ISBN

ZAAWANSOWANE TECHNOLOGIE KUCIA MATERIAŁÓW WYSOKOTOPLIWYCH Monografia Redaktor naukowy: prof. dr hab. inż. Jan Sińczak Autorzy opracowania: prof. dr hab. inż. Janusz Łuksza rozdział 4, 5 prof. dr hab. inż. Jan Sińczak rozdział 1, 2, 3, 4, 5, 6 dr inż. Piotr Bała rozdział 1, 2, 3 dr inż. Sylwia Bednarek rozdział 1, 2, 3, 7 dr inż. Adam Bunsch rozdział 2 dr inż. Teresa Kenig rozdział 4, 5 dr inż. Joanna Kowalska rozdział 3 dr inż. Janusz Krawczyk rozdział 1, 3, 6 dr inż. Aneta Łukaszek-Sołek rozdział 1, 2, 3, 6 dr inż. Marek Paćko rozdział 4, 5 dr inż. Tadeusz Skowronek rozdział 3 dr inż. Piotr Skubisz rozdział 2, 3, 6, 7 dr inż. Tomasz Śleboda rozdział 1, 3 dr inż. Małgorzata Witkowska rozdział 3 dr inż. Marek Wojtaszek rozdział 1, 2 mgr inż. Krzysztof Celadyn rozdział 1, 2, 3 mgr inż. Paweł Chyła rozdział 1, 2, 4 Afiliacja autorów: AGH Akademia Górniczo-Hutnicza Recenzenci: prof. dr hab. inż. Bogusław Kukuryk, Politechnika Częstochowska prof. dr hab. inż. Andrzej Świątoniowski, Akademia Górniczo-Hutnicza ISBN 978-83-915612-9-4 Katedra Plastycznej Przeróbki Metali Wydział Inżynierii Metali i Informatyki Przemysłowej Akademia Górniczo-Hutnicza im. Stanisława Staszica w Krakowie Kraków 2013 Monografia współfinansowana ze środków Europejskiego Funduszu Rozwoju Regionalnego w ramach Programu Operacyjnego Innowacyjna Gospodarka 2007 2013. Wydana w ramach projektu Opracowanie nowych zaawansowanych technologii kucia materiałów wysokotopliwych WND-POIG.01.03.01-12-004/09. Akademia Górniczo-Hutnicza Wydział Inżynierii Metali i Informatyki Przemysłowej al. A. Mickiewicza 30, 30-059 Kraków tel. +48 12 617 25 76 Wydano w: ARBOR FP Kraków Projekt okładki, skład i druk: ARBOR FP Kraków, ul. Dożynkowa 174/15 tel. 12 665 11 29; e-mail: arbor@pro.onet.pl Egzemplarz bezpłatny

SPIS TREŚCI 1. Kucie stopów tytanu... 7 1.1. Charakterystyka stopów tytanu... 7 1.2. Własności stopów tytanu... 12 1.3. Wpływ procesu kucia matrycowego na mikrostrukturę stopu tytanu Ti-6Al-4V... 16 1.4. Lokalny nagrzew stopu tytanu przed procesem kucia... 23 1.5. Wpływ prędkości odkształcenia na strukturę stopu tytanu... 26 Literatura... 29 2. Kucie stopów niklu... 31 2.1. Charakterystyka stopów niklu... 31 2.2. Własności stopów niklu... 37 2.3. Numeryczne modelowanie procesu kucia odkuwki o złożonym kształcie... 45 2.4. Kucie stopu niklu o strukturze odlewniczej i wysokiej porowatości... 47 Literatura... 50 3. Kucie stali... 53 3.1. Charakterystyka stali o wysokiej wytrzymałości... 53 3.2. Proces kucia odkuwki ze stali 300M... 57 3.3. Kontrolowane chłodzenie odkuwek bezpośrednio po kuciu... 61 3.4. Kucie w matrycach otwartych z ograniczoną wypływką... 68 Literatura... 73 4. Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności... 75 4.1. Charakterystyka procesu kucia izotermicznego... 75 4.2. Zastosowanie kucia izotermicznego... 78 4.3. Wpływ tarcia i temperatury matryc w procesie kucia izotermicznego... 81 4.4. Technologia kucia w warunkach podwyższonej plastyczności... 91 4.5. Praktyczne wykorzystanie podwyższonej plastyczności metali i stopów... 96 Literatura... 98 5. Tarcie i smarowanie... 101 5.1. Rodzaje tarcia... 101 5.2. Zjawisko tarcia ciał stałych... 103 5.3. Tarcie z zastosowaniem smarów... 105 5.4. Rodzaje smarów stałych i teorie ich oddziaływania... 108 5.5. Tarcie graniczne i płynne... 111 5.6. Tarcie mieszane... 112 5.7. Charakterystyka systemu tribologicznego w procesach przeróbki plastycznej metali... 113

4 SPIS TREŚCI 5.8. Miary tarcia... 115 5.9. Wpływ tarcia na proces kucia... 117 5.10. Metody wyznaczania współczynnika tarcia w procesach przeróbki plastycznej... 120 5.11. Smarowanie w procesach kucia... 125 Literatura... 132 6. Zużycie narzędzi... 133 6.1. Obciążenie narzędzi... 133 6.2. Wpływ parametrów procesu kucia na zużycie narzędzi... 137 6.3. Zużycie narzędzi w procesie wyciskania... 142 6.4. Ocena trwałości narzędzi... 146 6.5. Materiały na narzędzia... 152 Literatura... 159 7. Programy numeryczne... 161 7.1. Opis programu QForm2D/3D... 161 7.2. Termomechaniczny model odkształcenia w programie QForm... 164 7.3. Opis programu TTSteel... 166 7.4. Udział procentowy składników struktury wtórnej TTSteel... 167 7.5. Własności mechaniczne TTSteel... 167 7.6. Odpuszczanie i wyżarzanie TTSteel... 168 Literatura... 169

5 Od Autorów Tematyka podjęta w opracowaniu obejmuje nowe technologie kucia materiałów wysokotopliwych, które w obecnym ujęciu, nie były w ogóle lub są w bardzo wąskim zakresie stosowane w kraju. Badania zaprezentowane w pracy obejmują trzy grupy materiałów wysokotopliwych stopy tytanu, stopy niklu i stale o wysokiej wytrzymałości. Zastosowanie tych materiałów, o bardzo wysokich własnościach mechanicznych, fizycznych i użytkowych, także żaroodporności i żarowytrzymałości, jest szerokie w wielu różnych gałęziach przemysłu od jubilerstwa poprzez przemysł chemiczny i przemysł urządzeń energetycznych, budowlany, energetyczny, wydobywczy, militarny, sportowy, medyczny, motoryzacyjny na przemyśle lotniczym oraz technice kosmicznej kończąc. Wszystkie wymienione i nie wymienione branże przemysłowe, które stanowią rynek zbytu dla produkcji polskiej branży kuźniczej, są liczną grupę beneficjentów pośrednich rezultatów prac projektu. Przedstawiona oferta zaawansowanych technologii kucia, jako wynik wielu prac wykonanych przez kilkudziesięciu uczestników projektu, to także stymulator dla unowocześniania produkcji, wzrostu wartości dodanej oraz wzrostu eksportu ukierunkowanego na zaspokojenie rosnącego popytu na nowoczesne materiały i wyroby. W perspektywie najbliższych lat technologie kuźnicze należeć będą do najefektywniejszych i preferowanych metod wytwarzania elementów o najwyższej jakości i różnorodnym zastosowaniu, dlatego też podejmowanie wysiłków w kierunku modernizacji i unowocześniania krajowej branży kuźniczej ma znaczenie priorytetowe dla polskiej gospodarki. Większość badań zaprezentowanych w pracy była zrealizowana na Wydziale Inżynierii Metali i Informatyki Przemysłowej Akademii Górniczo-Hutniczej im. Stanisława Staszica w Krakowie. Wydział dysponuje odpowiednią aparaturą badawczą, wzbogaconą w ramach projektu o prasę hydrauliczną o nacisku 5 MN, umożliwiającą kucie w trzech stacjach roboczych z wyrzutnikami i prędkościami ruchu narzędzi od typowych stosowanych w warunkach przemysłowych, do bardzo małych, stosowanych w warunkach niekonwencjonalnego kucia izotermicznego i nadplastyczności. Badania przemysłowe były wykonane przy wsparciu i przychylnym zaangażowaniu personelu zarządzającego kilku kuźni krajowych. Należą do nich: Aesculap Chifa Sp. z o.o. Nowy Tomyśl ATI ZKM Forging Sp. z o.o. Stalowa Wola BELOS-PLP S.A. Bielsko-Biała Fabryka Narzędzi Kuźnia S.A. Sułkowice GK FORGE Grelowski Obróbka Plastyczna Metali Goleszów Kuźnia Polska S.A. Skoczów ŚRUBENA UNIA S.A. Żywiec Zakłady Mechaniczno-Kuźnicze Wostal Sp. z o.o. Wolbrom. Potencjał techniczny oraz wyposażenie firm kuźniczych w odpowiednie urządzenia i maszyny stanowi, że użytkownikami prac projektu mogą być wymienione wyżej kuźnie oraz kilkanaście innych, w tym: Fabryka Wyrobów Metalowych Kuźnia OSOWIEC Sp. z o.o., Kuźnia GLINIK Sp. z o.o. w Gorlicach, Kuźnia Jawor S.A., Zakład Obróbki Plastycznej Sp. z o.o. w Świdniku, Promot Zakłady Metalowe Sp. z o. o. w Cieszynie. Autorzy mają nadzieję, że zasygnalizowane badania przyczynią się do szerszego zainteresowania nowymi zaawansowanymi technologiami kształtowania materiałów wysokotopliwych i spowoduje ich upowszechnienie wśród przedsiębiorstw branży kuźniczej w Polsce.

1. Kucie stopów tytanu Rozdział 1 1.1. Charakterystyka stopów tytanu Na potrzeby przemysłu opracowano kilkadziesiąt stopów tytanu, które dzięki dodatkom charakteryzują się właściwościami mechanicznymi zbliżonymi do ulepszonych stali stopowych, przy zachowaniu dużo mniejszej masy [1.3, 1.6]. Konwencjonalna klasyfikacja stopów tytanu dokonuje ich podziału ze względu na strukturę (rys. 1.1). Podział ten obejmuje: stopy jednofazowe α oraz stopy pseudo-α (ich struktura złożona jest z fazy α, lecz zawierają one w swoim składzie poniżej 5% pierwiastków, które są stabilizatorami fazy β) stopy dwufazowe α+β (stopy martenzytyczne i stopy przejściowe), stopy β oraz stopy pseudo-β (po normalizowaniu posiadają strukturę złożoną z metastabilnej fazy β M, a ich właściwości odpowiadają stopom dwufazowym α+β o dużej zawartości fazy β). Rys. 1.1. Konwencjonalna klasyfikacja stopów tytanu Powyższy podział jest dokonywany w oparciu o wpływ pierwiastków stopowych na przemianę alotropową tytanu α β oraz typ układu równowagi. Sposób, w jaki pierwiastki oddziaływują na temperaturę przemiany, pozwala na ich podział na trzy grupy: 1. Pierwiastki, które podwyższają temperaturę przemiany alotropowej (stabilizujące fazę α) (rys. 1.2.a). Ze składników stopowych największe znaczenie ma Al. 2. Pierwiastki obniżające temperaturę przemiany alotropowej (stabilizujące fazę β) (rys. 2b-d): pierwiastki izomorficzne stabilizujące fazę β (V, Mo, Nb, Ta) (rys. 1.2b), pierwiastki eutektoidalne stabilizujące fazę β (Cr, Mn, Fe, Cu, Ni, Pd, Be, Co) (rys. 1.2c), pierwiastki pseudoizomorficzne stabilizujące fazę β (Ru, Rh, Re, Os, Ir, K) (rys. 1.2d). 3. Pierwiastki mające nieznaczny wpływ na temperaturę przemiany alotropowej (Sn, Zr, Ge, Hf, Th), tzw. pierwiastki neutralne (rys. 1.3).

Rozdział 1 8 Kucie stopów tytanu Rys. 1.2. Wpływ pierwiastków stopowych na typ układu równowagi oraz temperaturę przemiany alotropowej tytanu α β: a) pierwiastki stabilizujące fazę α, b) pierwiastki izomorficzne stabilizujące fazę β, c) pierwiastki eutektoidalne stabilizujące fazę β, d) pierwiastki pseudoizomorficzne stabilizujące fazę β Rys. 1.3. Podział pierwiastków stopowych i zanieczyszczeń w stopach tytanu Rys. 1.4. Podział stopów tytanu naniesiony na schemat układu równowagi Ti pierwiastki stabilizujące fazę β

Kucie stopów tytanu 9 Wpływ oddziaływania pierwiastków stabilizujących fazę β na skład fazowy, strukturę oraz właściwości stopów tytanu oddaje modyfikacja konwencjonalnej klasyfikacji stopów tytanu, którą nanosi się na schemat układu równowagi tytan pierwiastek stabilizujący fazę β (rys. 1.4). Typ stopu określa się znając jego skład chemiczny, na podstawie tzw. współczynnika stabilności (stabilizacji) fazy β oznaczonego jako k β. Oblicza się go jako sumę ilorazów ilości pierwiastków stabilizujących fazę β w danym stopie do zawartości krytycznej tego pierwiastka w podwójnych stopach tytanu. ROZDZIAŁ 1 Jednofazowe stopy α i pseudo-α Stopy o strukturze jednofazowej α zawierają w swym składzie chemicznym pierwiastki, które stabilizują fazę α, m.in. glin oraz pierwiastki neutralne, głównie cynę i cyrkon. Ich mikrostruktura po odkształceniu plastycznym i wyżarzaniu składa się w ponad 95% z roztworu stałego α. Nie umacnia się ich przez obróbkę cieplną, a pewien wzrost wytrzymałości można uzyskać poprzez umocnienie przez zgniot, co powoduje jednak spadek plastyczności stopu. Stosowanie obróbki cieplnej tych stopów ogranicza się do wyżarzania w niskiej temperaturze (520 560 C wyżarzanie niezupełne, 640 780 C wyżarzanie zupełne w zależności od gabarytów elementów), w celu usunięcia umocnienia przez odkształcenie plastyczne lub naprężeń wewnętrznych, które powstają podczas odlewania lub spawania. Stopy α mają dobre własności odlewnicze, dobrą spawalność i wytrzymałość na pełzanie, a także dużą odporność na kruchość na zimno i stabilność cieplną, jednak są one mało podatne na przeróbkę plastyczną. Po normalizowaniu stopy pseudo-α zawierają około 2 6% fazy β, natomiast po hartowaniu z temperatury wyższej od temperatury przemiany α β zawartość fazy β wynosi 8 15%. Właściwości mechaniczne tych stopów zbliżone są do właściwości stopów α, jednak wprowadzenie nieznacznej ilości pierwiastków stabilizujących fazę β powoduje istotny wzrost ich wytrzymałości i żarowytrzymałości, przy minimalnej zmianie plastyczności. Stopy pseudo-α cechuje dobra plastyczność, wytrzymałość na rozciąganie, odporność na korozję i spawalność. Stopy dwufazowe α+β Mikrostruktura tych stopów złożona jest z mieszaniny faz α i β. W stanie równowagi w ich strukturze znajduje się od 5 do 50 procent fazy β. W zależności od zawartości pierwiastków, które stabilizują fazę β oraz od struktury krystalicznej, dwufazowe stopy tytanu dzieli się na martenzytyczne i przejściowe stopy α+ β. Stopy martenzytyczne α+β zawierają 5 25% fazy β i po wyżarzaniu normalizującym posiadają większą plastyczność niż jednofazowe stopy α, a po obróbce cieplnej charakteryzują się lepszymi właściwościami wytrzymałościowymi. W przejściowych stopach α+β po normalizowaniu znajduje się 25 50% fazy β. Wyróżnia je maksymalny efekt umocnienia w wyniku obróbki cieplnej. Właściwości stopów α+β zależą od rodzaju i udziału pierwiastków stopowych oraz zanieczyszczeń, a także od ilości poszczególnych faz (rys. 1.5). Właściwości wytrzymałościowe stopów dwufazowych wzrastają wraz z ilością fazy β, do 50% udziału tej fazy w strukturze, jednak maksymalna wytrzymałość odpowiada najniższym własnościom plastycznym stopu. Posiadają one dużą wytrzymałość względną (wysoki stosunek wytrzymałości do gęstości), wysoką odporność na korozję i mogą pracować w podwyższonych temperaturach.

Rozdział 1 10 Kucie stopów tytanu Stopy dwufazowe są podatne na obróbkę cieplną, dzięki czemu w szerokim zakresie można kształtować ich mikrostrukturę i właściwości (rys. 1.6). Wytrzymałość można zwiększyć poprzez nagrzanie stopu dwufazowego 25 60 C poniżej temperatury przemiany α+β β, wygrzaniu w tej temperaturze i następnie szybkim ochłodzeniu, dzięki czemu otrzymuje się metastabilną fazę β M lub martenzytyczną fazę α. Następnie stop nagrzewa się do 450 600 C, co umożliwia starzenie lub odpuszczanie. W wyniku starzenia następuje częściowa przemiana fazy β M i powstają drobnodyspersyjne wydzielenia fazy α, które umacniają stop, dzięki czemu wytrzymałość może zwiększyć się nawet o 35%. W wyniku odpuszczania w metastabilnej fazie α wydziela się drobnodyspersyjna faza β. Stopy dwufazowe charakteryzują się dużym oporem plastycznym oraz małą przewodnością cieplną, co zdecydowanie utrudnia przeróbkę plastyczną na zimno, jak i na gorąco. Rys. 1.5. Wpływ zawartości pierwiastków stabilizujących fazę β na wytrzymałość stopów tytanu w stanie wyżarzonym Jednofazowe stopy β i pseudo-β Stopy β i pseudo-β zawierają powyżej 20% pierwiastków, które stabilizują fazę β. W ich skład najczęściej wchodzi wanad, Rys. 1.6. Wpływ temperatury odpuszczania na własności stopów tytanu α+β molibden, chrom oraz żelazo, co powoduje wzrost gęstości o około 5 10% w porównaniu z pozostałymi stopami tytanu. Charakteryzuje je dobra plastyczność i duży stopień umocnienia, jednak mają one mniejszą odporność na pełzanie i mniejszą stabilność cieplną w porównaniu ze stopami α. W stopach jednofazowych β najczęściej występuje termodynamicznie stabilna faza β TS lub mechanicznie stabilna (nieulegająca rozpadowi pod wpływem naprężenia) faza β MS. W stopach pseudo-β nie zachodzi przemiana martenzytyczna. Ich struktura po hartowaniu składa się z termodynamicznie niestabilnej fazy β, natomiast po starzeniu posiadają strukturę dwufazową, złożoną z faz β i α. Podczas obróbki cieplnej ulegają umocnieniu i charakteryzują się dużą wytrzymałością, także w podwyższonych temperaturach, natomiast po hartowaniu posiadają dobre właściwości plastyczne w temperaturze pokojowej, zbliżone do czystego tytanu. Podczas przemian fazowych zachodzących w wyniku obróbki cieplnej stopów tytanu, poza fazami równowagowymi, powstają także fazy metastabilne. Czynnikiem, który sprzyja ich powstawaniu jest niższa wartość energii swobodnej w porównaniu z wysokotemperaturową fazą β.

Kucie stopów tytanu 11 Do najważniejszych przemian fazowych, które zachodzą w stopach tytanu zalicza się: przemianę alotropową (α β) (rys. 1.7) Zachodzi ona za pomocą jednego z dwóch mechanizmów: dyfuzyjnego, poprzez zarodkowanie i wzrost zarodków nowej fazy przy małych prędkościach nagrzewania lub chłodzenia, ścinania, wykazując cechy przemiany martenzytycznej przy dużych szybkościach chłodzenia. ROZDZIAŁ 1 Rys. 1.7. Komórki elementarne faz α β i β w tytanie (a) oraz ich układ podczas przemiany alotropowej α β (b) W czasie wolnego nagrzewania podczas przemiany α β, zarodkowanie fazy β odbywa się m.in. na graniach ziaren fazy α. Rozpoczyna się dyfuzyjny wzrost zarodków do momentu zetknięcia się poszczególnych obszarów i jednocześnie następuje odtworzenie wyjściowej struktury ziarnistej. Rozrost powstałych obszarów fazy β kończy przemianę. Gdy przemiana zachodzi podczas wolnego chłodzenia (β α), na skutek nieuporządkowanego dyfuzyjnego wzrostu zarodków fazy α tworzy się struktura komórkowa. Pierwsze zarodki nowej fazy tworzą się bezpośrednio na granicach pierwotnej fazy β, w miejscu występowania błędów budowy struktury krystalicznej. Przy prędkościach chłodzenia większych od 100 K/s, jako wynik przemiany martenzytycznej, tworzy się struktura iglasta, która powoduje powstanie odkształceń sprężystych. Przemiana β α w tytanie przebiega do końca dla wszystkich prędkości chłodzenia. Osobliwą cechą przemiany α β jest ścisłe zachowanie zależności krystalograficznych pomiędzy fazami α i β: (0001) α (110) β <1120> α <111> β Jako pierwszy zależności te określił Burgers dla cyrkonu, następnie zostały one potwierdzone przez Newkirka i Geislera dla tytanu. Dodatkowo w tytanie występuje tzw. zjawisko dziedziczności struktury, które charakteryzuje się tym, że orientacja ziaren faz powstającej i wyjściowej jest taka sama. Z praktycznego punktu widzenia skutkuje to szybkim powrotem ziaren do rozmiarów ziaren fazy wyjściowej w trakcie

Rozdział 1 12 Kucie stopów tytanu obróbki cieplnej. Rozdrobnienie struktury można przeprowadzić w trakcie przeróbki plastycznej na gorąco i na zimno z następnym wyżarzaniem. przemianę fazową w stopach dwufazowych (α+β β) Przemianę fazową w dwufazowych stopach tytanu α+β β od przemiany zachodzącej w stopach jednofazowych α β odróżnia obecność pewnej zawartości fazy β w wyjściowej strukturze stopów dwufazowych. Fazę β można potraktować jako zarodek, do wzrostu którego niezbędna jest dyfuzja pierwiastków stabilizujących fazę β z obszarów fazy α do międzyfazowej granicy α/β. Faza β, która tworzy się w wyniku przemiany α+β β nie jest jednorodna pod względem składu chemicznego, szczególnie jeśli chodzi o pierwiastki stabilizujące fazę β. Przemianę β α+β, która zachodzi w trakcie wolnego chłodzenia, poprzedza tworzenie się obszarów zubożonych i wzbogaconych w pierwiastki stabilizujące fazę β. Na początku tworzą się alotriomorficzne ziarna fazy α, które zarodkują na granicach pierwotnej fazy β, zachowując uprzywilejowaną orientację w stosunku do jednego z sąsiadujących ziaren fazy β. Jednocześnie podczas wzrostu ziaren fazy α następuje dyfuzja pierwiastków stabilizujących fazę β z rosnących kryształów fazy α do osnowy. W granicach wyjściowego ziarna fazy β, na skutek dyfuzji, dochodzi do wzrostu jednakowo zorientowanych kolonii płytek fazy α. Między płytkami znajdują się obszary wzbogacone o pierwiastki stabilizujące fazę β, a także zanieczyszczenia. Przy większej zawartości pierwiastków, w obszarach tych tworzy się faza β. przemianę martenzytyczną (β α oraz β α ) W tytanie i jego stopach przemiana martenzytyczna zachodzi podczas szybkiego chłodzenia lub wytrzymywania w niskiej temperaturze. Może przebiegać za pomocą mechanizmu ścinania lub w wyniku tworzenia się bliźniaków. Martenzyt, który powstaje posiada strukturę przesyconego roztworu stałego α i oznaczany jest jako faza α. W trakcie przemiany β α może się tworzyć także pośrednia faza martenzytyczna o strukturze rombowej α. Przy niskiej temperaturze początku przemiany powstać może krucha faza pośrednia o strukturze heksagonalnej ω, która uniemożliwia zajście przemiany martenzytycznej do końca. przemianę eutektoidalną (β α+tix), która przy prędkościach chłodzenia stosowanych w warunkach przemysłowych, zachodzi bardzo rzadko. 1.2. Własności stopów tytanu Mimo wysokich kosztów otrzymywania tytanu i stopów tytanu, jego właściwości fizyczne i chemiczne, obfitość w skorupie ziemskiej i względna łatwość wydobycia, są przyczyną szerokiego zainteresowania tytanem i rozwoju produkcji. Stopy tytanu należą do grupy materiałów metalicznych przeznaczonych do eksploatacji w różnych gałęziach przemysłu, od jubilerstwa poprzez przemysł chemiczny i urządzeń energetycznych, budowlany, energetyczny, wydobywczy, militarny, sportowy, medyczny, motoryzacyjny, na przemyśle lotniczym oraz technice kosmicznej kończąc. Tak szerokie zastosowanie tytan i jego stopy zawdzięczają szczególnie swojej niskiej gęstości, korzystnemu ilorazowi wytrzymałości do granicy plastyczności oraz dobrej odporności korozyjnej w wielu środowiskach agresywnych chemicznie.

