozpylanie cieczy metalowej. Sekwencja operacji technologicznych właściwych dla procesów metalurgii proszków jest podana na rysunku 9.68. Metalurgia proszków może być konkurencyjna w stosunku do innych procesów wytwarzania, chociaż jest zwykle uzasadniona ekonomicznie przy dużej skali produkcji, nie mniejszej niż 1000÷10000 sztuk, kiedy to następuje amortyzacja nakładów inwestycyjnych na oprzyrządowanie i narzędzia. W tablicy 9.31 podano orientacyjne ceny elementów wytwarzanych różnymi metodami metalurgii proszków.

1402

9 roz

9-11-02 14:15

Page 1403

9.3. Zależność projektowania materiałowego i technologicznego produktów i ich elementów

Rysunek 9.68 Ogólna klasyfikacja procesów technologicznych metalurgii proszków Tablica 9.31 Porównanie orientacyjnych cen elementów wytworzonych różnymi metodami metalurgii proszków Zakres gęstości, g/cm3

Cena sprzedaży w 1997 r., USD/kg

Prasowanie i spiekanie

6÷7,1

5,4÷6

Prasowanie, spiekanie, kształtowanie na wymiar

6÷7,1

6,4÷7,1

Nasycanie miedzią

7,3÷7,5

7,8÷7,9

Kształtowanie na ciepło

7,2÷7,4

6,9÷7,3

Dwukrotne prasowanie i spiekanie

7,2÷7,4

8,9÷9,1

Wtrysk metalu do formy

7,5÷7,6

100÷155,6

7,8

11,1÷12,2

7,87

13,3÷15,6

Proces metalurgii proszków

Kucie na gorąco Dwukrotne prasowanie i spiekanie + dogęszczanie izostatyczne na gorąco

Podane wartości są uśrednione; małe elementy są kosztowniejsze, a duże tańsze w przeliczeniu na kg.

1403

9 roz

9-11-02 14:15

Page 1404

9. Podstawy metodologii projektowania materiałowego produktów i ich elementów Metalurgia proszków staje się bezkonkurencyjnym procesem wytwarzania w następujących przypadkach: pożądaną cechą jest porowatość produktów, jak np. w przypadku specjalnych filtrów, wymagana jest porowata struktura w celu zmagazynowania środków smarujących, jak w przypadku łożysk samosmarujących, uzyskiwana jest struktura skomponowana przez nasączanie spiekanego porowatego szkieletu z jednego metalu innym ciekłym metalem o niższej temperaturze topnienia, jak w przypadku styków elektrycznych wolframowo–srebrnych, lub spieków stalowych nasączanych miedzią w celu zwiększenia przewodności i wytrzymałości. W tablicy 9.32 porównano podstawowe cechy różnych procesów metalurgii proszków.

Tablica 9.32 Porównanie procesów metalurgii proszków Charakterystyka Proces

Wymiar

Złożoność kształtu

Gęstość

Tolerancje wymiarowe

Wydajność produkcji

Koszt

Konwencjonalny Kształtowanie przez wtryskiwanie proszków metalu Izostatyczne prasowanie na gorąco

Kucie proszków Oznaczenia:

bardzo duży,

duży,

średni,

niski,

bardzo mały.

OBRÓBKA UBYTKOWA

Elementy wytworzone metodami odlewniczymi, obróbki plastycznej i metalurgii proszków często wymagają usunięcia części materiału w celu nadania ostatecznego kształtu, zapewnienia tolerancji wymiarowych oraz wymaganej chropowatości powierzchni. Metal może być usuwany metodami obróbki skrawaniem lub technikami mniej konwencjonalnymi (rys. 9.69). Obróbka ubytkowa (tabl. 9.33) może być także alternatywą dla nadawania ostatecznego kształtu półproduktom hutniczym, takim jak pręty lub płyty. Stopy o dobrej skrawalności mogą być obrabiane przy większych przekrojach wióra i zadowalającej trwałości narzędzi skrawających, niższych kosztach i mniejszej chropowatości powierzchni obrabianych elementów po obróbce skrawaniem. W tablicy 9.34 zestawiono energie właściwe wymagane do obróbki skrawaniem wybranych metali i stopów. Ponieważ kształt jest zapewniany przez usuwanie materiału, nie ma ograniczeń grubości przekroju, z wyjątkiem zagrożenia utratą stateczności