Kucie stopów tytanu 13 Cechy charakteryzujące stopy tytanu są następujące: zakres pracy: 250 700 C, odporność na korozję w wielu chemicznie agresywnych środowiskach, wytrzymałość względna (Rm/ρ) w szerokim zakresie temperatury, zdolność do tłumienia drgań, obojętność biologiczna, wysoka temperatura topnienia, niemagnetyczność, mały współczynnik rozszerzalności cieplnej, mała przewodność cieplna, zdolność nośna w temperaturze podwyższonej i kriogenicznej, odporność na pełzanie. ROZDZIAŁ 1 Rys. 1.8. Własności mechaniczne wybranych dwufazowych stopów tytanu: a) wydłużenie, b) przewężenie, c) wytrzymałość na rozciąganie, d) naprężenie graniczne przy przyroście nieproporcjonalnym, e) twardość, f) udarność

Rozdział 1 14 Kucie stopów tytanu Na rysunku 1.8 przedstawione zostały własności mechaniczne dla trzech wybranych dwufazowych stopów tytanu zawierających glin: najbardziej popularnego konstrukcyjnego stopu Ti-6Al-4V, stopu martenzytycznego Ti-6Al-2Mo-2Cr-Fe-Si, stopu metastabilnego Ti-5Al-5Mo-5V-Cr-Fe. Najlepszymi własnościami plastycznymi spośród przedstawionych stopów charakteryzuje się Ti-6Al-2Mo-2Cr-Fe-Si. Wytrzymałość na rozciąganie i naprężenie graniczne przy przyroście nieproporcjonalnym analizowanych stopów jest zbliżona, natomiast najwyższą twardość oraz udarność przypisuje się stopowi metastabilnemu Ti-5Al-5Mo-5V-Cr-Fe. Dwufazowe stopy tytanu zawierające glin charakteryzują wysokie wskaźniki własności mechanicznych, w porównaniu do stopów niezawierających tego pierwiastka. Stopy α+β zawierające glin są stopami najbardziej wytrzymałymi na rozciąganie, zarówno w temperaturze pokojowej, jak i w temperaturach podwyższonych. Zawartość glinu w dwufazowych stopach tytanu nie wpływa znacząco na udarność ani wytrzymałość zmęczeniową, jednak podwyższa wytrzymałość na pełzanie. Stopy zawierające glin mają mniejszą gęstość i łatwiejsza jest ich obróbka skrawaniem. Na rysunku 1.9 pokazano wpływ temperatury na wytrzymałość względną popularnych materiałów konstrukcyjnych: stali oraz stopów na bazie niklu, glinu (aluminium) i tytanu. Rysunek 1.10 przedstawia wpływ Rys. 1.9. Wpływ temperatury na wytrzymałość względną popularnych materiałów temperatury wyżarzania na twardość, konstrukcyjnych wytrzymałość na rozciąganie, udarność oraz wydłużenie stopu Ti-6Al-2Mo-2Cr- -Fe-Si. Wraz ze wzrostem temperatury wyżarzania własności plastyczne, reprezentowane na rysunku 1.10 przez udarność oraz wydłużenie, obniżają się, natomiast wzrasta wytrzymałość na rozciąganie. Wzrost temperatury wyżarzania do około 940 C powoduje maksymalny spadek twardości HB. Po osiągnięciu minimum oraz przy dalszym wzroście temperatury wyżarzania, twardość zaczyna wzrastać do maksymalnej wartości. Rys. 1.10. Wpływ temperatury wyżarzania na własności wytrzymałościowe i plastyczne stopu Ti-6Al- -2Mo-2Cr-Fe-Si (HB twardość wg Brinella, R m wytrzymałość na rozciąganie, K udarność, A 5 wydłużenie)

Kucie stopów tytanu 15 Na rysunkach od 1.11 do 1.14 przedstawiono charakterystyki naprężenie odkształcenie niektórych stopów tytanu w zakresie prędkości odkształcenia 0,01 100 s 1. ROZDZIAŁ 1 Rys. 1.11. Zależność naprężenia od odkształcenia i prędkości odkształcenia stopu Ti-10V-2Fe-3Al przy temperaturze 800 C Rys. 1.12. Zależność naprężenia od odkształcenia i prędkości odkształcenia stopu Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo przy temperaturze 900 C Rys. 1.13. Zależność naprężenia od odkształcenia i prędkości odkształcenia stopu Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr przy temperaturze 950 C

Rozdział 1 16 Kucie stopów tytanu Rys. 1.14. Zależność naprężenia od odkształcenia i prędkości odkształcenia stopu Ti-6Al-4V przy temperaturze 800 C 1.3. Wpływ procesu kucia matrycowego na mikrostrukturę stopu tytanu Ti-6Al-4V Stop Ti-6Al-4V jest szeroko stosowany przede wszystkim w przemyśle lotniczym ze względu na małą masę właściwą oraz atrakcyjną kombinację własności wytrzymałościowych, odporności na pękanie i wysokiej odporności na korozję [1.4]. Jest to stop trudno odkształcalny, stąd formowanie detali o złożonym kształcie z tego stopu wymaga precyzyjnie dobranych parametrów cieplno-mechanicznych. W praktyce przemysłowej jego kształtowanie odbywa się najczęściej poprzez kucie lub wyciskanie. Własności wytrzymałościowe oraz plastyczne stopu Ti-6Al-4V są silnie związane z jego mikrostrukturą [1.5]. Badania przedstawione poniżej zawierają kompleksową ocenę procesu kucia na gorąco na zmiany w mikrostrukturze stopu Ti-6Al-4V [1.1]. Stop Ti-6Al-4V dostarczony był w formie pręta o średnicy Ø 50 mm. Mikrostrukturę stopu w stanie dostawy przedstawiono na rysunku 1.15. Skład chemiczny badanego stopu podano w tabeli 1.1. Rys. 1.15. Mikrostruktura stopu Ti-6Al-4V w stanie dostawy Tabela 1.1. Skład chemiczny (% masowe) stopu Ti-6Al-4V Al V Fe C Mo Cr O N H 6,52 4,17 0,16 0,013 0,03 0,01 0,17 0,006 0,0011 Badania dylatometryczne wykonano przy użyciu dylatometru DT1000 francuskiej firmy Adamel (próbki Ø 2 mm, h =12 mm). Na rysunku 2 przedstawiono krzywą dylatometryczną nagrzewania (V nagrz. = 300 C/h, do 1000 C) do wyznaczenia punktów charakterystycznych stopu Ti-6Al-4V. Podczas nagrzewania przemiana α β rozpoczyna się przy temperaturze około 810 C. W zastosowanym zakresie pomiarowym przemiana ta nie zachodzi do końca.

Kucie stopów tytanu 17 ROZDZIAŁ 1 Rys. 1.16. Krzywa dylatometryczna nagrzewania stopu Ti-6Al-4V ze stanu dostawy z szybkością 0,08 C/s do temperatury 1000 C W tabeli 1.2 zaprezentowano współczynniki rozszerzalności liniowej stopu Ti-6Al-4V. Silny spadek współczynnika rozszerzalności liniowej powyżej 800 C należy wiązać z zapoczątkowaniem przemiany β α. Tabela 1.2. Współczynniki rozszerzalności cieplnej stopu Ti-6Al-4V α, 1/ K 20 100 100 200 200 300 300 400 Zakres temperatur, C 400 500 500 600 600 700 700 800 800 900 900 1000 7,92 8,92 10,03 9,48 8,84 8,38 10,54 11,38 3,28 19,56 Rys. 1.17. Symulacja dylatometryczna przebiegu nagrzewania (1 C/s) stopu Ti-6Al-4V

Rozdział 1 18 Kucie stopów tytanu Rys. 1.18. Symulacja dylatometryczna przebiegu wygrzewania (20 minut) stopu Ti-6Al-4V w 950 C Rys. 1.19. Symulacja dylatometryczna przebiegu chłodzenia (10 C/s) stopu Ti-6Al-4V po nagrzaniu do temperatury 950 C i wytrzymaniu przez 20 min Na rysunkach 1.17-1.19 zamieszczono odpowiednio dylatometryczne symulacje nagrzewania, wygrzewania i chłodzenia zgodnie ze wstępnie przyjętymi parametrami procesu kucia stopu Ti-6Al-4V. Zwiększenie, w odniesieniu do nagrzewania przy wyznaczaniu punktów charakterystycznych, szybkości nagrzewania, powoduje przesunięcie temperatury początku przemiany α β z 810 C do około 840 C (rys. 1.17). Wygrzewanie w 950 C przy zastosowanym czasie 20 minut nie powoduje całkowitej przemiany α β, co świadczy, iż ewentualne kucie po nagrzaniu do temperatury 950 C i wytrzymaniu w niej przez 20 min, odbywać się będzie w zakresie dwufazowym α+β, z przewagą fazy β. Podczas chłodzenia nie zarejestrowano efektów od przemian fazowych, stąd należy przypuszczać, iż materiał po ochłodzeniu będzie w stanie przesyco-

Kucie stopów tytanu 19 nym. Aby więc przeprowadzić proces kucia przy temperaturze 950 C, a jednocześnie z mikrostrukturą jednofazową β, należy materiał nagrzać do temperatury znacząco wyższej i dopiero schłodzić do temperatury 950 C, aby rozpocząć proces kucia. Proces kucia wykonano na odkuwce kołnierza [1.7] (rys. 1.20) o kształcie zbliżonym do osiowosymetrycznego, która jednocześnie jest przykładem odkuwki posiadającej w objętości obszary charakteryzujące się różnym stopniem przerobu materiału, a jednocześnie stanowiącą odkuwkę zwartą, co pozwala na uzyskanie zróżnicowanych warunków termomechanicznych podczas kucia i po jego zakończeniu. Dla odkuwki kołnierza opracowano kilka wariantów jego wykonania w programie QForm. Przyjęto wsad o średnicy 50 mm i wysokości 30 mm. Wsad kształtowany był w wykroju wstępnym i wykroju matrycującym na gotowo. Symulacje numeryczne wykonano w oparciu o krzywe umocnienia uzyskane z prób spęczania na symulatorze Gleeble 3800. Wytypowano następujące warunki brzegowe do obliczeń numerycznych: temperaturę wsadu 950 C, temperaturę narzędzi 500 C, średnią prędkość przemieszczania matrycy górnej 10 mm/s oraz czynnik tarcia równy 0,4. Na rysunku 1.21 przedstawiono uzyskane z obliczeń numerycznych rozkłady linii płynięcia w charakterystycznych płaszczyznach przekroju odkuwki. ROZDZIAŁ 1 Rys. 1.20. Odkuwka ze stopu Ti-6Al-4V Rys. 1.21. Rozkład linii płynięcia w płaszczyźnie A (a) oraz B (b) Na rysunkach 1.22-1.24 przedstawiono odpowiednio rozkłady temperatury, intensywności odkształcenia oraz naprężeń średnich w charakterystycznych płasz-

Rozdział 1 20 Kucie stopów tytanu czyznach przekroju odkuwki, uzyskane z obliczeń numerycznych. Analiza rozkładu wartości tych parametrów w objętości odkuwki posłużyła do ustalenia warunków prób przemysłowych. Na rysunku 1.23 przedstawiono rozkład intensywności odkształcenia dla charakterystycznych przekrojów odkuwki. W analizowanym wariancie kucia kołnierza maksymalne wartości intensywności odkształcenia koncentrują się w rejonie denka odkuwki oraz w obszarze wypływki, co związane jest z przemieszczaniem się dużych ilości materiału w tych rejonach. Duże wartości intensywności odkształcenia świadczą o lepszym przerobie materiału, czego konsekwencją powinny być lepsze własności wytrzymałościowe wyrobu gotowego. Z punktu widzenia kinematyki płynięcia metalu w wykroju pod kątem uzyskania całkowitego wypełnienia wykroju, przyjęty wariant technologiczny jest poprawny. Weryfikację poprawności przyjętych parametrów przeróbki badanego stopu stanowić mogą badania własności mechanicznych i mikrostruktury odkuwek, określające wpływ zaobserwowanych różnic temperatur oraz stopnia odkształcenia w objętości materiału odkuwki. Rys. 1.22. Rozkłady temperatury w analizowanej odkuwce Rys. 1.23. Rozkłady intensywności odkształcenia w analizowanej odkuwce Na rysunku 1.24 pokazano rozkład naprężeń średnich w charakterystycznych przekrojach odkuwki. Największa wartość naprężeń ściskających występuje w denku

Kucie stopów tytanu 21 odkuwki i waha się od 1100 do 1700 MPa. Należy się spodziewać, że w tym obszarze odkuwki narzędzia będą ulegać silnemu zużyciu. ROZDZIAŁ 1 Rys. 1.24. Rozkłady naprężeń średnich w odkuwce Do procesu kucia wsad nagrzewano w piecu elektrycznym do temperatury 1100 C oraz bezpośrednio przenoszono z pieca na stanowisko kucia, następnie umieszczano w matrycach i odkształcano w temperaturze 950 C. Pomiaru temperatury dokonywano przy użyciu termopar, w tym również w środku wsadu, co umożliwiło pełną kontrolę rozkładu temperatury w jego objętości. Powierzchnię wykroju matryc pokrywano smarem grafitowym o nazwie handlowej WG 1262, natomiast próbki przed odkształceniem były powlekane krzemową powłoką ochronną (THERMEX GL dyspersja krzemu w wodzie). Próbki do badań metalograficznych zostały pobrane z dwóch przekrojów odkuwki (rys. 1.25a) w punktach zaznaczonych na rysunku 1.25b. Rys. 1.25. Charakterystyczne płaszczyzny odkuwki (a) oraz miejsca, w których wykonano zdjęcia metalograficzne w płaszczyźnie A i B (b) Mikrostruktury odkuwki obserwowane na przekroju A (rys. 1.25) przedstawiono na rysunku 1.26. Stwierdzono zgodność kierunku wydłużenia ziarn z liniami płynięcia wynikającymi z obliczeń numerycznych (rys. 1.21a). Uzyskane w symulacji numerycznej rozkłady intensywności odkształcenia w obszarze odkuwki odpowiadają obserwacjom mikrostruktury. Zastosowana temperatura odkształcenia oraz temperatura wstępnego nagrzewania wsadu w odniesieniu do wskazanych w pracy [1.4], dotyczących zakresu temperatury przemiany β α podczas chłodzenia wskazuje, że odkształcenie rozpoczyna się dla występowania fazy β.

Rozdział 1 22 Kucie stopów tytanu Rys. 1.26. Mikrostruktura w przekroju A odkuwki ze stopu Ti-6Al-4V otrzymanej z wsadu (Ø 50 mm, l = 30 mm: a, b) obszar 1, c) obszar 2, d) obszar 3, e) obszar 4, f) obszar 5 Odkształcenie nie spowodowało silnego zdegradowania ziarn występujących w fazie β przed odkształceniem plastycznym. W obszarach o większej koncentracji odkształcenia ziarna te charakteryzują się jedynie silnym wydłużeniem w kierunku płynięcia materiału. W pobliżu granic wyżej wymienionych ziarn wcześniej zachodzi przemiana β α niż w ich środku. Na tworzenie się takiej mikrostruktury ma wpływ mniejsza intensywność odkształcenia w zakresie występowania wyłącznie fazy β niż α+β. Takie prowadzenie kucia powodowało (wraz z dużą intensywnością chłodzenia odkuwki) powstawanie obszarów w mikrostrukturze charakterystycznych dla występowania fazy α (zachodzenia przemiany martenzytycznej), co przedstawiono na rysunku 1.27. Rys. 1.27. Miejsce występowania przemiany martenzytycznej widoczne w przekroju A odkuwki ze stopu Ti-6Al-4V (obszar 1)

Kucie stopów tytanu 23 Podsumowując, należy stwierdzić, że przyjęte do modelowania numerycznego, a następnie weryfikowane w warunkach przemysłowych, warunki brzegowe procesu kucia analizowanego stopu Ti-6Al-4V, pozwalają na otrzymanie dobrej jakościowo odkuwki. Rozkłady intensywności odkształcenia uzyskane podczas modelowania numerycznego wykazują bardzo dobrą zgodność z obserwacjami mikrostruktury odkuwek. Finalna mikrostruktura wynika z mechanizmu odkształcenia oraz kinetyki przemian fazowych β α lub β α z istotną rolą tworzenia się niejednorodności odkształcenia. Parametry procesu kucia nie pozwalały na zachodzenie rekrystalizacji dynamicznej zarówno w obszarze fazy β, jak i α. Odpowiednie zaprojektowanie procesu technologicznego kucia odkuwek ze stopu Ti-6Al-4V, uwzględniające wstępny przerób materiału, kształt wykrojów pomocniczych, smary o odpowiednich własnościach tribologicznych, a także odpowiednio dobrane temperatury narzędzi i materiału pozwalają uzyskać wyrób finalny pozbawiony wad. ROZDZIAŁ 1 1.4. Lokalny nagrzew stopu tytanu przed procesem kucia W praktyce przemysłowej stosuje się lokalny nagrzew wsadu, np. przy wytwarzaniu narzędzi chirurgicznych. Ma to szczególnie istotne znaczenie, jeśli materiałem stosowanym na narzędzia chirurgiczne są stopy tytanu. Ten problem został przeanalizowany w badaniach przedstawionych poniżej. Badano zmiany w mikrostrukturze odkuwki (narzędzia chirurgicznego ze stopu tytanu Ti-6Al-4V), które zostały spowodowane lokalnym nagrzaniem do zakresu fazy β, następnym schładzaniem i odkształceniem plastycznym. Badania mikrostruktury wykonano w celu sprawdzenia, czy lokalne nagrzanie (bez konieczności nagrzewania całej odkuwki) do formowania elementów wykonanych ze stopu Ti-6Al-4V nie wywoła zmian w ich mikrostrukturze, prowadzących do pogorszenia własności gotowego wyrobu. Wyniki badań stanowią wytyczne do optymalizacji procesu produkcyjnego narzędzi chirurgicznych z ww. stopu pod względem ekonomicznym oraz ich jakości. Badania wykonano na odkuwce narzędzia chirurgicznego rozwieraka do ran (rys. 1.28) wykonanego ze stopu Ti-6Al-4V, zawierającego 6,5% Al, 4,4% V, 0,15% Fe, 0,023% C, 0,139% O 2, 0,017% Ni, 0,0024% H 2. Jest to stop dwufazowy α+β. Analizie poddano zmiany mikrostruktury po nagrzaniu i formowaniu narzędzia w obszarze zaznaczonym na rysunku 1.28. Rys. 1.28. Narzędzie chirurgiczne z zaznaczonym obszarem przeznaczonym do badań Badania metalograficzne wykonano przy użyciu mikroskopu świetlnego AXIO- VERT 200 MAT firmy ZEISS. Zgłady metalograficzne trawiono dwuetapowo. W 6% HF (w alkoholu) a następnie w 2 ml HF + 2 ml HNO 3 + 96 ml H 2 O. Lokalne nagrza-

Rozdział 1 24 Kucie stopów tytanu nie wykonano przy użyciu palnika gazowego, nagrzewając element do temperatury około 1050 C (określone pirometrem). Na rysunku 1.29 zamieszczono krzywą dylatometryczną nagrzewania z szybkością 180 C/h dla stopu Ti6Al4V [1.5]. Jak widać, nagrzanie do temperatury 1050 C pozwala na uzyskanie wyłącznie fazy β. Nagrzanie lokalne spowoduje, iż w miarę oddalania się od miejsca o najwyższej temperaturze, będą występować obszary nagrzane nieznacznie powyżej końca przemiany α+β w β, nieznacznie poniżej tej temperatury, nieznacznie poniżej temperatury początku tzw. przemiany właściwej α+β w β oraz poniżej temperatury początku przemiany α+β w β. Dodatkowo, zmiany w mikrostrukturze wywoła również odkształcenie plastyczne. Rys. 1.29. Dylatogram nagrzewania stopu Ti-6Al-4V z szybkością 180 C/h Na rysunku 1.30 pokazano mikrostrukturę badanej odkuwki w obszarze odkształcenia plastycznego (zaginania haczyka). Jak widać, niemal na całym przekroju odkuwki występują pasma koncentracji odkształcenia plastycznego. Rys. 1.30. Pasma koncentracji odkształcenia plastycznego powstałe w badanej odkuwce podczas zaginania Wielkość ziarna poza pasmem jest zdecydowanie większa niż w paśmie (rys. 1.31). Ponadto wewnątrz pasma ziarna są wydłużone w kierunku plastycznego płynięcia materiału. Pasma plastycznego płynięcia występują w obszarze, który nagrzany został do zakresu występowania α+β. Przeróbka plastyczna na zimno badanego dwufazowego stopu sprzyja dużej niejednorodności odkształcenia. Odkształcenie w wyższym zakresie temperatur nie powoduje wyżej opisanego efektu. Rys. 1.31. Mikrostruktura badanej odkuwki w obszarze jej zaginania w zakresie występowania mikrostruktury dwufazowej α+β

Kucie stopów tytanu 25 ROZDZIAŁ 1 Rys. 1.32. Obszar inicjacji (a) oraz rozwój pęknięcia (b), c) obszar z rysunku b w powiększeniu Podczas zaginania, realizowanego w miejscu uprzedniego punktowego nagrzania, na skutek przemiany β α +α+β w kształtowanych elementach wystąpiły pęknięcia (rys. 1.32). Pęknięcia inicjowane były na powierzchni materiału i początkowo rozprzestrzeniały się wzdłuż igieł fazy α lub wydzielonej w układzie Widmannstättena fazy α (rys. 1.32a). Dalszy rozwój pęknięcia następował w dużej części międzykrystalicznie (rys. 1.32b,c). Rys. 1.33. Zmiany w mikrostrukturze z odległością od punktowego nagrzania do temperatury 1050 C (a) do obszaru o mikrostrukturze zbliżonej do materiału wyjściowego (l)

Rozdział 1 26 Kucie stopów tytanu Na rysunku 1.33 zaprezentowano zmiany w mikrostrukturze badanej odkuwki z odległością od punktowego nagrzania do temperatury 1050 C (rys. 1.33a) do obszaru o mikrostrukturze zbliżonej do materiału wyjściowego (rys. 1.33l). Przedstawione mikrostruktury powstały po chłodzeniu pozwalającym na zajście przemiany β α +α+β (chłodzenie w powietrzu z szybkością około 7 C/s). W miejscu, które nagrzane zostało do najwyższej temperatury (rys. 1.33a) występuje w większości mikrostruktura martenzytu o dużym ziarnie odpowiadającym pierwotnemu ziarnu fazy β w temperaturze około 1050 C. Jest to prawdopodobne miejsce inicjacji ww. pęknięć. Intensywne ujawnianie się granic ziarn, które brały udział w rozwoju pęknięcia, wynikają najprawdopodobniej z procesu tworzenia się nowych ziarn fazy α. Niewielkie oddalenie od punktu maksymalnego (lokalnego) nagrzania powoduje zmniejszenie skłonności występujących w jego mikrostrukturze granic ziarn do trawienia się (rys. 1.33b). W miarę oddalania się od ww. punktu nagrzewania ziarno jest coraz mniejsze (rys. 1.33b-i). Następnie ma miejsce skokowe zmniejszenie wielkości ziarna pomiędzy miejscami prezentowanymi na rysunkach 1.33i oraz 1.33j, które wynika z faktu, że podczas nagrzewania w miejscu z rysunku 1.33j pozostała jeszcze niewielka ilość fazy α, która blokowała rozrost ziarna (temperatura poniżej 970 C). Dlatego pomiędzy tymi obszarami występuje tzw. karb mikrostrukturalny wynikający z nagłej zmiany wielkości ziarna. Należy więc oczekiwać, iż lokalne nagrzewanie dwufazowych stopów tytanu do zakresu występowania fazy β i następne intensywne chłodzenie będzie skutkować występowaniem stref o wyraźnej granicy rozdziału pomiędzy dużym a drobnym ziarnem. Gdyby ww. strefa zmian w mikrostrukturze występowała w gotowym elemencie stworzyłoby to ryzyko wyraźnego obniżenia odporności na pękanie, a co za tym idzie żywotności narzędzia chirurgicznego. W odniesieniu do narzędzi chirurgicznych jest to wyjątkowo niebezpieczne ze względu na ryzyko pozostawienia jego odłamków w ciele pacjenta. Analizując obszary o mikrostrukturze przedstawionej na rysunku 1.33k można stwierdzić, iż zostały one nagrzane powyżej początku tworzenia się nowej fazy β (T pz α+β β; por. rys. 1.29), a poniżej temperatury początku przemiany właściwej α+β β (T pw α+β β). W obszarach tych nastąpiła rekrystalizacja fazy α. Natomiast nie dokończenie przemiany skutkuje zmniejszeniem skłonności do przemiany martenzytycznej, na skutek niższej zawartości aluminium w fazie β od średniej zawartości aluminium w badanym stopie. Dlatego w tych obszarach zamiast przemiany martenzytycznej z fazy β wydziela się jedynie faza α w układzie Widmannstättena. Odkształcenie plastyczne materiału o mikrostrukturze charakteryzującej się dużym ziarnem, wydzieleniami fazy α po granicach ziarn oraz iglastą budową sprzyja powstawaniu pęknięć. Pęknięcia inicjowane są na powierzchni materiału, wzdłuż igieł fazy α lub fazy α wydzielonej w układzie Widmannstättena, a dalszy rozwój pęknięcia następuje międzykrystalicznie. Lokalne nagrzewanie dwufazowych stopów tytanu do zakresu występowania fazy β i następne intensywne chłodzenie będzie skutkować występowaniem stref o wyraźnej granicy rozdziału pomiędzy dużym a drobnym ziarnem. 1.5. Wpływ prędkości odkształcenia na strukturę stopu tytanu Badania wpływu prędkości odkształcenia z uwzględnieniem temperatury odkształcania przedstawiono na przykładzie stopu Ti-6Al-2Mo-2Cr-Fe-Si [1.2]. Stosowano stop

Kucie stopów tytanu 27 o różnej mikrostrukturze początkowej. Różnice w strukturach do badań modelowych wymuszono różnymi schematami chłodzenia. W obu strukturach (rys. 1.34) wyróżnić można fazę α i fazę β na tle ciemnych kryształów β widoczne są jasne kryształy fazy α. Struktura pierwsza A (rys. 1.34a) charakteryzuje się koloniami naprzemianlegle ułożonych płytkowych faz α i β. Struktura druga B (rys. 1.34b) z uwagi na bardziej równomierne chłodzenie charakteryzuje się większym udziałem fazy β. ROZDZIAŁ 1 Rys. 1.34. Mikrostruktura analizowanego stopu w stanie dostawy: a) struktura A, b) struktura B Badania wykonano na symulatorze Geeble 3800 spęczając próbki walcowe o średnicy 10 mm i wysokości 12 mm. Próby spęczania odbywały się z predkością odkształcenia 0,1 s 1, 1 s 1 oraz 10 s 1 w temperaturach: 850 C, 900 C, 950 C. Nagrzew próbek był z prędkością 3 C/s. Wygrzewano je przez 30 s, a następnie spęczano z gniotem 58%. Próbki chłodzono w powietrzu. Mikrofotografie struktur wykonano w połowie wysokości osi próbki (rys. 1.35). Jest to obszar największych odkształceń w próbie spęczania. Rys. 1.35. Obszar pobierania próbek do badań metalograficznych Rys. 1.36. Mikrostruktura stopu Ti-6Al-2Mo-2Cr-Fe-Si po odkształceniu w temperaturze 850 C z prędkościami odkształcenia (1/s): a) 0,1, b) 1, c) 10 Na rysunku 1.36 przedstawiono mikrostruktury po odkształcaniu w temperaturze 850 C. Odkształcenie odbywało się w zakresie dwufazowym α i β, podczas którego z fazy β dodatkowo wydzieliła się faza α+β. Przeprowadzenie odkształcenia w analogicz-

Rozdział 1 28 Kucie stopów tytanu nych warunkach termomechanicznych (temperatura i prędkość odkształcenia) stopu o dwóch różnych strukturach wyjściowych (rys. 1.37 i rys. 1.38) pozwala zaobserwować zmianę w strukturach po kuciu. Wraz ze wzrostem prędkości odkształcenia zwiększa się udział fazy α i następuje rozdrobnienie struktury. Rys. 1.37. Mikrostruktura stopu Ti-6Al-2Mo-2Cr-Fe-Si po odkształceniu w temperaturze 900 C z prędkościami odkształcenia (1/s): a) 0,1, b) 1, c) 10 Rys. 1.38. Mikrostruktura stopu Ti-6Al-2Mo-2Cr-Fe-Si po odkształceniu w temperaturze 900 C z prędkościami odkształcenia (1/s): a) 0,1, b) 1, c) 10; struktura B Wpływ prędkości odkształcenia podczas prób najbardziej uwidocznił się podczas spęczania w temperaturze 950 C. Wraz ze wzrostem prędkości odkształcenia na zdjęciach mikrostrukturalnych obserwujemy większy udział fazy α, gdyż krótsze są czasy odkształcenia i trudniej zachodzi przemiana α α+β. Charakterystyczna struktura powstaje podczas kształtowania w temperaturze 950 C i z prędkością odkształcenia 0,1 s 1 (rys. 1.39) struktura Widmanstättena w tytanie: naprzemianlegle ułożone płytki α i β otoczone fazą β oraz z widocznymi wydzieleniami fazy α. Rys. 1.39. Mikrostruktura stopu Ti-6Al-2Mo-2Cr-Fe-Si po odkształceniu w temperaturze 950 C z prędkościami odkształcenia (1/s): a) 0,1, b) 1, c) 10; pierwotna struktura drobnoziarnista

Kucie stopów tytanu 29 Literatura [1.1] Bała P., Krawczyk J., Pawłowski B., Lipski A.: Analiza zmian mikrostruktury odkuwki ze stopu Ti-6Al-4V wywołanych lokalnym nagrzaniem do temperatury występowania fazy β. Inżynieria Materiałowa 4/2012 r., ss. 280-283. [1.2] Bednarek S., Sińczak J., Łukaszek-Sołek A., Chyła P., Augustyn-Pieniążek A.: Wpływ parametrów odkształcania na mikrostrukturę stopu Ti-6Al-2Mo-2Cr-Fe-Si. Inżynieria Materiałowa 4/2012 r., ss. 271-274. [1.3] Bylica A., Sieniawski J.: Tytan i jego stopy. Państwowe Wydawnictwo Naukowe, Warszawa 1985. [1.4] Dąbrowski R.: The Kinetics of Phase Transformations during Continuous Cooling of Ti6Al4V Alloy from the Diphase α + β Range. Archives of Metallurgy 56, 2 (2011) 217-221. [1.5] Dąbrowski R.: The Kinetics of Phase Transformations during Continuous Cooling of the Ti6Al4V Alloy from the Single-Phase β Range. Archives of Metallurgy and Materials 56, 3 (2011) 703-707. [1.6] Furuhara T., Poorganji B., Abe H., Maki T.: Dynamic Recovery and Recrystallization in Titanium Alloys by Hot Deformation. JOM 59, 1 (2007) 64-67. [1.7] Śleboda T., Krawczyk J., Bała P., Łukaszek-Sołek A., Paćko M., Augustyn- -Pieniążek A.: Wpływ procesu kucia matrycowego na mikrostrukturę stopu Ti-6Al- -4V. Inżynieria Materiałowa 4/2012 r., ss. 275-279. ROZDZIAŁ 1

2. Kucie stopów niklu 2.1. Charakterystyka stopów niklu Nikiel jest metalem o temperaturze topnienia 1453 C i gęstości 8,908g/cm 3. Nikiel krystalizuje w strukturze A1, która jest stabilna do temperatury topnienia niklu, co zapewnia dużą żaroodporność i żarowytrzymałość tego metalu. Poniżej temperatury 368 C jest ferromagnetykiem. Nikiel jest jednym z najbardziej znanych materiałów magnetostrykcyjnych, należy do metali magnetycznie miękkich. Oporność elektryczna niklu rośnie w miarę wzrostu temperatury, a współczynnik cieplny oporności jest prawie stały w szerokim zakresie temperatury, dlatego stosowany jest jako materiał oporowy. Właściwości mechaniczne tego metalu zależą w dużym stopniu od zawartych w nim domieszek i zanieczyszczeń. Wśród stopów metali nieżelaznych stopy niklu należą do najważniejszych. Jest to spowodowane bardzo cennymi i różnorodnymi właściwościami, do których należą przede wszystkim: duża żarowytrzymałość i żaroodporność, duża przenikliwość magnetyczna i oporność elektryczna, dobre właściwości wytrzymałościowe i plastyczne. Przykładem materiałów spełniających wymagania dotyczące korzystnego zespolenia żarowytrzymałości i żaroodporności z odpornością na zmęczenie cieplne i kruche pękanie w wysokiej temperaturze oraz inne korzystne właściwości fizykochemiczne są między innymi nadstopy niklu, a w szczególności grupa stopów inconel. Nadstopy na bazie niklu, wraz ze stopami na bazie kobaltu oraz stopami na bazie żelaza, stanowią wspólnie grupę materiałów metalicznych określanych mianem nadstopów bądź superstopów. Charakteryzują się wyjątkowo wysokimi własnościami fizycznymi i chemicznymi, szczególnie w wysokich temperaturach. W porównaniu z innymi tworzywami metalicznymi, łączą w sobie: żarowytrzymałość wysokie i stabilne własności mechaniczne w wysokiej temperaturze, żaroodporność wysoką odporność powierzchni stopów na działanie agresywnego środowiska w wysokiej temperaturze pracy. Nadstopy na bazie niklu charakteryzują się bardzo złożonym i zróżnicowanym składem chemicznym (tab. 2.1). Skład ten zawiera przeważnie od 12 do 13 składników o podstawowym znaczeniu dla tych stopów. Dalszych 10 do 12 składników to dodatki lub domieszki, których zawartość jest ściśle określona. Nadstopy niklu zawierają w swoim składzie chemicznym również śladowe zawartości takich pierwiastków, jak: selen, tellur, tal, ołów i bizmut. Zawartość tych pierwiastków w superstopach niklu muszą być kontrolowane na poziomie dziesięciotysięcznych części procenta, także w materiałach wsadowych stosowanych do otrzymywania stopów niklu. Nadstopy niklu zaliczają się do jednej dużej rodziny materiałów metalicznych, których cechą wspólną jest osnowa austenityczna. Stopy niklu są uniwersalnymi materiałami obejmującymi szeroki zakres składów chemicznych, jakie można uzyskać stopując nikiel większością metali. Całkowita rozpuszczalność występuje pomiędzy niklem i miedzią oraz bardzo szerokie zakresy rozpuszczalności między niklem i pier- Rozdział 2

32 Kucie stopów niklu wiastkami, takimi jak żelazo i chrom. Pozwala to na projektowanie kombinacji składów chemicznych o szerokim wachlarzu własności mechanicznych i fizykochemicznych (tab. 2.2). Tabela 2.1. Przybliżony skład chemiczny nadstopów na bazie niklu Rozdział 2 Pierwiastek Ni Cr Fe Co Al Nb Ta Ti Mo W C Mg Zawartość, % Inne w niewielkich ilościach 47 79 6 25 22 4 28,5 6,5 6 8 6 10 12,5 0,27 B, Mg, Zr, Hf, Re, La, Ce, Y, Mn, Si, P, S, N, Se, Te, Tl, Pb, Bi 0,1 Tabela 2.2. Rola pierwiastków stosowanych w nadstopach niklu Umocnienie roztworowe Stabilizacja fazy γ Efekt wpływu dodatków Tworzenie węglików typu: MC M 7 C 3 M 23 C 6 M 6 C Tworzenie węglików typu M(C,N) Tworzenie fazy γ Ni 3 (Al, Ti) Podwyższenie temperatury solvus fazy γ Tworzenie faz metalicznych umacniających wydzieleniowo Pierwiastek Co, Cr, Fe, Mo, W, Ta Ni, Co, Fe, Cr, Mo, W, V W, Ta, Ti, Mo, Nb Cr Cr, Mo, W Mo, W C, N Al, Ti, Nb, Ta Co Al, Ti, Nb Dyspersyjne umacnianie tlenkami ThO 2, Al 2 O 3, Y 2 O 3 Odporność na utlenienie Al, Cr Zwiększenie odporności na korozję wysokotemperaturową La, Th Odporność na nasiarczanie Cr Zwiększenie odporności na pełzanie B Wzrost odporności na pękanie B Umocnienie granic ziaren B, C, Zr, Hf, Mn Fazy występujące w strukturze nadstopów niklu są metastabilne. W trakcie pracy w wysokiej temperaturze ulegają przemianom. Niestabilność faz w wysokiej temperaturze wykorzystywana jest w procesach obróbki cieplnej. Dzięki tym procesom możliwe jest sterowanie własnościami nadstopów poprzez wydzielanie optymalnej ilości faz międzymetalicznych lub węglików przy ich odpowiedniej dyspersji, wielkości oraz składzie chemicznym. Niestabilność faz umacniających prowadzi do spadku własności mechanicznych. W obecnie stosowanych nadstopach niklu występują następujące fazy: Faza γ to austenit stopowy na bazie niklu. Faza ta jest osnową wszystkich stopów niklu. Krystalizuje w sieci Al i jest roztworem głównie kobaltu, chromu, molibdenu i wolframu w niklu. Charakteryzuje się dużą stabilnością w czasie pracy w wysokiej temperaturze. Posiada niezbyt wysoki moduł sprężystości oraz

Kucie stopów niklu 33 dość wysokie wielkości współczynników dyfuzji pierwiastków stopowych. Dzięki dużej stabilności struktury i wysokim własnościom mechanicznym fazy γ stopy na bazie niklu mogą pracować w temperaturze do 0,9 TH w krótkich okresach, a przy niższych temperaturach nawet do 100 000 godzin. Osnowa o ściennie centrowanej (γ) sieci sześciennej może być umacniana roztworowo, wydzieleniowo lub za pomocą węglików. Na wzrost umocnienia fazy γ wpływa również pośrednio gęstość luk elektronowych atomów metali pierwiastków stopowych, ponieważ istnieje związek pomiędzy wielkością energii błędu ułożenia a gęstością luk elektronowych. Pierwiastkami wprowadzanymi do stopów niklu w celu umocnienia roztworowego są: kobalt, żelazo, chrom, molibden, wolfram, wanad, tytan oraz aluminium. Efekt umocnienia roztworowego, podobnie jak w innym materiałach zależy od różnic atomowych pierwiastków stopowych. Średnice atomowe pierwiastków stopowych wprowadzanych do niklu celem umocnienia wydzieleniowego różnią się od osnowy o 1 13%, a efekt związanej z tym rozszerzalności jest powiązany w uzyskanym efektem umocnienia. W temperaturach powyżej 0,6 T m (temperatura topnienia), będących zakresem związanego ze wzrostem dyfuzji wysokotemperaturowego pełzania, pierwiastkami najbardziej efektywnymi w tym względzie są pierwiastki o dużych rozmiarach atomowych, tj. molibden i wolfram. ROZDZIAŁ 2 Faza γ to faza typu GCP (Geometrically Close Packed ). Faza γ jest główną fazą umacniającą wydzieleniowo nadstopy niklu powoduje najistotniejsze podwyższenie własności wytrzymałościowych osnowy o wysokiej zawartości niklu. Znaczące umocnienie dają wydzielenia fazy międzymetalicznej γ, Ni 3 (Al,Ti). Faza ta charakteryzuje się również sześcienną siecią ściennie centrowaną o parametrach sieci nieznacznie różniących się od sieci osnowy. Wynikająca z nieznacznego niedopasowania sieci niska energia powierzchniowa fazy zapewnia wydzieleniom wysoką stabilność. Wydzielanie fazy z przesyconej osnowy zapewnia znaczący wzrost wytrzymałości wraz z temperaturą wydzielania, aż do temperatury, w której następuje przesycenie lub ich rozrost. Rozmiary wydzieleń fazy γ, będące funkcją temperatury i czasu, mają decydujący wpływ na wytrzymałość danego stopu. Również twardość jest funkcją rozmiarów wydzieleń γ. Objętość fazy γ wpływa również na wysokotemperaturową wytrzymałość materiału i jego żarowytrzymałość. Pierwiastkami tworzącymi wydzielenia γ w stopach niklu są głównie: aluminium, tytan, niob, tantal. Efekt umocnienia wydzieleniowego słabnie w temperaturach powyżej 0,6 T m wskutek rozrostu wydzieleń. Aby zahamować szybkość rozrostu, zwiększa się zawartość fazy γ lub stosuje się stopy z wydzieleniami tworzonymi przez wolno dyfundujące pierwiastki, takie jak niob lub tantal. Jeśli roztwór jest przesycony tytanem, niobem lub tantalem, tworzy się inna faza (Ni 3 X). Jeśli metastabilna faza γ jest bogata w tytan, może ulec przemianie w fazę Ni 3 Ti lub mającą heksagonalną zwartą sieć krystalograficzną fazę η, która może znacząco zmienić własności mechaniczne, w zależności od składu stopu. W przypadku niobu, zbyt duża jego ilość prowadzi do wystąpienia przemiany metastabilnej fazy η w fazę γ (tetragonalna przestrzennie centrowana sieć krystalograficzna) i w końcu w równowagową fazę Ni 3 Nb o strukturze ortorombowej. Zarówno faza γ, jak i γ towarzyszą osiąganiu przez stopy Ni

34 Kucie stopów niklu Rozdział 2 maksymalnej twardości, podczas gdy przemiana w fazę Ni 3 Nb, tworzącą duże wydzielenia o wydłużonym kształcie, znacząco obniża własności wytrzymałościowe. Rodzaj wydzieleń, które powstają w wyniku całego cyklu przetwarzania stopów niklu zależą zarówno od składu chemicznego wybranego stopu oraz od parametrów obróbki termo-mechanicznej, której zostaje poddany materiał w czasie kształtowania jego wymiarów i własności na etapie produkcyjnym, jak również temperatury i czasu jej oddziaływania na materiał w czasie eksploatacji. Dlatego badania wchodzące zakres projektowania odpowiedzialnych elementów pracujących w podwyższonych temperaturach muszą w sposób kompleksowy obejmować dobór odpowiadającego żądanym zastosowaniom stopu, warunków termo-mechanicznych procesu kształtowania w aspekcie odkształcalności oraz możliwych do uzyskania własności finalnych, jak również odpowiedzi zaprojektowanego w ten sposób materiału na warunki termiczne przewidywane podczas eksploatacji. Faza ta jest bardzo stabilna w czasie oraz przy dużych zmianach temperatury. Unikatową cechą fazy γ jest to, że wraz ze wzrostem temperatury wzrasta jej wytrzymałość bez wzrostu kruchości. Cząsteczki fazy γ mogą posiadać zróżnicowany kształt i wielkość, zależnie od stopnia niedopasowania austenitu z fazą γ, składu chemicznego, obróbki cieplnej (pod naprężeniem) oraz technologii otrzymywania stopu. W nadstopach niklu ostatniej generacji cząstki fazy γ posiadają kształt kubiczny i optymalną wielkość około 1 µm. Węgliki są fazą umacniającą granice ziaren i ziarna austenitu. Wprowadzenie do struktury pierwiastków węglikotwórczych jest więc alternatywnym dla umacniania wydzieleniowego sposobem utwardzania stopów niklu. Nikiel sam nie tworzy węglików. Węgiel musi więc wiązać się z pierwiastkami zawartymi w roztworze. Węgiel dodawany w ilości od 0,05 do 0,20% tworzy węgliki z głównymi składnikami stopów oraz z niektórymi dodatkami stopowymi. Obok fazy γ węgliki spełniają istotną rolę w procesach umocnienia wydzieleniowego. Pod wpływem temperatury i czasu pracy mogą ulegać przemianom zmienia się ich rodzaj, wielkość i morfologia. Zmiany te wpływają na własności stopów w wysokich temperaturach. W strukturze stopów niklu najczęściej występującymi węglikami są: M 23 C 6, MC oraz M 6 C, M 7 C 3. Węgliki MC mają postać dużych bloków o dość przypadkowym rozmieszczeniu i są na ogół niepożądane w strukturze. Podobny kształt przyjmują węgliki M 6 C, przy czym mogą one mieć dwojaki wpływ na własności: zarodkujące na granicach ziarn mogą służyć do kontroli wielkości ziarna, z kolei wydzielające się w postaci struktury Widmastättena obniżają ciągliwość. Węgliki M 7 C 3 wydzielają się międzykrystalicznie i są korzystne, o ile posiadają odpowiednią dyspersję i nie aglomerują tworząc łańcuchy na granicach ziarn, powodując wzrost kruchości. Powodować to może oddziaływanie wysokich temperatur w długim czasie. Węgliki M 23 C 6 wydzielają się na granicach ziarn i jako takie mają duży wpływ na finalne własności stopów niklu. Przyjmując postać dyskretnych wydzieleń podwyższają odporność na pękanie, z kolei przy długich czasach przebywania w określonych zakresach wysokich temperatur mogą tworzyć większe transkrystaliczne wydzielenia, jak również wydzielenia wzdłuż granic bliźniaczych lub pasm ścinania. Wpływ węglików nie jest zatem oczywisty i jest silnie zależy od morfologii, dyspersji i lokalizacji wydzieleń węg-