1404

9 roz

9-11-02 14:15

Page 1405

9.3. Zależność projektowania materiałowego i technologicznego produktów i ich elementów

Rysunek 9.69 Ogólna klasyfikacja procesów technologicznych obróbki ubytkowej metali i ich stopów obrabianych elementów pod wpływem działających sił skrawania. Ważną rolę odgrywa dobór materiału na narzędzia jedno- lub wieloostrzowe ze względu na możliwość obniżenia temperatury skrawania i zużycia energii, wzrastających z podwyższeniem szybkości skrawania. Szlifowanie jest obróbką wykończającą. Do niekonwencjonalnych technik obróbki ubytkowej zalicza się: wytrawianie, obróbkę elektroerozyjną, obróbkę laserową, plazmową lub wiązką elektronową.

1405

9-11-02 14:15

Page 1406

9. Podstawy metodologii projektowania materiałowego produktów i ich elementów Tablica 9.33 Ogólna charakterystyka procesów obróbki skrawaniem Produkcja

wydajność, szt./h

minimalna skala, szt.

łatwo R0÷2, 7, skrawalne T0÷2, 4, 5, automatowe Sp

5,5÷7

>7

Twardość, HV0,05

≤2500

>2500÷3000

>3000÷3500

>3500

Moduł sprężystości wzdłużnej, GPa

≤400

>400÷500

>500÷600

>600

Przyczepność, N

≤25

>25÷50

>50÷75

>75

Odporność erozyjna, s/µm

≤4

>4÷8

>8÷12

>12

Stężenie Al, % atom.

≤4

>4÷6

>6÷8

>8

Materiały ceramiczne powstają z proszków, zmieszanych z lepiszczem lub środkami smarnymi, ewentualnie poddawanych granulacji i, podobnie jak proszki metali, prasowaniu matrycowemu lub izostatycznemu (tabl. 9.45). Dzięki dodatkom wody proszki ceramiczne zachowują się jak ciała plastyczne i mogą być formowane metodami zbliżonymi do stosowanych dla metali, w tym przez prasowanie lub prasowanie izostatyczne. W przypadku kształtów dwuwymiarowych bardzo dużą

1420

9 roz

9-11-02 13:46

Page 1421

9.3. Zależność projektowania materiałowego i technologicznego produktów i ich elementów

Rysunek 9.73 Ogólna klasyfikacja procesów łączenia materiałów

1421

9-11-02 13:46

Page 1422

9. Podstawy metodologii projektowania materiałowego produktów i ich elementów

Metale

Elastomery

Termoplasty

Duroplasty Materiały ceramiczne Cement i beton Szkło

Drewno

Papier Skóra

Tkaniny połączenia mechaniczne, w tym szycie, lutowanie twarde i miękkie, spawanie – metale i polimery, zaprawy cementowe wodne i podgrzewane, klejenie, szkło/ceramika – uszczelnienia metalowe – szkła, połączenie dyfuzyjne, połączenie przez walcowanie, połączenie z udziałem rozpuszczalnika.

1422

( )

Tkaniny

Skóra

Papier

Drewno

Szkło

Cement i beton

Materiały ceramiczne

Duroplasty

Termoplasty

Łączone materiały

Elastomery

Tablica 9.41 Metody łączenia możliwe do zastosowania dla różnych zestawień materiałów