Kucie stopów niklu 35 lików. Wpływ węglików może dać bardzo wymierne korzystne efekty, jak również katastroficznie obniżyć własności eksploatacyjne stopów niklu. Bardzo duże możliwości kształtowania własności węglików daje obróbka cieplna wyrobów ze stopów niklu przed wprowadzeniem ich do eksploatacji, zapewniając uzyskanie żądanych ich struktur i morfologii. Jednakże dobór poprawnych z punktu widzenia żądanych efektów umocnienia parametrów obróbki cieplnej nie jest warunkiem wystarczającym uzyskania satysfakcjonujących własności finalnych. Na efekt umocnienia wynikający z przewidzianych w strukturze stopów niklu węglików wpływa dobór odpowiedniego stopu oraz historia materiału w zakresie rozwoju mikrostruktury zachodzącego podczas kształtowania plastycznego, determinując ostateczne możliwości nadania stopom niklu wymaganych przez normy własności. Dlatego dobór warunków wydzielania węglików w danych stopach niklu musi być wynikiem kompleksowych badań uwzględniających całą historię odkształcania i ewolucji struktury materiału. Węgliki ulegają rozpadowi dopiero po długim czasie pracy w temperaturach powyżej 1180 C. ROZDZIAŁ 2 Borki to twarde, wysokotopliwe fazy obserwowane tylko na granicach ziaren. Spełniają ważną rolę w umacnianiu granic ziaren, zwiększają silnie odporność na pełzanie stopów oraz podwyższają naprężenie pękania. Bor dodawany jest do stopów w ilości od 50 do 500 ppm. Tworzy on związki międzymetaliczne typu M3B2. Twarde, drobne i trudnotopliwe wydzielenia borków na granicach ziaren mają kształt nieregularny, czasem o wydłużonym kształcie, wnikające w głąb ziaren austenitu. Tlenki są cząstkami umacniającymi wydzieleniowo ODS (Oxide Dispersion Strengthened ). Głównie są to tlenki itru, toru i lantanu. Tlenki wprowadzane są do stopów w czasie ich otrzymywania. Fazy typu TCP (Topologically Close Packed) to fazy σ, η oraz Lavesa występujące najczęściej w postaci płytek, igieł oraz nieregularnych wydzieleń. Powstają w niektórych stopach w przypadku niekorzystnie dobranego składu chemicznego lub po długim czasie pracy w wysokiej temperaturze; mogą także występować po obróbce cieplnej. Wpływają one niekorzystnie na własności nadstopów niklu poprzez obniżanie ich plastyczności i wytrzymałości. Szczególne niekorzystne jest obniżenie odporności na pękanie w wysokiej temperaturze. Obniżenie odporności na pękanie związane jest z niekorzystną morfologią, własnościami i miejscem występowania faz TCP. Szczególnie kruche i iglaste wydzielenia fazy σ, zarodkującej na węglikach, rozrastają się w głąb ziaren austenitu tworząc zarodki mikropęknięć, co osłabia własności stopu. Fazy TCP również bardzo silnie obniżają własności mechaniczne stopów. W stopach niklu faza σ tworzy się najczęściej w zakresie temperatur 840 925 C i ten zakres jest najbardziej niewskazany do pracy tych stopów. W tabeli 2.3 zestawiono najbardziej popularne stopy niklu wraz z przynależnością do określonych grup, takich jak: monel, incoloy, inconel, nimonik, nilo, udimar. Powstawanie kolejnych modyfikacji stopów niklu to m.in. dodawanie określonych pierwiastków do znanych składów. W opracowaniu tym podano także przykładowe nazwy stopów z danych grup [2.5].

36 Kucie stopów niklu Tabela 2.3. Stopy niklu i jego modyfikacje [2.5] Rozdział 2

Kucie stopów niklu 37 2.2. Własności stopów niklu Nadstopy niklu w porównaniu do pozostałych stopów żarowytrzymałych i żaroodpornych, posiadają wyjątkowo wysokie własności użytkowe. Mogą pracować w bardzo wysokich temperaturach, przy dużych naprężeniach dzięki ich wyjątkowo wysokim własnościom mechanicznym. O ich wysokich własnościach decyduje bardzo złożona struktura i własności osnowy, tj. austenitu stopowego, krystalizującego w sieci A1. Do głównych czynników decydujących o wysokich własnościach stopów niklu należą również: stabilność termiczna fazy γ, możliwość umocnienia roztworowego oraz wydzieleniowego, jak również wysoki moduł sprężystości tej fazy. Korzystnym czynnikiem, mającym zdecydowanie wysoki wpływ na własności jest też duża rozpuszczalność wielu pierwiastków w austenicie. Daje to możliwości nie tylko umacniania roztworowego, ale także kontrolowanego rozpadu roztworu, co prowadzi do powstawania stabilnych w wysokich temperaturach faz umacniających wydzieleniowo, np. fazy γ. Ilość występującej fazy γ i jej morfologia bardzo silnie wpływają na własności nadstopów niklu, osłabiając jednocześnie niekorzystne działanie kruchych faz, jak np. Lavesa oraz fazy σ. Wzrost objętości fazy γ w stopie powoduje istotny wzrost własności nadstopów niklu (rys. 2.1). ROZDZIAŁ 2 Rys. 2.1. Wpływ ilości fazy γ na naprężenie pękania w stopach niklu [2.6] Własności austenitu stopowego, jako osnowy stopu, pozwalają na uzyskiwanie tworzyw metalicznych o wyjątkowo wysokich własnościach, które mogą pracować w bardzo wysokich temperaturach. Cechą charakterystyczną wielu stopów niklu jest to, że mogą one pracować w sposób ciągły w temperaturze do 1250 C, a okresowo w zmiennym strumieniu gazów nawet do 1400 C. Oprócz składu chemicznego i fazowego, duży wpływ na własności nadstopów niklu w wysokiej temperaturze ma wielkość ziarna (rys. 2.2). Nie bez znaczenia na własności mechaniczne superstopów pozostają technologie odlewania. Od lat 70. stosuje się technologię kierunkowego krzepnięcia, która pozwala na otrzymywanie stopów o wyższych własnościach w porównaniu z metodą odlewania w powietrzu

38 Kucie stopów niklu Rozdział 2 bądź w metodzie odlewania próżniowego. Poprzez sterowanie frontem krystalizacji można uzyskać strukturę krystaliczną o korzystnej orientacji w stosunku do naprężeń zewnętrznych oraz równomierny rozkład wydzieleń faz umacniających. Najbardziej korzystna orientacja kryształów, pozwalająca uzyskać najwyższe własności mechaniczne, to zbliżona do kierunku <111> oraz struktura o równomiernej (symetrycznej) dyspersji wydzieleń fazy γ. Rys. 2.2. Wpływ wielkości ziarna na wytrzymałość na pełzanie stopu niklu [2.8] Elementy otrzymane technologią monokrystalizacji (przy odpowiedniej orientacji) charakteryzują się wyjątkowo wysokimi własnościami mechanicznymi, szczególnie dużą odpornością na pełzanie (brak granic ziaren) oraz stabilnością wymiarów w czasie pracy w porównaniu z wcześniej stosowanymi technologiami. Oprócz wysokich własności mechanicznych nadstopy niklu charakteryzują się także wysokim modułem sprężystości, niskim współczynnikiem rozszerzalności cieplnej, a także względnie niskim ciężarem właściwym przy bardzo stabilnej strukturze w długim czasie pracy w wysokiej temperaturze. Obecnie stosowane nadstopy niklu charakteryzują się bardzo wysokimi własnościami również dzięki odpowiednim modyfikacjom składu chemicznego, udoskonaleniu technologii otrzymywania stopów, obróbce cieplnej. Rodzaj faz umacniających ich wielkość, rozmieszczenie, kształt i dyspersja, budowa granic ziaren oraz tekstura decydują o własnościach nadstopów niklu. Niekorzystną własnością nadstopów niklu jest jego niskie przewodnictwo cieplne, którego wielkość nie przekracza 10 30% przewodnictwa cieplnego czystego niklu. Niskie przewodnictwo cieplne spowodowane jest wpływem dodatków stopowych, które z jednej strony powodują umocnienie roztworowe, ale jednocześnie obniżają przewodnictwo cieplne. Obniżenie przewodnictwa cieplnego powoduje wzrost gradientu temperatury w poszczególnych elementach, co prowadzi do wzrostu termicznych naprężeń wewnętrznych. Efektywnym rozwiązaniem tego problemu jest wprowadzanie do struktury stopu cząstek tlenków, np. ThO 2, Al 2 O 3 lub Y 2 O 3, stabilnych w temperaturze pracy. Tlenki metali o odpowiedniej wielkości cząstek powodują umocnienie wydzieleniowe, nie rozpuszczając się w osnowie stopu i nie obniżając przewodnictwa cieplnego osnowy. Tak umocnione nadstopy niklu charakteryzują się również bardzo wysoką stabilnością struktury oraz odpornością na korozję w porównaniu z innymi

Kucie stopów niklu 39 nadstopami. Stopy na osnowie niklu charakteryzują się też niskim współczynnikiem rozszerzalności cieplnej w porównaniu ze stopami na bazie żelaza. INCONEL (często oznaczany mianem INCO, rzadziej ICONEL), należy do rodziny austenitycznych nadstopów o podstawie niklowej. I tak jak one charakteryzuje się wyjątkowo wysokimi własnościami fizycznymi i chemicznymi oraz dużą żarowytrzymałością i żaroodpornością. Każdy superstop z tej grupy charakteryzuje się specyficznym składem chemicznym, własnościami oraz zastosowaniem. Wyroby ze stopów niklu kształtowane plastycznie w procesach kucia, to przede wszystkim kute matrycowo łopatki turbin, dyski turbin, zawory wylotowe, haki łańcuchowe, głowice wymienników ciepła, korpusy pomp oraz kute swobodnie wały i bezszwowe pierścienie. Stopy niklu, za wyjątkiem stopów 200 i 400, są trudniej odkształcalne (wyższy opór odkształcenia) i sztywniejsze niż stale. To sprawia, że do ich odkształcania wymagane są urządzenia posiadające określony minimalny nacisk roboczy lub moc, zwłaszcza gdy kuciu poddawane są stopy takie, jak alloy 800, 600, 625 lub umacniane wydzieleniowo stopy 718 lub X-750, które zostały zaprojektowane jako odporne na odkształcenie w podwyższonych temperaturach [2.4]. Trudno odkształcalne stopy niklu lub stopy, które typowo są stosowane w formie odlewów mogą być kształtowane w procesie kucia izotermicznego. W procesie takim wsad jest przygotowany metodą metalurgii proszków w formie spieku i następnie zagęszczany w procesie wyciskania. Posiadając strukturę drobnoziarnistą oraz drobne wydzielenia wykazują własności nadplastyczne, charakteryzujące się dużymi wydłużeniami w procesach tłoczenia oraz wysoką zdolnością wypełniania złożonych wnęk wykrojów matrycowych w procesach kucia. Kluczowym zagadnieniem przy kuciu izotermicznym stopów niklu jest uzyskanie struktury drobnoziarnistej i utrzymanie jej podczas całego cyklu kucia. W tym względzie bardzo sprzyjającym czynnikiem jest odpowiednia ilość drugiej fazy. Dlatego stopom takim jak IN-100, René 95 i Astroloy, które posiadają dużą ilość fazy γ łatwo zapewnić własności nadplastyczne potrzebne podczas kucia izotermicznego. Z kolei stop Waspaloy, zawierający mniej niż 25% fazy γ, wykazuje nieznaczne zdolności do nadplastyczności. Stopy Inconel 718 oraz 901 mają jeszcze mniejszy ułamek wydzieleń i są jeszcze rzadziej kształtowane w warunkach izotermicznych [2.8]. W porównaniu z procesami konwencjonalnymi, kucie izotermiczne wymaga stosowania bardzo małych prędkości odkształcenia, dlatego kucie wymaga stosowania pras hydraulicznych o prędkości roboczej nie większej niż 1 mm/s, w przypadku dużych odkuwek, przy czym największe efekty nadplastyczności i towarzyszące im znaczące obniżenie wymaganych nacisków roboczych wymaga prędkości o jeden lub dwa rzędy wielkości niższych. Uwzględniając niezbędne układy do nagrzewania narzędzi, których temperatura musi być zbliżona do temperatury kucia, materiał na matryce, który musi mieć określoną żarowytrzymałość oraz nierzadko złożone układy zapewniające atmosferę ochronną, wymaga to dużych nakładów inwestycyjnych. Jest czynnikiem zniechęcającym zakłady przemysłowe do sięgania po te niekonwencjonalne technologie oraz podejmowania się obróbki materiałów specjalnych, wymagających kosztownych prób i głębokiej wiedzy metaloznawczej. Warunki kucia zależą ściśle od obrabianego stopu niklu, zarówno w aspekcie zakresu temperatur kucia, jak też temperatur i prędkości chłodzenia po kuciu. Przestrzeganie granicznych temperatur ROZDZIAŁ 2

40 Kucie stopów niklu Rozdział 2 kucia ma kluczowe znaczenie przy uzyskaniu pozbawionego wad wyrobu, spełniającego określone wymogi odnośnie własności mechanicznych i mikrostruktury. Pierwszym z kluczowych etapów kształtowania stopów niklu jest wstępny przerób plastyczny wlewków. Z powodu wysokiej zawartości pierwiastków stopowych i relatywnie wąskich przedziałów kucia, w procesie wstępnego przekucia struktury wlewka jest wymagana szczególna dbałość o dopełnienie wymaganych warunków. Generalnie, wstępne kucie swobodne jest przeprowadzane wyraźnie powyżej temperatury solvus fazy γ, ze stopniowym obniżaniem temperatury kucia w kolejnych zabiegach tak, iż operacje wykańczające są przeprowadzane poniżej tej temperatury, lecz w wystarczająco wysokiej z punktu widzenia uniknięcia wystąpienia niezrekrystalizowanych obszarów. Struktura pierwotna powinna być całkowicie przekuta (zrekrystalizowana), zwłaszcza jeśli podczas matrycowania wykańczającego nie przewiduje się szczególnie wysokich stopni przekucia. Istotnym czynnikiem podczas wstępnego przekuwania wlewków jest wymiana ciepła pomiędzy wsadem a narzędziami. Wstępny przerób plastyczny wlewków na ogół jest realizowany na prasach, a zatem problem stygnięcia materiału musi być odpowiednio uwzględniony, poprzez sprawne manipulowanie wsadem, a w razie konieczności, zastosowanie dogrzewania, tak aby podczas każdego przejścia nastąpiła pełna rekrystalizacja przekutej struktury. Parametry mechaniczne procesu kucia swobodnego, takie jak gniot, posuw, kształt strefy odkształcenia oraz prędkość kształtowania wpływają na stopień penetracji odkształcenia w głąb wsadu, a przez to do zmiany struktury na przekroju poprzecznym i wzdłużnym. W przypadku stopów umacnianych wydzieleniowo dodatkowym czynnikiem wpływającym na przebieg procesów rekrystalizacji jest dyfuzja pierwiastków stopowych [2.3]. Przy nagrzewaniu stopów niklu do kucia, niezależnie od metody nagrzewania, wsad musi być czysty i pozbawiony wszelkich obcych substancji, np. stosowanych do znakowania. Szczególnie niebezpieczna jest obecność siarki. W niewielkich ilościach obecność siarki wpływa na wygląd powierzchni materiału, a w większych ilościach powoduje osłabienie materiału i często jego nieprzydatność do dalszej obróbki. W przypadku stopów umacnianych wydzieleniowo należy unikać nagrzewania miejscowego i gradientów temperatury, gdyż prowadzą one do powstawania pęknięć, zwłaszcza na powierzchniach swobodnych i przy dużych prędkościach odkształcenia. Z uwagi na wymagane własności mechaniczne operacje kucia matrycowego stopów niklu przeprowadzane są powyżej 900 C dla stopów 200 i 400 oraz powyżej 1050 C w przypadku stopów 301, K-500, 600, 625, 718, 722, X-750, 751, 800, 825, 903, 906, 907, jednakże poniżej temperatury solvus fazy γ, aby zapobiec nadmiernemu rozrostowi ziarna. W przeciwieństwie do wstępnego kucia swobodnego, operacje wykańczające projektowane są tak, aby około 80% odkształcenia miało miejsce powyżej, a pozostałe 20% poniżej tej temperatury, celem uzyskania efektu umocnienia odkształceniowego w zakresie temperatur kucia na ciepło [2.8]. Wspomniany problem odpowiedniego rozkładu odkształcenia w objętości odkuwki jest czynnikiem istotnym nie tylko z punktu widzenia uzyskania wymaganych wymiarów ziaren, lecz również rozdrobnienia sieci ciągłych węglików powstających na granicach ziaren lub bliźniaków podczas nagrzewania lub chłodzenia. Wydzielenia te mają decydujący wpływ na własności mechaniczne i w większym stopniu niż jakikolwiek inny czynnik. Niska spawalność, niska odporność zmęczeniowa, niska odporność na pękanie są efektem

Kucie stopów niklu 41 występowania tego typu sieci węglików. W takim przypadku sama obróbka cieplna nie jest w stanie skorygować stanu materiału bez jednoczesnego stworzenia sprzyjających warunków stanu mechanicznego podczas kucia w zakresie wysokich temperatur obróbki roztworu [2.1]. Parametry chłodzenia stopów niklu po kuciu zależą od stosowanego stopu i tylko w niektórych przypadkach mogą być uogólnione. W bardzo uogólniony sposób można powiedzieć, że w przypadku stopów alloy 200, 400 oraz 625 szybkość chłodzenia nie ma krytycznego znaczenia. Stopy K-500 oraz 301 powinny być chłodzone po kuciu wodą, aby zapobiec nadmiernemu utwardzeniu i pęknięciom, jakie mogłyby wystąpić po wolnym chłodzeniu i następnym starzeniu. Stop 825 w zależności od przekroju powinien być chłodzony na powietrzu lub ze zwiększoną szybkością. Stopy 600 i 800 podlegają utwardzaniu przez wydzielenia węglików w zakresie 540 760 C, dlatego w najczęstszych przypadkach poddaje się je chłodzeniu wodą lub w przyspieszonym powietrzu. Stopy podlegające utwardzaniu wydzieleniowemu powinny być chłodzone na powietrzu z odpowiednią prędkością. Chłodzenie wodą może skutkować pęknięciami materiału podczas następnego dogrzewania do dalszych operacji wykańczających lub nagrzewania do finalnej obróbki cieplnej [2.6]. Aby uzyskać możliwie optymalne, z danego składu chemicznego, własności finalne odkuwek przy dobrym rozeznaniu zakresów temperatur, odkształceń granicznych w określonych kinetyką przebudowy mikrostruktury lub procesów wydzielania i zmianą ich morfologii przedziałach temperatur, jak również prędkości odkształcenia, stosuje się obróbkę termomechaniczną stopów niklu. Dla stopów niklu, podobnie jak w przypadku stali, pozwala to uzyskać bardzo różne kombinacje własności plastycznych i wytrzymałościowych. Pod kątem określonych zastosowań i wymaganych własności, dla poszczególnych stopów niklu, opracowano wiele unikalnych warunków obróbki termomechanicznej. Mimo iż stopy niklu tworzą różne węgliki oraz różne fazy umacniające, czołową fazą uwzględnianą w projektowaniu parametrów obróbki termomechanicznej jest faza γ tworzona przez dodatki stopowe tytanu i aluminium, odpowiedzialna za umocnienie wydzieleniowe. W stopach o relatywnie dużej zawartości niobu, np. stop 718, niob, tytan i w mniejszym stopniu aluminium tworzą charakteryzującą się tetragonalną strukturą fazę γ. Z kolei, w stopach na bazie niklu i żelaza najbardziej interesującymi z punktu widzenia określania warunków obróbki termomechanicznej są wydzielenia heksagonalnej struktury η, na przykład zawierający duże ilości tytanu stop 901. Podobnie faza δ (Ni 3 Nb) w bogatym w niob stopie 718. W zależności od składu chemicznego, wymagań odnośnie własności eksploatacyjnych i przewidywanych warunków pracy, stopy niklu mogą być poddawane sześciu podstawowym rodzajom obróbki cieplnej [2.2]: Wyżarzanie (normalizowanie), które ma zapewnić drobnoziarnistą strukturę oraz zmiękczenie w stopach umacniających się przez odkształcenie. Wyżarzanie na ogół wymaga temperatur pomiędzy 705 a 1205 C, w zależności od stopu oraz stopnia umocnienia. Wyżarzanie ujednoradniające (rozpuszczanie) to wysokotemperaturowa operacja obróbki cieplnej (od 1150 do 1315 C) niektórych stopów niklu służąca rozpuszczeniu węglików w roztworze w celu uzyskania grubego ziarna zwiększającego odporność na pełzanie. ROZDZIAŁ 2

42 Kucie stopów niklu Rozdział 2 Wyżarzanie odprężające stosuje się w celu usunięcia lub zmniejszenia naprężeń w umocnionym odkształceniowo materiale nie przeznaczonym do umacniania przez starzenie bez uzyskania zrekrystalizowanej struktury. Temperatury wyżarzania odprężającego mieszczą się w zakresie od 425 do 870 C w zależności od stopu oraz stopnia umocnienia. Wyrównywanie naprężeń to niskotemperaturowy zabieg obróbki cieplnej służący wyrównaniu naprężeń w materiale odkształcanym poniżej temperatury rekrystalizacji bez znaczącego obniżenia własności wytrzymałościowych spowodowanych umocnieniem. Przesycanie to wysokotemperaturowa operacja obróbki cieplnej mająca na celu rozpuszczenie w roztworze pierwiastków tworzących związki odpowiedzialne za efekt umocnienia wydzieleniowego poprzez starzenie. Przesycanie zazwyczaj stosuje się przed zabiegiem starzenia. Przesycanie (utwardzanie wydzieleniowe) to zabieg obróbki cieplnej przeprowadzany w temperaturach od 425 do 870 C, w celu zapewnienia maksymalnej wytrzymałości niektórym stopom niklu poprzez wydzielenia o wysokiej dyspersji. Ogólnie, obecny stan wiedzy w zakresie obróbki cieplnej stopów niklu opiera się na znajomości następujących faktów związanych z efektami mikrostrukturalnymi: najefektywniejszym czynnikiem zmiękczającym podczas kucia na gorąco jest rekrystalizacja dynamiczna, uprzywilejowanymi miejscami zarodkowania podczas rekrystalizacji są granice ziaren, szybkość rekrystalizacji spada wraz z temperaturą oraz stopniem odkształcenia, wydzielanie, które ma miejsce podczas rekrystalizacji może osłabiać efekt zmiękczenia do momentu aż wydzielenia osiągną określony rozmiar i morfologię, rekrystalizacja nie może zajść do końca. Podczas obróbki termomechanicznej stopów niklu należy kontrolować temperaturę kucia, zwracając uwagę na odpowiednie wykorzystanie obecności wydzieleń drugiej fazy (np. fazy γ ). Znaczenie tutaj ma prędkość odkształcania wynikająca z zastosowanej maszyny, gdyż duża ilość ciepła odkształcenia może być powodem lokalnego przekroczenia temperatury solvus i utraty efektu umocnienia. Z kolei zbyt niska temperatura wydzielania może powodować zbyt duże umocnienie i w efekcie zbyt duże opory odkształcenia. W początkowych okresach stosowania na skalę przemysłową stopów niklu ich obróbka polegała na nagrzewaniu do temperatur powodujących rozpuszczenie fazy γ w roztworze oraz następnym chłodzeniu zapewniającym wydzielenie określonych faz oraz węglików. W późniejszej praktyce odkryto, że stosowanie nagrzewania do temperatury nieznacznie przewyższającej temperaturę rekrystalizacji daje drobniejsze ziarno. Połączenie tego z nowoczesnymi technikami obróbki cieplnej dało efekty w postaci bardzo dobrej kombinacji własności wytrzymałościowych, odporności na pękanie i pełzanie. Na rysunkach od 2.3 do 2.8 przedstawiono charakterystyki naprężenie-odkształcenie niektórych stopów tytanu w zakresie prędkości odkształcenia 0,01 100 s 1 przy temperaturze 1000 C i 1100 C.

Kucie stopów niklu 43 ROZDZIAŁ 2 Rys. 2.3. Zależność naprężenia od odkształcenia i prędkości odkształcenia stopu Inconel 625 przy temperaturze 1000 C Rys. 2.4. Zależność naprężenia od odkształcenia i prędkości odkształcenia stopu Inconel 625 przy temperaturze 1100 C Rys. 2.5. Zależność naprężenia od odkształcenia i prędkości odkształcenia stopu Monel K500 przy temperaturze 1000 C

44 Kucie stopów niklu Rozdział 2 Rys. 2.6. Zależność naprężenia od odkształcenia i prędkości odkształcenia stopu Monel K500 przy temperaturze 1100 C Rys. 2.7. Zależność naprężenia od odkształcenia i prędkości odkształcenia stopu Waspaloy przy temperaturze 1000 C Rys. 2.8. Zależność naprężenia od odkształcenia i prędkości odkształcenia stopu Waspaloy przy temperaturze 1100 C

Kucie stopów niklu 45 2.3. Numeryczne modelowanie procesu kucia odkuwki o złożonym kształcie W celu ustalenia poprawnych parametrów procesu kucia matrycowego stopów niklu w obliczeniach numerycznych należy określić: zmiany i rozkład temperatury w całym cyklu odkształcania, rozkład odkształceń, rozkład prędkości odkształcenia, obciążenie narzędzi. Wartość wymienionych wyżej parametrów zależy od kształtu odkuwki, charakterystyki maszyny stosowanej do kucia, temperatury oprzyrządowania (matryc), sposobu kucia (ilości przyjętych zabiegów kucia). Wymienione parametry nie wyczerpują czynników wpływających na jakość wyrobu, jedynie umożliwiają ustalenie wstępnych parametrów procesu przed przystąpieniem do fizycznego modelowania. Ocenę najkorzystniejszego wariantu kucia podano na przykładzie odkuwki modelowej osiowosymetrycznej, wykonywanej w złożonym procesie wyciskania. Rozpatrzono trzy warianty wykonania odkuwki: 1. w matrycy dwunarzędziowej bez dziurowania, 2. w matrycy dwunarzędziowej z dziurowaniem, 3. w matrycy trójnarzędziowej z dziurowaniem. Wymiary wsadu przyjęto takie same dla wszystkich rozpatrywanych wariantów technologii średnicę 30 mm i wysokość 66,5 mm. Maksymalny nacisk prasy wynosi 5 MN. Prędkość matrycy ruchomej 1 mm/s (ruch w dół), stempla w trzecim przypadku 30 mm/s (ruch w górę). Współczynnik tarcia przyjęto 0,25. Materiałem odkształcanym jest stop Inconel 625 (rys. 2.3 i 2.4). Pierwsza operacja kucia we wszystkich procesach polegała na spęczaniu swobodnym do wysokości końcowej 50 mm. Wsad nagrzewano do temperatury 1100 C. Temperaturę narzędzi przyjęto 600 C. Czas chłodzenia w powietrzu przed spęczaniem 2 s, na płycie przed spęczaniem 2 s, czas chłodzenia w powietrzu przed matrycowaniem 1 s, w matrycy przed kuciem 1 s. Końcowa wysokość kołnierza 6 mm. Istotne wyniki obliczeń numerycznych przedstawiono na rysunkach od 2.9 do 2.13. ROZDZIAŁ 2 Rys. 2.9. Rozkład temperatury w matrycy dwunarzędziowej bez dziurowania: a) wsad przed spęczaniem, b) po spęczaniu, c) odkuwka

46 Kucie stopów niklu Rozdział 2 Rys. 2.10. Rozkład temperatury w procesie kucia w matrycy trójnarzędziowej z dziurowaniem Rys. 2.11. Rozkład intensywności odkształcenia w procesie kucia w matrycy: a) dwunarzędziowej bez dziurowania, b) trójnarzędziowej z dziurowaniem Rys. 2.12. Rozkład intensywności prędkości odkształcenia w procesie kucia w matrycy: a) dwunarzędziowej bez dziurowania, b) trójnarzędziowej z dziurowaniem Rys. 2.13. Rozkład naprężeń średnich w procesie kucia w matrycy: a) dwunarzędziowej bez dziurowania, b) dwunarzędziowej z dziurowaniem, c) trójnarzędziowej z dziurowaniem. Maksymalne wartości naprężeń odpowiednio: 2200, 1800, 2600 MPa. Z uwagi na szybkie chłodzenie obszarów odkuwek o cienkich przekrojach (rys. 2.9 i 2.10), nie można dopuścić do dużych gradientów temperatury, szczególnie przy kuciu stopów niklu wrażliwych na przebudowę mikrostruktury lub procesy wydzielania. Temperatura matryc powinna być wyższa niż w tradycyjnych procesach kucia stali. Analiza rozkładu odkształceń, mierzona intensywnością odkształcenia (rys. 2.11), stanowi podstawę do wyboru alternatywnej technologii kucia. Odnosi się to również

Kucie stopów niklu 47 do oceny rozkładu intensywności prędkości odkształcenia (rys. 2.12). W przypadku analizowanej odkuwki w procesie trójzabiegowym z dziurowaniem stwierdzono lokalny wzrost temperatury, który występuje w obszarze dużej intensywności odkształcenia. Wysoka wartość naprężenia uplastyczniającego stopów niklu, a tym samym wysoki nacisk jednostkowy, stanowiący bardzo duże obciążenie narzędzi (rys. 2.13), powinien być brany pod uwagę przy projektowaniu kształtu odkuwki, w tym w obszarach, gdzie przewidywane jest utrudnione płynięcie metalu w postaci dziurowania i wyciskania. W przypadku analizowanej odkuwki jej wykonanie na prasie o maksymalnym nacisku 5 MN jest możliwe w matrycy dwunarzędziowej bez dziurowania. ROZDZIAŁ 2 2.4. Kucie stopu niklu o strukturze odlewniczej i wysokiej porowatości Stop niklu z molibdenem i żelazem, jako głównymi składnikami stopowym, wykazuje dużą porowatość po odlaniu [2.9]. W celu poprawy struktury odlewniczej i innych własności eksploatacyjnych konieczna jest jego przeróbka plastyczna. Ustalenie wymaganego stopnia przerobu jest poprzedzane obliczeniami numerycznymi. Poniżej przedstawiono pełny cykl badawczy procesu wytwarzania elementu w postaci pręta ze stopu o składzie podanym w tabeli 2.4. W obliczeniach numerycznych określono rozkład odkształceń i naprężeń w przekroju wzdłużnym i poprzecznym pręta w celu uzyskania informacji dla wymaganych warunków konstrukcji narzędzi oraz minimalnej energii potrzebnej do uzyskania założonego stopnia przerobu. Tabela 2.4. Skład chemiczny stopu niklu Pierwiastek Ni Mo Fe Si Mn C O N Udział w stopie, % 73 12 10 2,7 0,4 0,05 0,1 0,005 Obliczenia wykonano dla wlewków o średnicy 30 mm i długości 210 mm. Czynnik tarcia między narzędziami a odkształcanym materiałem założono 0,4. Własności fizykochemiczne odkształcanego materiału przyjęto według danych wyznaczonych z prób ściskania dla analizowanego stopu. Na rysunkach 2.14 i 2.15 przedstawiono wyniki obliczeń numerycznych w postaci rozkładów intensywności odkształcenia (rys. 2.14) oraz naprężeń średnich (rys. 2.15) w charakterystycznych przekrojach odkuwki. Największe wartości intensywności odkształcenia zlokalizowane są w obszarach obwodowych odkuwki oraz w strefie wypływki. W odkuwce dominują naprężenia ściskające, co powinno sprzyjać zamykaniu pustek i rzadzizn w odkształcanym wsadzie o strukturze odlewniczej. Rys. 2.14. Rozkład intensywności odkształcenia w charakterystycznych przekrojach odkuwki

48 Kucie stopów niklu Rozdział 2 Rys. 2.15. Rozkład naprężeń średnich (MPa) w charakterystycznych przekrojach odkuwki Proces kucia przeprowadzono według ustaleń obliczeń numerycznych. Dla odkuwki wyznaczono twardość w dwu wzajemnie prostopadłych osiach oraz w różnych odległościach od powierzchni. Obszary pomiaru twardości przedstawiono na rysunku 2.16, a rozkład twardości na rysunku 2.17. Rys. 2.16. Schemat pomiarów twardości HB na przekroju poprzecznym odkuwki Rys. 2.17. Twardości HB na przekroju poprzecznym odkuwki w obszarach według rysunku 2.16 w osi: a) poziomej, b) pionowej Rys. 2.18. Zależność naprężenia rzeczywistego w funkcji odkształcenia stopu Ni-Mo-Fe po przeróbce plastycznej

Kucie stopów niklu 49 Na próbkach wyciętych ze stopu po przeróbce plastycznej wykonano próby ściskania. Krzywe naprężenie-odkształcenie rzeczywiste przedstawiono na rysunku 2.18. Wyznaczony na podstawie próby ściskania moduł Younga wynosi 118±30 GPa, a umowna granica plastyczności R 0.2 = 326±20 MPa. Ocenę plastyczności stopu Ni-Mo-Fe w warunkach obciążeń dynamicznych przeprowadzono w oparciu o próby udarności. Zastosowano próbki z karbem typu U. Otrzymano średnią wartość udarności 872±27 kj/m 2. Obserwacje otrzymanych w próbie udarności powierzchni zniszczenia przeprowadzono metodą skaningowej mikroskopii elektronowej (SEM), na mikroskopie Hitachi TM3000. Faktografię powierzchni przełomu przedstawiono na rysunku 2.19. Obserwowane przełomy mają charakter plastyczny. ROZDZIAŁ 2 Rys. 2.19. Powierzchnia przełomu powstałego w próbie udarności stopu Ni-Mo-Fe kutego przy temperaturze 1200 C Wykonano badania metalograficzne, które objęły obserwację na przekrojach wzdłużnych oraz poprzecznych w charakterystycznych obszarach odkuwki (rys. 2.20). Obserwowana na zgładach mikrostruktura jest zbliżona do regularnej oraz drobnoziarnista, wielkość ziaren oraz ich ukierunkowanie zależy od przyjętego do badań obszaru odkuwki (rys. 2.20). Na powierzchniach zgładów nie stwierdzono obecności porów charakterystycznych dla materiału w stanie po odlewaniu, co świadczy o właściwym przetworzeniu wsadu w procesie kucia w przyjętych parametrach tego procesu ustalonych w obliczeniach numerycznych. Rys. 2.20. Schemat powierzchni wytypowanych do analizy mikrostruktury, przekroje: I-III poprzeczne, IV wzdłużny

50 Kucie stopów niklu Rozdział 2 Rys. 2.21. Mikrostruktura stopu Ni-Mo-Fe po kuciu przy temperaturze 1200 C; obszary odkuwki według rysunku 2.20: a) I; b) II; c, d) III; e, f) IV Literatura [2.1] Altan T., Boulger F.W., Becker J.R., Akgerman N., Henning H.J.: Forging Equipment, Materials, and Practices. MCIC-HB-03, Metals and Ceramics Information Center, 1973. [2.2] Brown E.E. et al.: Minigrain Processing of Nickel-Base Alloys, in Superalloys Processing. American Institute of Mechanical Engineers, 1972, section L. [2.3] Byrer T.G, Ed.: Forging Handbook. Forging Industry Association and American Society for Metals, 1985. [2.4] Campbell F.C.: Manufacturing Technology for Aerospace Structural Materials. Elsevier 2006, p. 600.

Kucie stopów niklu 51 [2.5] Dane z Internetu: http://www.minama.net/hiperformancealloys.php (10.01.2011 r.). [2.6] Krueger D.D.: The Development of Direct Age 718 for Gas Turbine Engine Disk Applications. In: Proceedings of Superalloy 718 Metallurgy and Applications, EA Loria, Ed., The Metallurgical Society, 1989, pp. 279-296. [2.7] Mikułowski B.: Stopy żaroodporne i żarowytrzymałe nastopy. Wydawnictwo AGH, Kraków, 1997. [2.8] Semiatin S.L.: ASM Handbook. Vol. 14: Forming and Forging. ASM International, 1988. [2.9] Wojtaszek M., Chyła P., Śleboda T., Łukaszek-Sołek A., Bednarek S.: FEM Modelling and Experimental Research of Die Forging of Ni-Mo-Fe Alloy Antenna Components. Archives of Metallurgy and Materials 2/2012, pp. 627-635. ROZDZIAŁ 2

3. Kucie stali 3.1. Charakterystyka stali o wysokiej wytrzymałości Określenie ultrawysoka wytrzymałość jest arbitralne, gdyż nie zostały zdefiniowane dla niego jednoznaczne wskaźniki wytrzymałości. Ponadto, wraz z rozwojem stali o coraz wyższej wytrzymałości, zakresy własności wytrzymałościowych stali, dla których stosowano to określenie stopniowo rosły. W literaturze naukowej jednak tym mianem definiuje się stale osiągające granicę plastyczności co najmniej 1380 MPa [3.2, 3.3]. Grupa stali konstrukcyjnych o ultrawysokiej wytrzymałości jest dość szeroka i obejmuje kilka zupełnie różnych grup stali, np. stale średniowęglowe niskostopowe, (średnio) stopowe hartowane na powietrzu, stale o wysokiej odporności na pękanie, stale maraging, jak również grupę stali nierdzewnych o ultrawysokiej wytrzymałości martenzytycznych, stali umacnianych wydzieleniowo martenzytycznych lub półaustenitycznych oraz austenitycznych do przeróbki plastycznej na zimno. Najszerzej stosowanymi z wymienionych są stale średniowęglowe niskostopowe, stosowane do produkcji odpowiedzialnych elementów pojazdów naziemnych lub lotniczych, poddawanych wysokim obciążeniom o zmiennym charakterze pracy, jak również narażonych na działanie relatywnie wysokich temperatur. Typowymi zastosowaniami tych materiałów są [3.1, 3.15]: elementy podwozia samolotów, elementy płatowców, elementy złączne, zbiorniki ciśnieniowe stal 300M; bolce, śruby i inne elementy złączne; koła zębate, wałki zębate, wały korbowe, tłoczyska oraz elementy podwozia i inne podzespoły samolotów stal 4340; części do maszyn o wysokiej wytrzymałości (wiele z nich obrabiane jest cieplno- -chemicznie poprzez azotowanie) takie jak, wały korbowe, korbowody, zwrotnice, osie i półosie, tłoki do silników, części pomp wysokociśnieniowych, duże koła zębate, kołnierze do rur, oprawki ciśnieniowe, klucze maszynowe itp. stal 4140; elementy podwozia samolotów i inne krytyczne części samolotów, obudowy silników do rakiet napędzanych paliwem stałym, wały, koła zębate, sprężyny, matryce kuźnicze, stemple itp. stal D-6a; elementy przekładni, wałki zębate, wały, wały korbowe, półosie, elementy złączne, części maszyn pracujące pod obciążeniem cyklicznym, kute narzędzia ręczne stal 8640. Najczęściej stosowanymi reprezentantami grupy niskostopowych średniowęglowych stali o ultrawysokiej wytrzymałości są stale: 4130 (AISI/SAE), charakteryzująca się zwiększoną wytrzymałością stal 4140 oraz charakteryzująca się zwiększoną hartownością stal 4340 i późniejsze modyfikacje jej składu chemicznego. Jedną z takich modyfikacji jest stal 300M, w której podwyższono zawartość krzemu celem zwiększenia odporności na kruchość odpuszczania, przeprowadzaną z dalszego podwyższenia wytrzymałości. Innymi przykładami są stale: 6434 (ASM), w której zwiększono zawartość wanadu oraz zmniejszono zawartość węgla celem poprawy spawalności i rozdrobnie- Rozdział 3

54 Kucie stali nia ziarna, opracowaną przez firmę Ladish, gatunki D-6a oraz D-6ac o zwiększonej w porównaniu ze stalą 4340 zawartości wanadu, węgla, chromu i molibdenu przy nieznacznym obniżeniu zawartości niklu, oraz stale 6150 lub 8640. Na rysunkach od 3.1 do 3.6 przedstawiono charakterystyki naprężenie-odkształcenie kilku stali o ultrawysokiej wytrzymałości dla niektórych temperatur w zakresie prędkości odkształcenia 0,01 100 s 1. Rozdział 3 Rys. 3.1. Zależność naprężenia od odkształcenia i prędkości odkształcenia stali 300M przy temperaturze 1000 C Rys. 3.2. Zależność naprężenia od odkształcenia i prędkości odkształcenia stali 300M przy temperaturze 1100 C Rys. 3.3. Zależność naprężenia od odkształcenia i prędkości odkształcenia stali 4130 przy temperaturze 800 C

Kucie stali 55 Rys. 3.4. Zależność naprężenia od odkształcenia i prędkości odkształcenia stali 4130 przy temperaturze 900 C ROZDZIAŁ 3 Rys. 3.5. Zależność naprężenia od odkształcenia i prędkości odkształcenia stali 4340 przy temperaturze 800 C Rys. 3.6. Zależność naprężenia od odkształcenia i prędkości odkształcenia stali 4340 przy temperaturze 1200 C W ostatnich latach nie zanotowano poszerzenia wymienionych stali z tej grupy o żadne nowe oraz różniące się właściwościami komercyjne składy chemiczne. Zamiast tego zaobserwować można próby zwiększenia ciągliwości oraz udarności istniejących gatunków poprzez udoskonalanie technologii wytapiania i odlewania oraz technik przetwórstwa.

56 Kucie stali Rozdział 3 Doskonalenie jakości wytopów, mające na celu minimalizację wtrąceń niemetalicznych, wewnętrznych oraz powierzchniowych wad w postaci pustek realizuje się poprzez stosowanie gruntownie selekcjonowanych materiałów jako wsad do wytopu, jak również poprzez stosowanie zaawansowanych technik wytapiania, takich jak próżniowe odtlenianie, próżniowe odgazowywanie, przetapianie elektrożużlowe, przetapianie łukowe w próżni (VAR) i inne. Techniki te zapewniają mniejsze fluktuacje własności pomiędzy poszczególnymi wytopami, lepszą ciągliwość i udarność oraz niezawodność w warunkach pracy. Jednakże, jakość wytopu jest tylko jednym z warunków zapewnienia wymaganej kombinacji wytrzymałości i ciągliwości. Czynnikami warunkującymi uzyskanie wyrobów o wymaganej mikrostrukturze oraz finalnych własnościach mechanicznych jest poprawna technologia kształtowania oraz przeprowadzana po niej obróbka cieplna lub synergiczne ich połączenie w procesach obróbki termomechanicznej [3.4]. Stale średniowęglowe niskostopowe o ultrawysokiej wytrzymałości są poddawane kształtowaniu w procesach kucia na gorąco. Aby uzyskać złożone kształty odkuwek pozbawionych jakichkolwiek defektów strukturalnych, przy jednoczesnym zapewnieniu odpowiedniej struktury, wymagane jest przestrzeganie i kontrola zakresów temperatur kucia, które ogólnie mieszczą się w przedziale 1065 1230 C. Aby zapobiec pękaniu w wyniku naprężeń hartowniczych po chłodzeniu na powietrzu, stale te poddawane są specjalnej obróbce cieplnej, polegającej na chłodzeniu z piecem lub w popiele, piasku, wapnie bądź innych materiałach izolujących. W celu ułatwienia obróbki mechanicznej stali średniowęglowych niskostopowych o ultrawysokiej wytrzymałości, przeprowadzane jest normalizowanie i odpuszczanie lub, w przypadku stali o wysokiej hartowności, wyżarzanie podczas schładzania w piecu do temperatury 540 C. W celu zapewnienia miękkiej struktury składającej się z zesferoidyzowanych węglików w osnowie ferrytycznej, przeprowadza się wyżarzanie zupełne. Struktura taka pogarsza obrabialność, ale zmiękczając materiał, umożliwia jego formowanie na zimno. Jak wspomniano, kluczem do uzyskania wymaganych własności finalnych jest, oprócz kontroli warunków procesu kucia z uwzględnieniem kontroli temperatury pomiędzy poszczególnymi zabiegami kształtowania, odpowiednia obróbka cieplna po kuciu. Obróbka cieplna średniowęglowych niskostopowych stali o ultrawysokiej wytrzymałości obejmuje następujące operacje i zakresy temperatur [3.6, 3.7, 3.10, 3.11]: normalizowanie polegające na nagrzaniu do temperatury 870 955 C, w zależności od gatunku, wytrzymanie i studzenie na powietrzu lub w piecu, często połączone z odpuszczaniem w temperaturze zależnej od wymiarów poprzecznych; wyżarzanie w temperaturze 815 860 C, wytrzymanie i chłodzenie, na ogół z piecem; hartowanie polegające na austenityzacji do temperatury 830 890 C oraz chłodzenie w wodzie, oleju lub na powietrzu, w zależności od gatunku; odpuszczanie polegające na wytrzymaniu w temperaturach 200 700 C w czasie od 1/2 do 3 godzin, w zależności od gatunku i żądanej twardości oraz studzeniu na powietrzu; sferoidyzacja poprzez nagrzanie do temperatury 690 775 C, wytrzymanie w czasie 6 12 godzin i schłodzenie, wyżarzanie w wolno stygnącym piecu w czasie

Kucie stali 57 do 12 godzin lub kilkustopniowe nagrzewanie i wytrzymywanie w podwyższanej temperaturze oraz następne schłodzenie na powietrzu; odprężanie w temperaturze od 540 C do 670 C (stosowane w przypadku niektórych gatunków, np. stal D-6a, stal 4340); wyżarzanie przeciwpłatkowe w temperaturze 185 200 C w czasie 9 12 godzin (stosowane w przypadku niektórych gatunków, np. stal 4340), obróbka cieplnochemiczna (np. azotowanie stosowane w przypadku gatunku stal 4140). Należy zaznaczyć, iż odpowiednia temperatura, czas trwania określonego zabiegu cieplnego, jak również prędkość nagrzewu i studzenia, zależy nie tylko od gatunku stali, ale także od przekroju obrabianego wyrobu. Jednakże, w celu zapewnienia odpowiedniej struktury i temperatury wyjściowej, muszą być przestrzegane temperatury końca kucia. Konieczność ścisłego przestrzegania zakresów kucia i czasów przerw międzyoperacyjnych oraz określonego schematu chłodzenia po kuciu powoduje, iż materiały te są stosowane do produkcji wyrobów kutych do zastosowań specjalnych, produkowanych w krajach zaawansowanych technologicznie. ROZDZIAŁ 3 3.2. Proces kucia odkuwki ze stali 300M Ocenę jakości odkuwki wytwarzanej ze stali 300M wykonano na przykładzie procesu kucia odkuwki kołnierza [3.8]. Pod uwagę wzięto parametry decydujące o własnościach finalnych wyrobu, takie jak: rozkład intensywności odkształceń, rozkład naprężeń średnich, ustalone w oparciu o modelowanie numeryczne. Skład chemiczny stali 300M podano w tabeli 3.1. Tabela 3.1. Skład chemiczny stali 300M Pierwiastek C Mn Si P S Cr Ni Mo V Fe Udział, % 0,38 0,60 1,45 0,01 0,01 0,70 1,65 0,30 0,05 reszta Materiał do badań dostarczono w postaci pręta o średnicy 50 mm. Obserwacje mikroskopowe wykonano przy użyciu mikroskopu świetlnego Axiovert 200MAT Firmy Zeiss. Próbki trawiono 2% nitalem. Na rysunku 3.7 przedstawiono mikrostrukturę badanej stali w stanie dostawy. Mikrostruktura złożona jest z bainitu wysoko odpuszczonego oraz drobnych węglików, najprawdopodobniej cementytu stopowego. Nie stwierdzono wyraźnych różnic w mikrostrukturze na zgładzie wzdłużnym i poprzecznym. Badana stal 300M cechuje się dużą hartownością i najprawdopodobniej podczas chłodzenia po walcowaniu na gorąco w całej objętości powstał bainit, który następnie został wysoko odpuszczony. Odkuwka kołnierza charakteryzuje się różnym stopniem przerobu materiału, a jednocześnie stanowi odkuwkę zwartą, co pozwala na uzyskanie zróżnicowanych warunków termomechanicznych podczas kucia i po jego zakończeniu. Opracowano kilka wariantów wykonania tej odkuwki w oparciu o obliczenia numeryczne. Wariantowaniu podlegały warunki brzegowe, takie jak: temperatura wsadu, temperatura matryc i rodzaj stosowanego smaru, charakteryzowany przez czynnik tarcia.