Metale

9 roz

9-11-02 13:46

Page 1423

9.3. Zależność projektowania materiałowego i technologicznego produktów i ich elementów Tablica 9.42 Procesy spawania stosowane dla różnych metali i stopów

spawanie plazmowe

spawanie łukiem krytym

spawanie topliwą elektrodą metalową w osłonie gazów obojętnych

spawanie elektrodą otuloną

spawanie elektrożużlowe

lutowanie twarde

spawanie gazowe

Spawane metale

spawanie nietopliwą elektrodą wolframową w osłonie gazów obojętnych

Procesy spawania spawanie topliwą elektrodą metalową w osłonie gazów aktywnych

9 roz

MAG

TIG

P

ŁK

MIG

E

EŻ

LT

G

Aluminium Mosiądze Brązy Miedź Miedzionikiel Tytan Wolfram Cynk Ołów Magnez Inconel Nikiel Nowe srebro Monel Metale szlachetne Żeliwo ciągliwe i sferoidalne Pyros Stal niskowęglowa Stal niskostopowa Stale wysoko- i średniowęglowe Stale stopowe Stale austenityczne Stale narzędziowe zalecane lub łatwo spawalne, możliwe, ale wybór nienajlepszy lub spawalne z przygotowaniem, możliwe zastosowanie, ale niepopularne, niewskazane lub trudność w spawaniu, nie zalecane lub niespawalne.

1423

9-11-02 13:46

Page 1424

9. Podstawy metodologii projektowania materiałowego produktów i ich elementów Tablica 9.43 Ogólna charakterystyka procesów spawalniczych

szybkość spawania, m/min 1÷6 kg/h

3÷6

>15

+

40 lub 70

30÷ 800

0,02÷ R/A 1,5

5

40

>200

+

25÷ 300÷ 55 2500

0,1 ÷5

A

stale, Al, Cu

0,5

5

>25

–

20÷ 40 lub 70

0,2÷ 15

R/A

Σ

Σ

0,2

5

>6

–

60÷ 100÷ 150 500

0,02÷ R/A 1,5

Spawanie wiązką elektronów

Σ

Σ

0,05

75

–

...

...

30÷ 175 kV

0,05 ÷1

0,2÷ 2,5

R/A

Spawanie acetylenowotlenowe

Σ

żeliwo, stale

0,6

10

>20

–

...

...

...

0,3÷ 0,6 kg/h

R

stale

Spawanie elektrodą otuloną

Σ

stale niskowęglowe

1,5

Spawanie łukiem krytym

Σ

stale niskowęglowe

Spawanie w osłonie gazów obojętnych elektrodą topliwą MIG

Σ

Spawanie w osłonie gazów obojętnych elektrodą nietopliwą TIG

Oznaczenia:

(1,5) 8÷10 3

poziom: bardzo duży, duży, średni, mały, + tak, – nie, R – ręcznie, A – automatycznie, prąd przemienny,

~

70÷ 700

obsługa

30÷ 800

Σ

robocizna

40 lub 70

Spawanie w osłonie gazów aktywnych elektrodą topliwą MAG

wyposażenie

+

Proces

typ

>25

preferowany materiał

natężenie, A

umiejętności operatora

Produkcja

wykończanie

Koszt

napięcie, V

usuwanie żużla

potrzeba obrotów

odkształcenia

Prąd trudność przy spawaniu ze zmienną grubością maks., mm

liczba wielokrotnych ściegów, maks.

grubość min., mm

liczba pojedynczych ściegów, maks.

Spawane elementy

Charakterystyka

materiał

9 roz

R

bardzo mały, prąd stały, Σ – wszystkie materiały.

wydajność zapewnia wyciskanie. Formowanie z użyciem szablonu obrotowego jest właściwe wyłącznie dla materiałów ceramicznych. Zwiększenie dodatku wody umożliwia odlewanie gęstwy do form gipsowych. Zmieszane z gumą materiały ceramiczne mogą być wtryskiwane do form w procesach technologicznych zapewniających uzyskanie kształtu zbliżonego do końcowego lub odlewane w taśmy, następnie walcowane i obrabiane jak analogiczne elementy metalowe. W kolejnych etapach następuje suszenie i usuwanie środków smarujących i z kolei w procesach

1424

9 roz

9-11-02 13:46

Page 1425

9.3. Zależność projektowania materiałowego i technologicznego produktów i ich elementów

Rysunek 9.74 Ogólna klasyfikacja procesów technologicznych stosowanych dla materiałów ceramicznych i szkła

1425

9-11-02 13:46

Page 1426

9. Podstawy metodologii projektowania materiałowego produktów i ich elementów Tablica 9.44 Ogólna charakterystyka procesów wytwarzania materiałów ceramicznych Obrabiany element

czas cyklu, min

minimum produkcyjne, szt.