58 Kucie stali Rys. 3.7. Mikrostruktura w stanie wyjściowym, obszar w środku pręta: a) przekrój poprzeczny, b) przekrój wzdłużny Rozdział 3 Kucie jest realizowane w dwóch etapach. W pierwszym etapie wsad w postaci walca o wymiarach D = 50 mm, H = 30 mm (rys. 2.8a) jest kształtowany w matrycy wstępnej (rys. 3.8b), a w drugim etapie kołnierz jest kuty na gotowo (rys. 3.8c). Charakterystykę stali 300M wykonano w oparciu o krzywe umocnienia uzyskane z prób spęczania na symulatorze Gleeble 3800 w zakresie temperatur 800 1200 C. Część tej charakterystyki podano na rysunkach 3.1 i 3.2. Warunki brzegowe do symulacji numerycznej kucia przyjęto następujące: temperatura wsadu 1100 C, temperatura narzędzi 250 C, prędkość przemieszczania trawersy prasy 10 mm/s oraz czynnik tarcia równy 0,4. Również te warunki zastosowano w półprzemysłowych próbach kucia. Próbki nagrzewano w piecu elektrycznym do temperatury 1100 C. Dla procesu kucia w temperaturze 1100 C próbki były bezpośrednio transportowane z pieca na stanowisko kucia i następnie umieszczane w matrycach. Pomiaru temperatury dokonywano przy użyciu termopar. Pełną kontrolę równomierności nagrzewu uzyskano poprzez umieszczenie termopary w środku próbki. Powierzchnię wykroju matryc pokryto smarem grafitowym o nazwie handlowej WG 1262 natomiast próbki przed odkształceniem były powlekane krzemową powłoką ochronną (THERMEX GL dyspersja krzemu w wodzie). Rys. 3.8. Kolejne operacje kucia odkuwki kołnierza Charakterystyczne przekroje odkuwki, uwzględnione do analizy numerycznej, pokazano na rysunku 1.25a w rozdziale pierwszym. Próbki do badań metalograficznych zostały wykonane tak, aby uzyskać dwie charakterystyczne płaszczyzny przekroju odkuwki. Na rysunku 1.25b przedstawiono obszary na analizowanych płaszczyznach, w których dokonano obserwacji mikrostruktury. W oparciu o obliczenia numeryczne na rysunku 3.9 przedstawiono rozkład intensywności odkształcenia w dwóch charakterystycznych przekrojach odkuwki. Linie

Kucie stali 59 siatek wskazują sposób przemieszczania metalu, natomiast wartości intensywności odkształcenia stopień przerobu w poszczególnych obszarach odkuwki. Maksymalne wartości intensywności odkształcenia, wynoszące 4,5, koncentrują się w rejonie denka odkuwki oraz w obszarze wypływki, co związane jest z przemieszczaniem się dużych ilości materiału w tych rejonach, głównie w ostatnim etapie kucia. Rys. 3.9. Rozkład intensywności odkształcenia w charakterystycznych płaszczyznach odkuwki: A (a) oraz B (b) Rysunek 3.10 przedstawia rozkład naprężeń średnich wyznaczonych w obliczeniach numerycznych. Największa wartość naprężeń występuje w denku odkuwki i waha się od 900 do 1350 MPa. Należy się spodziewać, że w tym obszarze odkuwki narzędzia będą ulegać silnemu zużyciu. ROZDZIAŁ 3 Rys. 3.10. Rozkład naprężeń średnich (MPa) w charakterystycznych płaszczyznach odkuwki A (a) oraz B (b) Analizę wpływu procesu kucia na zmiany w mikrostrukturze wykonano na próbkach pobranych z odkuwek nieobrobionych cieplnie po procesie kucia. Mikrostrukturę obserwowano w punktach na przekroju odkuwki według schematu z rysunku 1.25. Przykładowe obrazy mikrostruktur próbek pobranych z odkuwek przedstawiono na rysunku 3.11 (przekrój A) i rysunku 3.12 (przekrój B). W osi odkuwki (rys. 3.11a) na przekroju A nastąpiło nieznaczne odkształcenie, w wyniku czego w mikrostrukturze występuje nienaruszona pasmowość strukturalna, która pozostała po przeróbce plastycznej na gorąco materiału wyjściowego. Mikrostruktura w tym obszarze odkuwki (rys. 3.11b) złożona jest z pasm martenzytu i bainitu. Chłodzenie po kuciu odbywało się w spokojnym powietrzu, stąd obecność tych mikrostruktur w osi odkuwki potwierdza dużą hartowność badanej stali. Dla porównania na rysunku 3.11b, 3.11d pokazano obrazy mikrostruktur badanej odkuwki na przekroju A w miejscu 4 (wypływka) o zdecydowanie większej intensywności od-

60 Kucie stali kształcenia. Występujące w mikrostrukturze pasma (rys. 3.11b) ułożyły się w kierunku największego płynięcia materiału. Ze względu na większą intensywność chłodzenia w tym miejscu odkuwki, w mikrostrukturze występuje większy udział martenzytu, a ziarno jest drobniejsze. Rozdział 3 Rys. 3.11. Mikrostruktura próbek po kuciu w wybranych charakterystycznych punktach dla przekroju odkuwki oznaczonego jako A : a, c) punkt 1; b, d) punkt 4 Z przekroju B (rys. 3.12) wybrano punkty 1 i 2. W punkcie 1 intensywność odkształcenia była większa niż w punkcie 2. Potwierdzają to zmiany w ułożeniu pasm w mikrostrukturze w punkcie 1 (rys. 3.12a) oraz mniejsze zmiany w mikrostrukturze w punkcie 2 (rys. 3.12b). W obu badanych miejscach w mikrostrukturze występuje martenzyt, z tą jednak różnicą, że brak odkształcenia w punkcie 2 w połączeniu z wysoką temperaturą procesu spowodował rozrost ziarna w tym obszarze. Ziarno w punkcie 1 na przekroju B jest zdecydowanie mniejsze. Będzie to miało bezpośrednie przełożenie na własności odkuwki. Podsumowując, należy stwierdzić, że analizowana odkuwka kołnierza umożliwiła ocenę szerokiego zakresu odkształceń występujących w praktyce przemysłowej. Poprzedzające proces kucia obliczenia numeryczne pozwoliły na wytypowanie do badań struktury charakterystycznych obszarów odkuwki o różnym stopniu przerobu. Zgodnie z przewidywaniem, brak odpowiedniego przerobu materiału w niektórych miejscach odkuwki skutkuje silnym rozrostem ziarna w tych obszarach, co będzie miało bezpośrednie przełożenie na własności odkuwki. Duża hartowność stali 300M powoduje, że w czasie chłodzenia po kuciu bez wymuszonego obiegu powietrza następuje zahartowanie odkuwki na martenzyt niemal w całej jej objętości. Eksperymentalnie potwierdzono zmiany w mikrostrukturze wywołane różną intensywnością odkształcenia.

Kucie stali 61 ROZDZIAŁ 3 Rys. 3.12. Mikrostruktura próbek po kuciu w obszarach według rysunku 3.9 dla przekroju odkuwki oznaczonego jako B : a, c) punkt 1; b, d) punkt 2 3.3. Kontrolowane chłodzenie odkuwek bezpośrednio po kuciu Obróbka cieplnoplastyczna stali, polegająca na bezpośrednim chłodzeniu z temperatury kształtowania, jest alternatywą dla tradycyjnej obróbki cieplnej wyrobów stalowych. Pozwala to uzyskać doskonałą kombinację wysokiej wytrzymałości i ciągliwości przy znaczącym zmniejszeniu energochłonności, zwłaszcza przy wykorzystaniu synergicznego efektu obróbki termomechanicznej i mikrododatków [3.9]. Ocenia się, że wykorzystanie możliwości, jakie oferuje dobór składu chemicznego, technologii oraz obróbki cieplnej pozwala na obniżenie kosztów wytwarzania o kilkadziesiąt procent. Trudności z zapewnieniem korelacji pomiędzy parametrami technologicznymi procesów obróbki cieplnoplastycznej a parametrami fenomenologicznymi przemian, ograniczają stosowalność zależności ilościowych do wąskich grup wyrobów. Stąd badania dotyczą przede wszystkim określenia takich warunków chłodzenia odkuwki matrycowej, które w połączeniu z optymalnymi rozkładami temperatury i odkształcenia po kuciu zapewnią wymagany poziom wytrzymałości na rozciąganie, granicy plastyczności, wydłużenia oraz przewężenia przy zerwaniu próbki. Poniżej przedstawiono analizę omawianych zagadnień na przykładzie wału wytworzonego metodą kucia matrycowego. Na potrzeby pracy [3.14] wykonano dwa wytopy stali średniowęglowej z mikrododatkami wanadu oraz azotu, której skład chemiczny, przedstawiony w tabeli 3.2, odpowiada gatunkowi 38MnSiVS6. Gatunek tej stali jest powszechnie stosowany przez koncerny motoryzacyjne do wyrobu odpowiedzialnych części samochodowych.

62 Kucie stali Tabela 3.2. Skład chemiczny stali 38MnSiVS6 stosowany do badań Pierwiastek C Si Mn P S V Al Zawartość, % 0,36 0,56 1,35 0,008 0,055 0,08 0,012 W celu wyeliminowania szeregu czynników utrudniających analizę zmian temperatury i rozkładu odkształceń w całym cyklu odkształcania wału zdecydowano, że kucie będzie przebiegało w jednej operacji z wsadu w postaci pręta walcowanego. Kształt odkuwki jest możliwy do uzyskania w jednym zabiegu kucia, mimo zmiennego przekroju na długości (rys. 3.13), ponieważ podział matryc jest płaszczyzną. Rozdział 3 Rys. 3.13. Kształt odkuwki wału z zaznaczeniem analizowanych przekrojów Proces kucia matrycowego z reguły pozwala na pewną swobodę doboru warunków kucia. Z możliwości tej skorzystano przy określaniu temperatury kucia wału. Celem było uzyskanie korzystnej temperatury końca kucia przed rozpoczęciem bezpośredniego studzenia, przy możliwie małym zakłóceniu technologii kucia. Standardowo, stal o zawartości węgla podanej w tabeli 3.2 nagrzewana jest do temperatury kucia około 1200 1220 C, co zapewnia jej dobrą plastyczność i możliwie niski poziom siły kucia. W kontekście zastosowania bezpośredniego chłodzenia odkuwki po kuciu, istnieje wtedy jednak ryzyko nadmiernego wzrostu temperatury, zwłaszcza w obszarach o dużym odkształceniu. To może prowadzić do przegrzania stali i w efekcie uzyskania struktury Widmanstättena, która w nieodwracalny sposób wpłynie na uzyskane własności mechaniczne. Przy założeniu jednooperacyjnego matrycowania, postanowiono obniżyć temperaturę kucia do poziomu pozwalającego uniknąć przeciążenia urządzenia oraz narzędzi i jednocześnie znacząco obniżyć temperaturę końca kucia, unikając przegrzania, jak również ułatwiając uzyskanie korzystnego przebiegu krzywych chłodzenia bezpośrednio po kuciu poprzez zmniejszenie wymaganych lokalnych szybkości chłodzenia. Stąd temperaturę kucia obniżono do około 1180 C, co miało zapewnić temperaturę około 1050 C po matrycowaniu. Dalsze obniżenie temperatury następuje bezpośrednio po kuciu z kontrolą szybkości chłodzenia. Obniżenie temperatury powinno ułatwić nie tylko osiągnięcie prędkości krytycznych podczas studzenia, lecz z uwagi na to, że koniec kucia znajdował się powyżej temperatury rekrystalizacji, może również wpłynąć na zmniejszenie zjawiska rozrostu zrekrystalizowanego ziarna, zapewniając bardziej rozdrobnione ziarno ferrytu. Aby umożliwić ocenę rozkładu temperatury i odkształcenia w procesie kucia wału, służące do określenia warunków chłodzenia bezpośrednio po kuciu, wykonano modelowanie numeryczne tego procesu. Modelowanie numeryczne wykonano programem QForm. Warunki brzegowe zdefiniowano w oparciu o parametry stosowanej prasy mechanicznej oraz technologii kucia tego wyrobu, tj. początkową prędkość su-

Kucie stali 63 waka prasy przyjęto 0,5 m/s, temperaturę narzędzi 250 C, czynnik tarcia 0,4. Wyniki modelowania w postaci map rozkładu temperatury i intensywności odkształcenia w przekroju wzdłużnym przedstawiono na rysunku 3.14. Rys. 3.14. Rozkład temperatury (a) oraz intensywności odkształcenia (b) po kuciu na przekroju wzdłużnym wału ROZDZIAŁ 3 W celu oceny wpływu parametrów kontrolowanego studzenia na własności odkuwki wału po bezpośrednim chłodzeniu przeprowadzono modelowanie numeryczne obróbki cieplnej programem TTSteel [3.5], pozwalającym na obliczenie punktów charakterystycznych przemian podczas chłodzenia austenitu oraz zmiany temperatury w czasie, dla kluczowych obszarów odkuwki. Przy doborze programu do modelowania wzięto pod uwagę również możliwości uwzględniania zmiennych warunków chłodzenia podczas tworzenia wykresów CTP, związanych w szczególności z tzw. efektem ciepłego jajka, ciepłem przemian, zmianami wartości współczynników przewodności, itp. poprzez zastosowanie hybrydowego modelu krzywych przemian, łączących cechy izotermicznych i ciągłych wykresów CTP. Bazą do obliczeń chłodzenia były uśrednione temperatury zaobserwowane w poszczególnych przekrojach charakterystycznych odkuwki po kuciu matrycowym. Aby odzwierciedlić pracę sześciosegmentowego tunelu, zastosowanego do kontrolowanego chłodzenia odkuwki wału, o określonej wydajnością linii produkcyjnej prędkości przesuwu, założono sześć operacji chłodzenia z 120-sekundowymi przerwami. Modelowanie chłodzenia miało więc charakter wielozabiegowy, zrealizowany w sposób ciągły, obejmujący symulację zabiegów: okrawania wypływki, chłodzenia w narzędziach oraz następnego przyspieszonego chłodzenia w tunelu przerywanego studzeniem na spokojnym powietrzu, symulując przejście pomiędzy kolejnymi strefami przyspieszonego chłodzenia. Na bazie wstępnych prób stwierdzono, że najlepsze rokowania uzyskania założonego przebiegu krzywych chłodzenia daje przyspieszone chłodzenie w 1 lub 2 początkowych strefach, późniejsze chłodzenie na wolnym powietrzu etap izotermiczny, oraz następne przyspieszone studzenie i studzenie na wolnym powietrzu do temperatury otoczenia. Dla dwu schematów analizowano przebieg krzywych chłodzenia przy założeniu zmiennych wartości prędkości przepływu medium chłodzącego: 0, 3, 10 oraz 25 m/s. Przyjęte wartości współczynnika wymiany cieplnej dla różnej wartości przepływu medium przedstawiono na rysunku 3.15a.

64 Kucie stali Wyniki modelowania numerycznego w formie krzywych chłodzenia na powierzchni odkuwki na tle temperatur przemian podczas chłodzenia przedstawiono na rysunku 3.15b. Rozdział 3 Rys. 3.15. Modelowanie chłodzenia po kuciu: a) przyjęte do obliczeń wartości współczynniki wymiany ciepła, b) uzyskany numerycznie przebieg krzywych chłodzenia dla prędkości nawiewu: 1 25 m/s, 2 10 m/s, 3 5 m/s, 4 1 m/s Wyniki symulacji numerycznej zależności czas temperatura odkształcenie zostały poddane weryfikacji doświadczalnej w linii zamontowanej przy gnieździe kuźniczym. Linia składała się z sześciu stref chłodzenia z możliwością wyłączenia poszczególnych stref. Pomiaru temperatury dokonywano za pomocą pirometru w kolejnych strefach chłodzenia, uzyskując krzywą zmian temperatury powierzchni odkuwki w czasie. Po serii prób przeprowadzonych w oparciu o powyższe obliczenia stwierdzono, iż najlepsze wskaźniki jakościowe procesu kontrolowanego chłodzenia odkuwki otrzymano przy prędkości nadmuchu 20 m/s. Na ich podstawie przeprowadzono dwie serie prób bezpośredniego chłodzenia. Wyniki pomiaru twardości na przekroju wzdłużnym odkuwki wału przedstawiono na rysunku 3.16 dla dwóch wariantów początku temperatury kontrolowanego chłodzenia. W wariancie pierwszym temperatura odkuwki przed rozpoczęciem kontrolowanego chłodzenia była średnio o około 30 stopni niższa niż w wariancie drugim. Rys. 3.16. Wyniki pomiarów twardości na przekroju wzdłużnym odkuwki o temperaturze przed chłodzeniem: a) 1010 C, b) 1040 C

Kucie stali 65 3.3. Wyniki badań wytrzymałościowych i wielkości ziarna przedstawiono w tabeli Tabela 3.3. Wyniki badań wytrzymałościowych odkuwki z kontrolowanym chłodzeniem po kuciu Próbka (wariant) R m MPa R 02 MPa A % Z % KV J/cm 2 Wielkość ziarna ASTM I 792 550 22 54 18,0 7,5 II 825 562 16 45 21,5 8 minimum 820 550 12 22 20,0 6 Przedstawione wyniki stanowią ocenę możliwości uzyskania określonych własności mechanicznych oraz ogólne wytyczne realizacji bezpośredniego chłodzenia odkuwek matrycowych w warunkach przemysłowych. W doświadczeniu stwierdzono, iż temperatura powierzchni odkuwki po kuciu oraz następnym okrawaniu wypływki w pobliżu 900 C daje korzystne warunki do wyznaczenia początku bezpośredniego chłodzenia, umożliwiając nieznaczny jej spadek podczas okrawania wypływki. Wartość ta jest również dolnym zakresem temperatury kucia, więc dalsze obniżenie temperatury końca procesu kucia będzie skutkowało wzrostem naprężeń wywieranych na matryce oraz szybszym ich zużywaniem, dlatego dalsze obniżenie temperatury musi odbywać się podczas następnego studzenia przy zapewnieniu odpowiedniej szybkości chłodzenia. Stwierdzono, że dla warunków kucia na prasie mechanicznej w jednym wykroju matrycującym temperaturę końca kucia 1050 C zapewnia temperatura kucia około 1180 C. Prędkość przepływu powietrza podczas chłodzenia wpływa na wielkość ziarna perlitu i wpływa na grubość płytek cementytu i ferrytu, determinując finalne własności i mikrostrukturę. W przypadku badanego wału najlepsze wyniki dała prędkość około 20 m/s. Uzyskane odkuwki posiadają strukturę perlityczną z siatką ferrytu na granicach ziaren, znacząco drobniejszą niż uzyskana po tradycyjnej obróbce cieplnej. Charakteryzują się stosunkowo niewielką twardością powierzchni, co jest zaletą w dalszym cyklu technologii, tj. obróbce skrawaniem. Przemysłowe wykorzystanie wyników chłodzenia odkuwek bezpośrednio po kuciu łączy się z koniecznością doposażenia obecnie stosowanych parków maszynowych w urządzenia pomocnicze lub zautomatyzowane linie, co wiąże się z nakładami inwestycyjnymi. Ma to szczególne znaczenie w aspekcie powtarzalności uzyskiwanych własności finalnych odkuwek, które bezwzględnie wymagają powtarzalności warunków procesu, jakie może zapewnić wyłącznie automatyzacja produkcji. Pomocą w pewnym stopniu może stać się współpraca z jednostkami naukowo-badawczymi, które oprócz badań podstawowych zjawisk zachodzących w metalu podczas obróbki, prowadzą badania wdrożeniowe. Przykładem wykorzystania obecnego stanu wiedzy do prób wdrożenia technologii uwzględniających bezpośrednie chłodzenie z temperatury kucia jest stanowisko badawcze (rys. 3.17) wykonane przez Pracownię Kuźnictwa, Prasownictwa i Specjalnych Technologii w Katedrze Plastycznej Przeróbki Metali, AGH. Urządzenie, będące symu- ROZDZIAŁ 3

66 Kucie stali latorem ciągłego chłodzenia za pomocą sprężonego powietrza, pozwala na automatyczny dobór warunków chłodzenia pod kątem założonych własności mechanicznych odkuwek o określonym kształcie. Rozdział 3 Rys. 3.17. Stanowisko badawcze symulator linii przemysłowej do kontrolowanego chłodzenia: a) wyznaczone numerycznie ciśnienie w komorze chłodzącej, b) wyznaczone numerycznie prędkości nawiewu, c, d) widok urządzenia Na rysunku 3.18 przedstawiono przykład zastosowania warunków bezpośredniego chłodzenia dla odkuwki wykonanej ze stali niskostopowej modyfikowanej tytanem. Jak można zauważyć, obróbka cieplnoplastyczna zapewnia znaczące rozdrobnienie ziarna (rys. 3.18c) w porównaniu ze zwykłą obróbką cieplną, polegającą na hartowaniu i odpuszczaniu (rys. 3.18b). Wynikiem tego jest poprawa własności mechanicznych materiału odkuwki po obróbce. Rys. 3.18. Porównanie mikrostruktury odkuwki: a) po kuciu, b) po tradycyjnym ulepszaniu cieplnym, c) po kontrolowanym chłodzeniu [3.13]

Kucie stali 67 Porównanie własności mechanicznych odkuwki [3.12], uzyskane w testach wytrzymałościowych na próbkach pobranych z lokalizacji przedstawionych na rysunku 3.19d, pokazano na wykresach 3.19a c. ROZDZIAŁ 3 Rys. 3.19. Porównanie własności mechanicznych odkuwki: a) wytrzymałościowych, b) plastycznych, c) udarności, d) kształt odkuwki z zaznaczeniem miejsca pobrania i orientacji próbek [3.15] Jednakże bezpośrednie wykorzystanie w praktyce przemysłowej dostępnej naukowej wiedzy, wymaga rozwiązania kilku problemów. Wynikają one z faktu, iż większość istniejących badań wpływu warunków regulowanego odkształcania oraz chłodzenia jest obecnie analizowana na podstawie procesu walcowania. Natomiast w przypadku odkuwek matrycowych, charakteryzujących się dużą różnorodnością kształtów i wymiarów wytwarzanych odkuwek, wymagana jest konieczność określania dla każdej grupy odkuwek (wg kryterium kształtu) oddzielnych warunków kucia oraz zapewnienia określonych warunków chłodzenia. Ponadto, bezpośrednie wdrożenie w praktyce jest dosyć trudne ze względu na konieczność ilościowego połączenia znajomości powyższych zależności z konkretnymi parametrami pracy maszyn i urządzeń produkcyjnych, które różnią się dla warunków przemysłowych poszczególnych zakładów, jak również ze względu na nie ujawnianie przez zakłady własnych rozwiązań konstrukcyjnych linii do ciągłego chłodzenia oraz rozwiązań know-how samego procesu. Złożoność czynników, jakie należy brać pod uwagę przy określaniu i kontrolowaniu warunków procesu powoduje, że zakłady kuźnicze świadome trudności z tym związanych nie podejmują się wdrażania nowych rozwiązań, odrzucając zlecenia o zaostrzonych wymaganiach odnośnie własności mechanicznych i pozostają przy dotychczasowych przyzwyczajeniach technologicznych. Stąd, polskie zakłady kuźnicze zaczynają doceniać współpracę z ośrodkami naukowymi, bez których pomocy trudno o osiągniecie kompleksowych rozwiązań.