1

tydzień

5÷10

10÷100

Prasowanie izostatyczne

R, B, S, T0÷2, 4, 7, F0÷4, 6, 7, Sp

0,05÷300

1

tydzień

1÷10

1÷10

Prasowanie na sucho

R, B, S, T0÷2, 4, 7, F0÷4, 6, 7, Sp

0,05÷50

1

tydzień

1

100÷1000

Obróbka plastyczna

Σ

0,02÷30

2

dzień

1÷10

10÷100

Odlewanie grawitacyjne

Σ

0,05÷200

1

dzień

5÷60

1

Wtryskiwanie

Σ

0,02÷5

1

tydzień

1

1000

Walcowanie

R0, B0, S0, F0

bez ograniczeń

0,25

dzień

ciągły

...

Wyciskanie

Σ

bez ograniczeń

1

tydzień

ciągły

...

Oznaczenia: poziom:

bardzo duży,

duży,

średni,

mały,

kwalifikacje operatora

0,01÷100

robocizna

R0, 1, B, S, T0, 1, F0÷2, 6, 7, Sp

narzędzie

Prasowanie na gorąco

Proces

wyposażenie

czas przyuczenia

Produkcja

najmniejszy wymiar, mm

Koszt

masa, kg

Charakterystyka

kształt według tablicy 9.24

9 roz

bardzo mały;

Σ – wszystkie kształty.

wysokotemperaturowych odpowiednio spiekanie w stanie stałym lub witryfikacja z częściowym przetapianiem. W niektórych procesach dokonuje się izostatycznego prasowania na gorąco, spiekania reaktywnego, któremu towarzyszą reakcje chemiczne, lub bezpośredniego osadzania materiałów ceramicznych na metalowym lub ceramicznym podłożu metodami chemicznego (CVD) bądź fizycznego (PVD) osadzania z fazy gazowej. Ze względu na możliwość pękania w wyniku udarów cieplnych konieczne jest kontrolowanie szybkości chłodzenia w trakcie realizowania tych procesów. Materiały ceramiczne są zwykle twarde, wobec czego ostateczną obróbkę wykończającą wykonuje się poprzez szlifowanie przy użyciu najtwardszych materiałów ściernych, w tym diamentu syntetycznego lub regularnego azotku boru. Powszechnie stosowane są również metody obróbki laserowej lub wiązką elektronową. W przeciwieństwie do krystalicznych materiałów ceramicznych szkła są utworzone przez trójwymiarową sieć tlenków, zwykle SiO2 modyfikowanego przez inne tlenki. Szkła są metastabilnymi, przechłodzonymi cieczami o bardzo dużej lepkości i o własnościach sprężysto–kruchych. Powyżej temperatury granicznej Tg szkła przechodzą w materiał lepkosprężysty, podczas rozciągania formowany bez lokalizacji szyjki, co umożliwia bardzo łagodne zakończenie obrabianych powierzchni.

1426

9-11-02 13:46

Page 1427

9.3. Zależność projektowania materiałowego i technologicznego produktów i ich elementów Tablica 9.45 Porównanie metod formowania materiałów ceramicznych

prasowanie na sucho

prasowanie izostatyczne na zimno

Formowanie na sucho wtryskiwanie

kształtowanie obrotowe

wyciskanie

prasowanie

Kształtowanie plastyczne

odlewanie taśm

Charakterystyka

Kształtowanie na mokro odlewanie ciśnieniowe

Metoda formowania

odlewanie grawitacyjne

9 roz

Wielkość elementów Złożoność kształtów

f a

b

c

d

e

Plastyczność Tolerancja wymiarowa Trudności technologiczne Wielkość produkcji Wydajność produkcji Powierzchnia zakładu Koszty wyposażenia a – tylko cienkie arkusze, b – jednolity przekrój, c – kształty symetryczne osiowo, d – wielkość ograniczona przez wypalanie środków segregujących, e – mała i średnia wielkość, f – duże elementy o złożonym kształcie. Poziom: bardzo wysoki, wysoki, średni, niski, bardzo niski.

Tafle szklane są wykonywane przez: wylewanie na powierzchnię roztopionej cyny, przy wysokich wymaganiach jakościowych, ciągnienie pionowe lub poziome, w razie niskich i średnich wymagań jakościowych, walcowanie z następną obróbką zapewniającą płaskość i odpowiednią gładkość powierzchni (obecnie nie stosowane ze względu na zbyt niską jakość produktów). Rurki i włókna szklane wykonuje się przez ciągnienie w temperaturze wyższej od Tg. Wata szklana jest wytwarzana przez przędzenie w wysokiej temperaturze. Butelki i bańki żarówek produkuje się przez automatyczne wydmuchiwanie za pomocą sprężonego powietrza, a m.in. wyroby stołowe i szkło optyczne są wykonywane przez wytłaczanie w prasach. Specjalne procesy osadzania z fazy gazowej wymagane są do produkcji prętów o bardzo dużej czystości przeznaczonych do ciągnienia włókien szklanych. Szybkość chłodzenia we wszystkich procesach wytwarzania i obróbki szkła musi być starannie kontrolowana, zarówno po wyżarzaniu usuwającym naprężenia wewnętrzne, jak i po hartowaniu zapewniającym naprężenia ściskające w warstwie powierzchniowej. Analogiczne efekty powoduje wymiana jonów na powierzchni. W końcowej fazie produkcji szkła są obrabiane przez szlifowanie, co ułatwia ich relatywnie niska twardość, jak również przez wytrawianie, głównie z użyciem HF. Szkła są również powszechnie stosowane jako emalie na metalach oraz jako glazury na materiałach ceramicznych.

1427

9 roz

9-11-02 13:46

Page 1428

9. Podstawy metodologii projektowania materiałowego produktów i ich elementów Ceramika szklana, zwana też dewitryfikatorami lub pyroceramiką, otrzymywana jest w procesach dewitryfikacji (odszklenia) w wyniku krystalizacji masy szklanej w sposób umożliwiający utworzenie struktury bardzo drobnoziarnistej, bez porowatości z pozostałością ok. 2% fazy szklistej. PROCESY TECHNOLOGICZNE STOSOWANE DLA MATERIAŁÓW POLIMEROWYCH

W porównaniu do metali materiały polimerowe cechują się znacznie większą różnorodnością zachowań, co jest często dodatkowo komplikowane przez obecność cząsteczek i włókien wzmacniających. Niemniej jednak występują znaczne podobieństwa między procesami technologicznymi stosowanymi dla materiałów polimerowych oraz dla metali i szkieł. Różnice są związane z cząsteczkową, a nie atomową, strukturą materiałów polimerowych. Procesy te zestawiono na rysunku 9.75, a ich charakterystykę przedstawiono w tablicy 9.46.

Rysunek 9.75 Ogólna klasyfikacja procesów technologicznych stosowanych dla materiałów polimerowych

1428

9-11-02 13:46

Page 1429

9.3. Zależność projektowania materiałowego i technologicznego produktów i ich elementów Tablica 9.46 Ogólna charakterystyka procesów przetwórstwa materiałów polimerowych Elementy

czas cyklu, s

(0,8) 1,5

tydzień

20÷600

100÷1000

Prasowanie przetłoczne

P

D

Σ

(0,8) 1,5

tydzień

10÷300

10÷1000

Formowanie wtryskowe

P

...

Σ

0,4 T, 1D

tydzień

10÷60

1000

Wyciskanie

T

...

Σ

0,4

tydzień

10÷60

10000

Odlewanie

P, S

D

Σ

4

dzień/ tydzień

...

1

Termoformowanie próżniowe

T

...

T4, F4, 7