68 Kucie stali 3.4. Kucie w matrycach otwartych z ograniczoną wypływką Rozdział 3 Tradycyjnej technologii kucia matrycowego w matrycach otwartych towarzyszy z reguły znaczna wypływka, którą usuwa się bezpośrednio po kuciu. Zastosowanie kontrolowanego chłodzenia odkuwek utrudnia usuwanie wypływki, którą obcina się na odkuwce obrobionej cieplnie. Z tego względu obróbkę cieplnoplastyczną najwygodniej jest stosować w procesie kucia bezwypływkowego. Innym rozwiązaniem tego problemu jest zastosowanie odpowiedniego kształtu wsadu, dzięki czemu dla pewnej grupy odkuwek wypływka może być ograniczona do minimum. Najczęściej, w celu spełnienia tego warunku, konieczne jest stosowanie kucia wielozabiegowego, przy czym zabieg poprzedzający kucie na gotowo powinien ograniczyć przemieszczanie metalu do wypływki. Przykładem takiego rozwiązania jest kucie wirnika przedstawionego na rysunku 3.20. Przedstawione rozwiązanie, oparte o modelowanie numeryczne, jest możliwe do zrealizowania na prasie z kilkoma stacjami roboczymi. Prasa tego typu jest w Katedrze Plastycznej Przeróbki Metali WIMiIP AGH. Posiada trzy stacje robocze z wyrzutnikami. Maksymalny nacisk tej prasy hydraulicznej wynosi 5 MN (rys. 3.21). Rys. 3.20. Odkuwka modelowa wirnik Rys. 3.21. Prasa hydrauliczna 5 MN z trzema stacjami roboczymi Badania modelowe procesu kucia odkuwki wirnika (rys. 3.20) wykonano dla dwóch podstawowych wielkości wsadu: dla technologii tradycyjnej z uwzględnieniem wypływki stanowiącej 7% objętości odkuwki (wysokość wsadu H 0 = 250 mm i średnica

Kucie stali 69 D 0 = 110 mm) oraz z wypływką stanowiącą 1% objętości odkuwki (wysokość wsadu H 0 = 220 mm i średnica D 0 = 110 mm). Wszystkie odkuwki wykonano w procesie kucia dwuzabiegowym. Pierwszym zabiegiem było spęczanie płytami płaskimi do różnej wysokości, natomiast drugim zabiegiem było kucie w matrycach do jednakowej wysokości mostka wypływki. Wykonano kilkadziesiąt symulacji procesu, zmieniając stopień spęczenia wsadu. Stwierdzono, że proces kucia z wsadu tradycyjnego (7% wypływki) dobrze charakteryzują dwa przypadki spęczania wstępnego: do wysokości H = 55 mm i H = 120 mm. Proces kucia z wsadu z ograniczoną wypływką wymaga analizy kilku przypadków spęczania wstępnego: do wysokości H = 200 mm, 120 mm, 115 mm, 100 mm, 85 mm, 70 mm i 50 mm. Na rysunku 3.22a i 3.22b przedstawiono początek i koniec procesu kucia w drugim zabiegu, tj. kucia w matrycy dla technologii tradycyjnej, natomiast na rysunku 3.22c i 3.22d dla technologii z ograniczoną wypływką. ROZDZIAŁ 3 Rys. 3.22. Technologia kucia wirnika: a, b) tradycyjna (z dużą wypływką), c, d) z minimalną wypływką Obliczenia numeryczne wykonano programem QForm. Warunki brzegowe przyjęto następujące: charakterystykę stali konstrukcyjnej węglowej (0,2% C) przyjęto dla modelu lepkoplastycznego. Początkowa temperatura kucia wynosiła 1100 C. Temperatura narzędzi 300 C. Współczynnik tarcia stały 0,3. Prędkość przemieszczania matrycy górnej 50 mm/s. Konsekwencją kucia z wsadu tradycyjnego jest wypływka, której kształt przedstawiono na rysunku 3.23b i 3.23c. Rys. 3.23. Kształt wypływki w procesie kucia wirnika: a c) technologia tradycyjna, d i) ograniczona wypływka

70 Kucie stali Rozdział 3 Przy mniejszej smukłości wsadu (H = 55 mm) wypływka ma kształt przedstawiony na rysunku 3.22b, przy większej smukłości wsadu (H = 120 mm) wypływka ma kształt przedstawiony na rysunku 3.22c. Jak już wspomniano, w przypadku wsadu z ograniczoną wypływką występuje więcej charakterystycznych przypadków wypełniania wykroju matrycy i tym samym kształtu wypływki. W tym drugim przypadku, gdy wypływka ma znaczną objętość, wykrój matrycy nie został wypełniony (rys. 3.23d, 3.23e i 3.23j). Poprawne wypełnienie wykroju uzyskuje się dla wypływki przedstawionej na rysunku 3.23f i wystarczające dla odkuwki z wypływkami przedstawionymi na rysunkach 3.23g i 3.23h. Kinematyka wypełniania wykroju matrycy jest przedstawiona na rysunku 3.24. Dla celów porównawczych przedstawiono tę samą wielkość zamknięcia wykroju matrycy h = 4 mm (końcowa odległość h = 2,3 mm). Rysunki 3.24a i 3.24b przedstawiają technologię tradycyjną (z wypływką stanowiącą 7% objętości odkuwki). Bardziej korzystna jest technologia przedstawiona na rysunku 3.24a dla wsadu spęczonego do wysokości H = 55 mm, gdyż wektory prędkości płynięcia są zlokalizowane w dwóch obszarach przeciwnie skierowanych, co gwarantuje, dla analizowanej odkuwki, korzystny stan naprężenia (brak występowania składowej hydrostatycznej) w ostatnim etapie kucia. Spęczenie wsadu z 250 mm do 120 mm jest mniej korzystne, gdyż wykrój matrycy jest wypełniony przy znacznym niedokuciu na wysokości odkuwki, co powoduje przemieszczanie materiału (cofanie) z połowy objętości do wypływki. Wektory prędkości płynięcia przyjmują ten sam zwrot w całym odkształcanym obszarze (rys. 3.24b). Rys. 3.24. Wpływ kształtu przedkuwki na pola wektorów prędkości płynięcia metalu w ostatnim etapie kucia: a, b) technologia tradycyjna, d h) ograniczona wypływka Próby kucia z wsadu z minimalnym nadmiarem wskazują na wysoką zależność poprawnego wypełnienia wykroju matrycy od stopnia spęczenia (rys. 3.24c do 3.24h). Duży stopień spęczenia (z wysokości wsadu 220 mm do 55 mm) nie zapewnia wypełnienia wykroju matrycy w strefie środkowej (rys. 3.24c). Należy zauważyć, że efekt wielkości spęczenia w tym przypadku jest odwrotny do uzyskiwanego przy znacznym

Kucie stali 71 nadmiarze objętości wsadu. Przy małym stopniu spęczenia obszar środkowy wykroju matrycy zapełnia się w pierwszym etapie kucia. Podobnie jak w technologii tradycyjnej, metal w końcowym etapie kucia jest przemieszczany w obszar wypływki. Potwierdza to również analiza pól wektorów prędkości płynięcia metalu przedstawiona na rysunkach 3.24g i 3.24h. Dla analizowanej odkuwki wirnika najbardziej korzystne są procesy przemieszczania metalu przedstawione na rysunkach 3.24d i 3.24e. W połowie promienia odkuwki występuje strefa neutralna, która rozdziela pola przemieszczania wektorów prędkości płynięcia, zapewniając poprawne wypełnienie wykroju matrycy przy minimalnym wypływie na zewnątrz. Konsekwencją dużego nadmiaru metalu lub przemieszczania ze strefy środkowej w obszar wypływki w ostatnim etapie kucia jest znaczny udział naprężeń hydrostatycznych, powodujących występowanie naprężeń płynięcia powyżej 1000 MPa (rys. 3.25 poz. Aa, Ab, Bg). Biorąc pod uwagę najkorzystniejsze obciążenie narzędzi, przy jednocześnie poprawnym wypełnieniu wykroju matrycy dla analizowanej odkuwki, należy zastosować wstępne spęczanie do wysokości H = 70 mm z wsadu o wymiarach H 0 = = 220 mm i średnicy D 0 = 110 mm (rys. 3.25, poz. Bb). W tym przypadku maksymalna wartość naprężeń w końcowym etapie kucia wynosi około 600 MPa. Zwiększenie smukłości wsadu w procesie kucia z ograniczoną wypływką gwarantuje wprawdzie poprawne wypełnienie środkowej części odkuwki, lecz powoduje wzrost całkowitego naprężenia płynięcia plastycznego do 900 MPa (rys. 3.25, poz. Bc, Bd, Be). ROZDZIAŁ 3 Rys. 3.25. Maksymalna wartość naprężeń w procesie kucia odkuwki wirnika: A kucie tradycyjne, B kucie z ograniczoną wypływką Na rysunku 3.26 przedstawiono rozkład izolinii naprężeń w odkuwce wirnika w ostatnim etapie kucia. Wspólną cechą przedstawionych rozkładów naprężeń jest ich minimalna wartość w obszarze wypływki, gdzie waha się w przedziale od 100 do 200 MPa. W przypadku matryc całkowicie zapełnionych w całym obszarze odkuwki, przy końcowej odległości między matrycami w obszarze mostka wypływki h = 2,3 mm, naprężenia są ściskające (rys. 3.26a, 3.26c, 3.26d). W niewypełnionym obszarze wykroju, tj. osi wirnika, co jest konsekwencją kształtu przedkuwki uzyskanej w procesie spęczania do wysokości H = 50 mm, występują naprężenia rozciągające (rys. 3.26b). Obszar odkuwki w części zewnętrznej wykonanej z wsadu spęczonego do wysokości 50 mm jest poprawnie wypełniony przy naprężeniach około 550 MPa. Świadczy to o tym, że przy przyjętych warunkach brzegowych obliczeń numerycznych procesu kucia wirnika jest to minimalna wartość wystarczająca do uzyskania poprawnej odkuwki, jeśli nie wystąpią niekorzystne przemieszczenia metalu w ostatnim etapie kucia.

72 Kucie stali Rozdział 3 Rys. 3.26. Rozkład naprężeń w odkuwce wirnika przy minimalnej założonej odległości matryc: a) proces tradycyjny, b d) ograniczona wypływka Całkowite obciążenie prasy zastosowanej do kucia dla kilku charakterystycznych procesów, przedstawiono na rysunku 3.27. Pominięto pierwszy etap kucia, do gniotu wynoszącego 70% całkowitego przemieszczenia matrycy górnej, gdyż różnice w wielkości obciążenia prasy są nieznaczne dla wszystkich analizowanych kształtów wsadu. Konsekwencją niewypełnienia wykroju w środkowej części odkuwki jest siła kucia dwukrotnie niższa w ostatnim etapie (wsad spęczony do 50 mm, rys. 3.27b) niż w przypadku wsadu nieznacznie spęczonego (do 200 mm, rys. 3.27e). Całkowita siła nacisku prasy dla optymalnego kształtu przedkuwki jest o około 30% niższa niż w przypadku wsadu, który powoduje przemieszczanie metalu w ostatnim etapie kucia do wypływki (rys. 3.27, poz. a i d). Rys. 3.27. Wpływ kształtu przedkuwki na siłę kucia w ostatnim etapie przemieszczania matrycy: a) proces tradycyjny, b e) minimalna wypływka przy różnych stopniach spęczania przedkuwki (wysokość przedkuwki:b 50 mm, c 85 mm, d 120 mm, e 200 mm)

Kucie stali 73 Wyznaczenie kształtu przedkuwki gwarantujące poprawne wykonanie odkuwki, przy założeniu minimalnego nadmiaru wsadu, oparto o analizę pól wektorów prędkości płynięcia metalu w ostatnim etapie kucia. Najbardziej korzystne warunki płynięcia w ostatnim etapie kucia w matrycy występują dla zmiennych zwrotów wektorów prędkości płynięcia, tzw. rozdzielnych stanów odkształceń, przedzielonych obszarami neutralnymi. Zastosowanie kucia w matrycach otwartych z ograniczoną wypływką sprzyja znacznemu zmniejszeniu obciążenia matryc w ostatnim etapie kucia. Poprawne wypełnienie wykroju, dla analizowanej odkuwki wirnika, uzyskuje się przy dwukrotnie mniejszym nacisku jednostkowym, niż w procesie kucia metodą tradycyjną. Minimalną wartość naprężeń płynięcia w ostatnim etapie kucia, gwarantującą poprawne wypełnienie wykroju, ustala się przy jednoczesnym i równomiernym zapełnieniu wykroju w obszarach utrudnionego płynięcia. Na prasie o nacisku 5 MN przedstawiona wyżej odkuwka modelowa wirnika może być wykonana w odpowiedniej skali. Literatura [3.1] Barington N., Black M.: Aerospace Materials and Manufacturing Processes at the Millenium. In: Aerospace Materials, Institute of Physics Publishing, 2002, pp. 3-14. [3.2] Brown W.F. Jr.: Aerospace Structural Metals Handbook. Code 1224, Metals and Ceramics Information Center, 1989, pp. 1-30. [3.3] Davis D.P.: Structural Steels. In: High Performance Materials in Aerospace. Chapman & Hall, 1995, pp. 151-181. [3.4] Davis J.R.: Carbon and Alloy Steels. In: Alloying: Understanding the Basics. ASM International, 2001, p. 190. [3.5] Dziedzic M., Skubisz P.: Zastosowanie programu TTSteel do opisu krzywych dylatometrycznych stali typu DP. III Konferencja Naukowa, 19-21 października 2005 r. Ustroń, Kraków, Wydawnictwo Naukowe Akapit, 2005, ss. 273-278. [3.6] Guy A.G.: Heat Treatment of Steel. In: Elements of Physical Metallurgy. Addison- Wesley, 2 nd edition, 1959, pp. 465-494. [3.7] Hall A.M. Sr.: Introduction to Today s Ultrahigh-Strength Structural Steels. STP 498, American Society for Testing and Materials, 1971. [3.8] Łukaszek-Sołek A., Bednarek S., Krawczyk J., Bała P., Augustynek-Pieniążek J., Płodzień M.: Analiza procesu kucia odkuwki kołnierza ze stali 300M. XXXIX Szkoła Inżynierii Materiałowej: Kraków-Krynica, 27-30 IX 2011; Prace XXXIX Szkoły Inżynierii Materiałowej, ss. 477-480. [3.9] Majta J.: Odkształcanie i własności. Stale mikroskopowe. Wybrane zagadnienia. Uczelniane Wydawnictwa Naukowo-Dydaktyczne, Kraków, 2008. [3.10] McGee R.L., Campbell J.E., Carlson L.R., Manning G.K.: The Mechanical Properties of Certain Aircraft Structural Metals at Very Low Temperature. WADC TR 58-386, Wright Air Development Center, Nov. 1958. [3.11] Peterman L., Jones R.L.: Effects of Quenching Variables on Fracture Toughness of D-6ac Steel Aerospace Structures. Met. Eng. Q., Vol. 15 (No. 2), May 1975, p. 59. ROZDZIAŁ 3

74 Kucie stali Rozdział 3 [3.12] Sińczak J., Łukaszek-Sołek A., Skubisz P., Bednarek S.: Kucie matrycowe odkuwki kołnierza z zastosowaniem obróbki cieplnoplastycznej. Hutnik Wiadomości Hutnicze, 2007, 3, ss. 187-191. [3.13] Skubisz P., Łukaszek-Sołek A., Sińczak J., Bednarek S.: Drop Forging of HSLA Steel with Application of Thermomechanical Treatment. Advanced Metal Forming Processes in Automotive Industry, preceedings of the 1 st International Lower Silesia Saxony Conference AutoMetForm, 6-9 May 2008, Wrocław, pp. 173- -281. [3.14] Skubisz P., Sińczak J., Bednarek S., Łukaszek-Sołek A.: Effect of Deformation Degree on Properties of Forgings after Thermomechanical Treatment. Metallurgy and Foundry Engineering vol. 32, 2006, 2, pp. 107-115. [3.15] Smith W.F.: Alloy Steels. In: Structure and Properties of Engineering Alloys. McGraw-Hill, Inc., 2 nd edition, 1993, pp. 125-173.

4. Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności 4.1. Charakterystyka procesu kucia izotermicznego Kucie izotermiczne polega na odkształcaniu metalu w matrycy podgrzanej do temperatury równej lub niewiele niższej od temperatury odkształcanego materiału wsadowego. W związku z tym kucie izotermiczne, np. stopów wysokotopliwych, wymaga podgrzewania matryc do temperatury ponad 1000 C. Jest to podstawowa bariera ograniczająca zakres zastosowania kucia izotermicznego [4.5, 4.6]. Niektóre nowe materiały o specjalnych własnościach eksploatacyjnych cechują się małą plastycznością i otrzymywanie z nich wyrobów kutych jest trudne lub wręcz niemożliwe metodami tradycyjnego kucia. Dotyczy to między innymi stopów tytanu, stali żaroodpornych i innych materiałów, w tym również stopów niklu. Materiały te są stosunkowo plastyczne, jeśli ich odkształcanie odbywa się w warunkach izotermicznych. Dodatkową zaletą omawianego procesu kucia jest możliwość otrzymywania detali o dużym stosunku powierzchni do objętości z zachowaniem wymagań kucia dokładnego na gorąco. Zastosowanie kucia izotermicznego upraszcza procesy technologiczne wytwarzania elementów o złożonych kształtach z materiałów o niskiej plastyczności. Podstawową cechą kucia izotermicznego jest możliwość prowadzenia procesu z bardzo małą prędkością odkształcenia, co ma duże znaczenie przy kuciu stopów wrażliwych na prędkość odkształcenia, np. stopów tytanu. Dzięki jednakowej temperaturze narzędzia i wsadu, w procesie kucia izotermicznego wyeliminowane jest ochłodzenie materiału przez matryce [4.9]. Należy zaznaczyć, że nadmiernego ochłodzenia wsadu przez matryce unika się zazwyczaj w procesie kucia na maszynach kuźniczych szybkobieżnych, celowo stosowanych do kucia materiałów wrażliwych na naprężenia termiczne, lecz nieczułych na prędkość odkształcenia. Równomierność temperatury narzędzia i odkształcanego materiału przyczynia się do wzrostu równomierności odkształcenia. Różnica w charakterze odkształcenia jest szczególnie odczuwalna przy kuciu odkuwek o dużym stosunku pola powierzchni przekroju poprzecznego do ich objętości. Na rysunku 4.1 pokazano zmiany nacisku jednostkowego w zależności od stopnia odkształcenia przy kuciu stopu tytanu Ti-6Al-4V w warunkach konwencjonalnych (krzywa 1) na prasie korbowej i w warunkach izotermicznych na prasie hydraulicznej (krzywa 2). W analizowanym przypadku stwierdzono około dwukrotne obniżenie nacisku jednostkowego podczas kucia izotermicznego. Dla niektórych materiałów nacisk jednostkowy w procesach izotermicznego odkształcania może się zmniejszyć nawet dziesięciokrotnie. Do wad procesu kucia izotermicznego zalicza się niższą w porównaniu z kuciem tradycyjnym wydajność, konieczność stosowania specjalnego oprzyrządowania grzewczego i związanej z tym izolacji cieplnej zespołu matryc od pozostałych części agregatu Rozdział 4

76 Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności kuźniczego. Obniżoną wydajność procesu częściowo kompensuje wyeliminowanie wykańczającej obróbki mechanicznej, dzięki otrzymaniu odkuwek bez naddatków, co czyni kucie izotermiczne bardziej opłacalnym [4.10]. Również poważną trudność stanowi dobór odpowiednich materiałów żarowytrzymałych na narzędzia, szczególnie do kucia izotermicznego stopów wysokotopliwych. Rys. 4.1. Zależność nacisku jednostkowego od odkształcenia w procesie kucia konwencjonalnego (KK) i izotermicznego (KI) Rozdział 4 W odróżnieniu od kucia konwencjonalnego, kucie izotermiczne nie powoduje niekorzystnego oddziaływania udarów cieplnych i gradientu temperatury w przekroju poprzecznym matryc. Rozkład temperatur w matrycy w procesie nieprzerwanego kucia konwencjonalnego i izotermicznego pokazano na rysunku 4.2. Linie zaznaczone na rysunku 4.2 literami przedstawiają zmiany temperatury matrycy w różnej odległości od powierzchni wykroju podczas kucia 60 odkuwek w sposób rytmiczny. Jak należało się spodziewać, najwyższą temperaturę i jednocześnie największe wahania temperatury, występują w pobliżu powierzchni wykroju (krzywa A na rys. 4.2). W procesie kucia izotermicznego temperatura w każdym punkcie matrycy jest stała i nie wykazuje wahań (krzywa górna na rys. 4.2). Rys. 4.2. Rozkład temperatur w przekroju matrycy w procesie nieprzerwanego kucia: A przy powierzchni wykroju matrycy, B w połowie grubości ścianki matrycy, C przy powierzchni zewnętrznej matrycy, KI temperatura matrycy przy kuciu izotermicznym

Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności 77 Zmiana wytrzymałości matryc może nastąpić w wyniku naprężeń termicznych i strukturalnych. W procesie kucia izotermicznego główną rolę odgrywają naprężenia strukturalne i one decydują o trwałości narzędzi. Z tego względu, w celu zachowania odpowiedniej trwałości matryc, należy wykonywać je z materiałów cechujących się niską czułością na strukturalne naprężenia warstwy powierzchniowej [4.2]. W procesie kucia izotermicznego zmienia się także charakter zużycia matrycy. Nie występuje tu, charakterystyczne dla kucia konwencjonalnego, zwiększanie się wymiarów poprzecznych wykroju. Regeneracja narzędzi wykonanych przez odlewanie z żarowytrzymałych stopów sprowadza się jedynie do poprawy promieni zaokrągleń, zmian przekrojów poprzecznych, pod warunkiem, że zmiana wymiarów wykroju nie przekracza 0,1 mm po 400 do 600 cyklach kucia. Z praktyki przemysłowej wynikają pewne wymagania, które muszą spełniać matryce do pracy w warunkach izotermicznych: odporność na utlenienie, wytrzymałość na ścieranie w podwyższonej temperaturze, wysoką wytrzymałość na naprężenia w podwyższonej temperaturze. W celu zachowania stałej temperatury odkształcanego metalu w całym cyklu kucia, buduje się specjalne bloki izotermiczne o konstrukcji pokazanej na rysunku 4.3. ROZDZIAŁ 4 Rys. 4.3. Konstrukcja matrycy do kucia izotermicznego: 1 matryca, 2 oprawa matrycy, 3 wkładka centrująca, 4 stempel, 5 elementy grzejne Są to matryce z zamontowanymi elementami grzejnymi gwarantującymi stałą temperaturę narzędzi, równą lub niewiele niższą w odniesieniu do temperatury kucia danego materiału. W praktyce istnieją trudności w równomiernym nagrzewie matryc, szczególnie odkuwek o dużych wymiarach (powyżej 500 mm). Stąd istnieje trudność ścisłej oceny parametrów procesu kucia, np. nacisku jednostkowego, podczas występowania różnicy temperatur narzędzia i wsadu, głównie w przypadku kucia stopów tytanu. Stwierdzono, że przy różnicy temperatur między matrycą i odkształcanym materiałem wynoszącej 100 C występuje około 10% wzrost nacisku jednostkowego,

78 Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności natomiast przy różnicy temperatur 200 C wzrost ten wynosi już około 80% (rys. 4.4). Zadawalające własności wyrobów stalowych, kutych z zastosowaniem procesu izotermicznego, osiąga się, gdy różnica temperatur w przekroju materiału nie przekracza 15 C. Rys. 4.4. Wpływ różnicy temperatury wsadu i matrycy na wzrost nacisku jednostkowego w procesie kucia stopu tytanu Ti-6Al-4V 4.2. Zastosowanie kucia izotermicznego Rozdział 4 Kucie izotermiczne ma najczęściej zastosowanie dla materiałów średnio- i wysokotopliwych wykazujących dużą kruchość podczas odkształcania z prędkością stosowaną w tradycyjnych technologiach przeróbki plastycznej [4.4]. Przykładem takiego materiału jest stop Ti-Al6-V4-Sn2 stosowany w lotnictwie (rys. 4.5). Obniżenie prędkości odkształcania do 0,04 mm/s umożliwia plastyczne odkształcanie tego stopu i jednocześnie znacznie zmniejsza nacisk jednostkowy w procesie kucia. Rys. 4.5. Zależność średniego nacisku jednostkowego od temperatury kucia izotermicznego stopu Ti-Al6-V4-Sn2 przy różnych prędkościach suwaka prasy Ocena wpływu siły nacisku prasy na wypełnienie wykroju matrycy przedstawiona jest na rysunku 4.6. Krzywe przedstawiają wpływ siły nacisku na wysokość żebra przy stałej jego grubości oraz wpływ siły nacisku na grubość żebra przy jego stałej wysokości. Zależności podano przy temperaturze 900 C dla stopu Ti-Al6-V4-Sn2.

Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności 79 Rys. 4.6. Wpływ wielkości siły nacisku na wymiary żeber w procesie kucia izotermicznego stopu Ti-Al6-V4-Sn2 przy temperaturze 900 C W procesie kucia izotermicznego w matrycy zamkniętej, w celu wyeliminowania nadmiernego przyrostu siły w ostatnim etapie kucia, również przewiduje się kompensację nadmiaru materiału. Dla odkuwki przedstawionej na rysunku 4.7 nadmiar materiału jest wyciskany w środkowej strefie. Kształt odkuwki oraz sposób kompensacji nadmiaru materiału determinuje zależność siły nacisku w funkcji drogi stempla (rys. 4.8). W przypadku analizowanej odkuwki można wyróżnić trzy charakterystyczne etapy odkształcenia, niezależnie od warunków odkształcania. Obliczenia numeryczne procesu kucia odkuwki pokazanej na rysunku 4.8 ze stopu Ti-6A1-4V przy temperaturze początkowej wsadu 900 C w warunkach konwencjonalnych (KK) i izotermicznych (KI) wskazują na istotny wpływ sposobu kucia na całkowitą siłę nacisku. Szczególnie wyraźna różnica występuje w ostatnim trzecim etapie kucia. W przypadku analizowanego stopu stwierdzono około czterokrotne obniżenie siły nacisku przy kuciu w warunkach izotermicznych. ROZDZIAŁ 4 Rys. 4.7. Kucie w matrycy zamkniętej z kompensatorem w środku odkuwki Rys. 4.8. Zależność siły nacisku od odkształcenia w procesie kucia konwencjonalnego (KK) i izotermicznego (KI) odkuwki wykonanej ze stopu Ti-6Al-4V przy początkowej temperaturze wsadu 900 C i temperaturze matryc odpowiednio 300 C oraz 900 C

80 Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności Zalety kucia izotermicznego uwidaczniają się dla odkuwki pokazanej na rysunku 4.9, dla wykonania której zastosowano matryce dzielone (rys. 4.10). Podgrzanie matryc do temperatury równej lub niewiele niższej od temperatury odkształcanego materiału sprzyja równomiernemu rozkładowi własności w odkuwce dzięki nieznacznemu gradientowi temperatury (rys. 4.11), korzystnemu rozkładowi odkształceń i kontrolowanemu przemieszczaniu materiału (rys. 4.12). Obniżona trwałość narzędzi przy ich wysokiej temperaturze jest kompensowana znacznie mniejszą siłą potrzebną do wykonania odkuwki w warunkach izotermicznych (rys. 4.13). Rys. 4.9. Fragment odkuwki cienkościennej Rys. 4.10. Konstrukcja matryc dzielonych i ułożenie wsadu do kucia odkuwki przedstawionej na rysunku 4.9 Rozdział 4 Rys. 4.11. Rozkład temperatury w odkuwce kutej w warunkach: a) izotermicznych, b) konwencjonalnych Rys. 4.12. Rozkład intensywności odkształcenia w odkuwce kutej w warunkach: a) izotermicznych, b) konwencjonalnych

Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności 81 Rys. 4.13. Siła w procesie kucia: kk konwencjonalnego, ki izotermicznego Przyjęte w obliczeniach numerycznych małe prędkości przemieszczenia stempla przy kuciu odkuwki charakteryzującej się dużym gradientem zmiany kształtu oraz jednoczesne zastosowanie podgrzewania matryc sprzyja większej równomierności rozkładu intensywności odkształcenia. Największą równomierność intensywności odkształcenia uzyskano w procesie kucia, w którym zapewniono nadplastyczne warunki płynięcia, tj. prócz stałej temperatury odkształcanego materiału, również bardzo małą prędkość odkształcenia, wynoszącą 0,001 s 1. Mimo bardzo złożonego kształtu analizowanej odkuwki i zastosowanej technologii jej wykonania, polegającej na bocznym wyciskaniu, wielkość siły wyciskania żebra jest czterokrotnie mniejsza, jeśli odkształcanie odbywa się w warunkach nadplastycznych oraz dwukrotnie mniejsza, gdy odkształcanie odbywa się w warunkach izotermicznych, tj. z prędkością tysiąckrotnie większą w porównaniu z odkształcaniem nadplastycznym. Z tego względu kucie izotermiczne może być alternatywną technologią kształtowania odkuwek o złożonych kształtach wykonywanych ze stopów wysokotopliwych na prasach o niewielkich naciskach, jeśli nie musi być spełniony warunek równomiernego rozkładu odkształcenia w całej objętości odkuwki. ROZDZIAŁ 4 4.3. Wpływ tarcia i temperatury matryc w procesie kucia izotermicznego Wpływ tarcia analizowano w oparciu o obliczenia numeryczne procesu kucia odkuwki felgi przedniego koła samolotu [4.1] (rys. 4.14) wykonywanej z dwufazowego stopu tytanu Ti-6Al-2Mo-2Cr-Fe-Si. Założono stałą temperaturę wsadu i narzędzi oraz prędkość odkształcania. Zmiennym parametrem był czynnik tarcia, determinowany zastosowanym środkiem smarującym. Porównano wyniki obliczeń numerycznych procesu dla trzech wariantów tarcia. Oceny procesu dokonano w oparciu o mapy rozkładu pracy plastycznego płynięcia, temperatury i naprężeń średnich. Założono, że odkształcenie będzie się odbywać w zakresie dwufazowym α+β, dlatego do obliczeń numerycznych przyjęto początkową temperaturę wsadu 920 C. Założono temperaturę narzędzi 900 C i prędkość odkształcania (przesuwu trawersy górnej suwaka prasy) 1 mm/s. Własności fizykochemiczne odkształcanego metalu

82 Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności przyjęto według danych wyznaczonych dla stopu tytanu Ti-6Al-2Mo-2Cr-Fe-Si, zakładając lepkoplastyczny model ciała. Tarcie powierzchniowe między metalem a narzędziami było determinowane założonym w modelowaniu środkiem smarującym (na bazie szkła i grafitu, grafitu i MoS 2 ). Rys. 4.14. Podstawowe wymiary (a) i widok odkuwki felgi koła samolotu (b): 1 piasta, 2 bęben, 3 pierścień zaciskowy, 4 bandaż Rozdział 4 Czynnik tarcia oraz współczynnik przejmowania ciepła dla analizowanych smarów przedstawiono w tabeli 4.1. Zagadnienie rozważano jako osiowosymetryczne. Rysunek 4.15 przedstawia pośrednie etapy kształtowania analizowanej odkuwki felgi koła samolotu. Tabela 4.1. Wartość czynnika tarcia oraz współczynnik przejmowania ciepła smarów zastosowanych do kucia felgi Smar na bazie Czynnik tarcia, m Współczynnik przejmowania ciepła, W/m 2 K Szkła i grafitu 0,8 1700 Grafitu 0,4 4500 MoS 2 0,5 3000 Rys. 4.15. Etapy kucia felgi koła samolotu: 1 matryca górna, 2 matryca dolna, 3 wsad Na rysunkach 4.16, 4.17 i 4.18 przedstawiono mapki rozkładu pracy plastycznego płynięcia, temperatury i naprężeń średnich w przekroju odkuwki felgi koła samolotu wykonanej przy trzech wariantach tarcia. Zastosowane smary, w założonych do analizy warunkach kształtowania odkuwki felgi koła samolotu, mają mały wpływ na

Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności 83 gradient pracy odkształcenia (rys. 4.16). Nieznaczne różnice występują w lokalizacji i kształcie stref dla poszczególnych wartości. Maksymalne wartości pracy plastycznego płynięcia koncentrują się w części zacisku bandaża felgi (500 650 MJ/m 3 ), a także w połączeniu bębna z bandażem odkuwki i przejściu bębna w piastę (450 500 MJ/ m 3 ), co jest związane z przemieszczaniem się dużych ilości materiału w tych obszarach. Duża wrażliwość naprężenia na prędkość odkształcenia stopu Ti-6Al-2Mo-2Cr-Fe-Si powoduje, że lokalny wzrost prędkości odkształcenia prowadzi w nim do wzrostu naprężenia i umocnienia, a tym samym do przeniesienia odkształcenia w kształtowane obszary odkuwki. Rys. 4.16. Rozkład pracy plastycznego płynięcia (MJ/m 3 ) w odkuwce dla różnych smarów: a) szkło + grafit, b) grafit, c) MoS 2 Dla analizowanych warunków kucia temperatura w przekroju odkuwki zawiera się w przedziale 900 960 C (rys. 4.17). Minimalna temperatura determinowana jest temperaturą narzędzi, natomiast maksymalna zależy od zastosowanego środka smarującego. Maksymalna temperatura (960 C) występuje w obszarze połączenia bębna z bandażem felgi kształtowanej z użyciem smaru na bazie szkła i grafitu (rys. 4.17a). Mały czynnik tarcia smaru ułatwia odkształcanie, na skutek czego generuje się dużo ciepła, jednak niski współczynnik przejmowania ciepła utrudnia jego odprowadzanie z odkuwki. Dodatkowo obszar połączenia bębna z bandażem jest największy pod względem objętości w całej cienkościennej odkuwce. Grubość bębna wynosi 5 mm, natomiast maksymalna grubość bandaża (przy przejściu w bęben) ponad 10 mm. Dla pozostałych smarów maksymalne temperatury zlokalizowane są w analogicznych obszarach, jednak ze względu na ich właściwości wynoszą odpowiednio 950 C dla smaru grafitowego (rys. 4.17b) i 955 C dla smaru na bazie MoS 2 (rys. 4.17c). Największy spadek temperatury występuje w obszarze piasty koła. Długi czas kucia (25,6 s) w warunkach bliskich izotermicznym powoduje ochłodzenie piasty do temperatury 900 C, tj. założonej temperatury narzędzi. Rozkład wartości naprężeń średnich (rys. 4.18) jest parametrem, dla którego rodzaj użytego środka smarującego ma znaczący wpływ. Im większy czynnik tarcia między materiałem a narzędziami, tym naprężenia ściskające w odkuwce są większe. Największe wartości naprężeń skoncentrowane są w przejściu bębna w piastę odkuwki i przy odkształcaniu ze środkiem smarnym MoS 2 wynoszą 1800 1900 MPa (rys. 4.18c). Zastosowanie do smarowania środka na bazie mieszanki szkła i grafitu powoduje ponad dwukrotne obniżenie ich bezwzględnej wartości na 800 860 MPa (rys. 4.18a). Wysoka wartość naprężeń w ostatnim etapie kucia jest wynikiem udziału składowej naprężeń hydrostatycznych jako efekt kucia bezwypływkowego. ROZDZIAŁ 4

84 Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności Rys. 4.17. Rozkład temperatury ( C) w odkuwce dla różnych smarów: a) szkło + grafit, b) grafit, c) MoS 2 Rozdział 4 Rys. 4.18. Rozkład naprężeń średnich (MPa) w odkuwce dla różnych smarów: a) szkło + grafit, b) grafit, c) MoS 2 Wyniki obliczeń numerycznych przebiegu siły nacisku prasy w procesie kucia felgi koła samolotu przy różnych środkach smarujących przedstawiono na rysunku 4.19. Symulacja numeryczna procesu kształtowania odkuwki wskazuje na zdecydowane obniżenie siły w ostatnim etapie przy smarze o małym czynniku tarcia. Rys. 4.19. Wpływ środka smarującego na siłę nacisku podczas procesu kucia felgi Przy kuciu izotermicznym cienkościennej odkuwki (felgi koła samolotu) mały czynnik tarcia smaru na bazie szkła i grafitu ułatwia odkształcanie, na skutek czego

Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności 85 generuje się dużo ciepła, jednak jego niski współczynnik przejmowania ciepła powoduje kumulację energii, co może powodować lokalne przegrzanie materiału (szczególnie w obszarze połączenia bębna z bandażem). Zastosowanie środka smarującego na bazie grafitu czyli o większej wartości czynnika tarcia powoduje większy opór odkształcanego materiału, jednak duży współczynnik przejmowania ciepła tego smaru ułatwia jego odprowadzanie z odkuwki. Należy pamiętać o tym, że mały gradient temperatury w odkuwce przyczynia się do wzrostu równomierności odkształcenia, dzięki czemu uzyskuje się wysokie własności eksploatacyjne, jednorodne w całej objętości. Dobór smaru dla danego procesu kucia stanowi istotną przesłankę w pośrednim prognozowaniu jakości wyrobu i trwałości narzędzi, na podstawie znajomości danych ilościowo-jakościowych stanu odkształceń i naprężeń oraz rozkładu temperatury w objętości odkuwki z dwufazowego stopu tytanu Ti-6Al-2Mo-2Cr-Fe-Si. Smary o dużym czynniku tarcia, mimo iż zwiększają koszty energetyczne i zużycie narzędzi, stosowane są ze względu na zapewnienie wypełnienia wykroju, którego możemy nie uzyskać przy smarach o mniejszym czynniku tarcia. Poza czynnikiem tarcia ważne są także inne parametry, w tym współczynnik przejmowania ciepła, które wpływają na zachowanie materiału podczas kształtowania. Porównanie warunków kucia konwencjonalnego i izotermicznego w pracy [4.3] wykonano dla odkuwki tarczy turbiny (rys. 4.20) wytwarzanej ze stopu Inconel 718. Proces analizowano jako jednozabiegowy lub dwuzabiegowy ze wstępnym spęczeniem. W analizie uwzględniono również wpływ warunków smarowania. Alternatywne warianty opisano na rysunku 4.21. Założono prędkość przesuwu trawersy dla wszystkich analizowanych przypadków 10 mm/s. W obliczeniach przyjęto wymiary początkowe wsadu z uwzględnieniem strat na wypływkę oraz zgorzelinę: H 0 = 600 mm i D 0 = 530 mm. ROZDZIAŁ 4 Rys. 4.20. Tarcza turbiny: a) podstawowe wymiary, b) widok Rys. 4.21. Warianty obliczeń numerycznych procesu kucia tarczy turbiny

86 Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności Kucie jednozabiegowe (wariant 1) przeprowadzono dla dwóch różnych temperatur narzędzi, trzech temperatur wsadu oraz trzech smarów o różnej charakterystyce tribologicznej. Dla tej technologii kucia bezpośrednio z wsadu (rys. 4.22) we wszystkich analizowanych wariantach wystąpiły zakucia. Przykładowe rozkłady naprężeń średnich w odkuwkach kutych w początkowej temperaturze 1050 C wraz z zaznaczeniem obszarów, w których pojawiły się zakucia, przedstawiono na rysunku 4.23. Rys. 4.22. Początek (a) i koniec (b) procesu kucia w jednym zabiegu Rozdział 4 Rys. 4.23. Rozkład naprężeń średnich z zaznaczonymi zakuciami w odkuwce tarczy turbiny wykonanej z wsadu o temperaturze początkowej 1050 C Na podstawie wartości siły w ostatnim etapie kucia z wyników obliczeń numerycznych dokonano oceny wpływu warunków smarowania oraz temperatury narzędzi na proces kształtowania (rys. 4.24). Weryfikacji dokonano w oparciu o wszystkie analizowane warianty kucia.

Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności 87 Rys. 4.24. Wartość siły (MN) w ostatnim etapie kształtowania z założoną temperaturą narzędzi 300 C (a) i 600 C (b) Kucie dwuzabiegowe (wariant 2) w warunkach konwencjonalnych przeprowadzono dla analogicznych temperatur wsadu i narzędzi oraz smarów jak poprzednio. Dla tej technologii (rys. 4.25) zmieniano także gniot podczas spęczania w pierwszym zabiegu. ROZDZIAŁ 4 Rys. 4.25. Początek (a) i koniec (b) procesu kucia: I spęczanie, II kucie na gotowo Parametrami, dla których osiągnięto zadowalające wyniki (poprawne wypełnienie wykroju) są: smar grafitowo-szklany (m = 0,08), gniot w pierwszym zabiegu równy 50% i wszystkie trzy temperatury, do których nagrzewany był wsad: 950 C, 1000 C, 1050 C. Przykładowe rozkłady naprężeń średnich dla tych przypadków przedstawiono na rysunku 4.26.

88 Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności Rozdział 4 Rys. 4.26. Rozkład naprężeń średnich w odkuwce tarczy turbiny wykonanej w dwóch zabiegach Maksymalne wartości siły osiągnięte w drugim zabiegu kucia tarczy turbiny w warunkach konwencjonalnych zestawiono w tabeli 4.2. Tabela 4.2. Maksymalne wartości siły w drugim zabiegu kucia Temperatura narzędzi 300 C Temperatura narzędzi 600 C Gniot Czynnik tarcia 0,08 0,50 0,80 0,08 0,50 0,80 Temperatura wsadu 950 C 70 27,55 MN 26,77 MN 27,57 MN 21,84 MN 26,55 MN 26,98 MN 50 10,13 MN 26,04 MN 28,00 MN 9,99 MN 24,03 MN 27,43 MN 20 27,62 MN 28,07 MN 28,64 MN 22,74 MN 27,06 MN 28,74 MN Temperatura wsadu 1000 C 70 24,97 MN 26,77 MN 27,57 MN 21,84 MN 26,55 MN 27,26 MN 50 9,98 MN 26,04 MN 28,00 MN 9,99 MN 24,03 MN 27,61 MN 20 27,62 MN 28,07 MN 28,64 MN 22,74 MN 27,06 MN 27,78 MN Temperatura wsadu 1050 C 70 24,97 MN 26,77 MN 27,57 MN 21,84 MN 26,55 MN 26,78 MN 50 19,93 MN 26,04 MN 28,00 MN 9,99 MN 24,03 MN 23,19 MN 20 27,62 MN 28,07 MN 28,64 MN 22,74 MN 27,06 MN 25,11 MN

Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności 89 Wyróżniające się wyniki dotyczą przypadku kucia ze smarem o najmniejszym czynniku tarcia, z uwzględnieniem 50% gniotu wstępnego spęczenia. Dla tych przypadków w etapie kształtowania na gotowo występują znacznie niższe siły w porównaniu z pozostałymi wariantami. W pozostałych przypadkach wpływ tarcia oraz początkowy gniot nie wpływa wielkość siły w końcowym etapie kucia. Kucie dwuzabiegowe (wariant 3) w warunkach izotermicznych przeprowadzono dla dwóch temperatur wsadu i narzędzi 950 C oraz 1000 C oraz smaru o pośrednim czynniku tarcia. Dla tej technologii zmieniano także gniot podczas spęczania w pierwszym zabiegu. Poprawną jakość odkuwki uzyskano dla (rys. 4.27): kucia dwuzabiegowego z 50% gniotem w pierwszej operacji, w temperaturze 950 C, kucia dwuzabiegowego z 70% gniotem w pierwszej operacji, w temperaturze 1000 C. Rys. 4.27. Rozkład naprężeń średnich w odkuwkach wykonanych w warunkach izotermicznych Siły uzyskane w opisanych technologiach kucia izotermicznego w wykroju matrycującym na gotowo wynoszą odpowiednio 21,63 MN dla kształtowania w temperaturze 950 C oraz 18,98 MN dla kucia w temperaturze 1000 C. Wartości naprężeń średnich są bardzo wysokie, co stanowi zasadniczą barierę zasadności stosowania omawianej technologii do wytwarzania detali maszyn z stopów niklu o tym lub zbliżonym składzie chemicznym. Zasadność kucia izotermicznego stopu Inconel 718 analizowano na przykładzie kształtu łopatki turbiny [4.13]. Z uwagi na złożony kształt łopatki (rys. 4.28a) w obliczeniach numerycznych przyjęto dwa kształty wsadu: pierwszy wsad (rys. 4.28b) został opracowany na podstawie idealnej przedkuwki i przedstawia bryłę obrotową mającą poprzeczne przekroje równe sumie odpowiednich przekrojów odkuwki i wypływki, drugi wsad w przekroju poprzecznym ma prostokąt o wymiarach podanych na rysunku 4.28c. Kształt odkuwki łopatki dla obydwóch przyjętych wsadów przedstawiono na rysunku 4.29. Stwierdzono, że poprawne wypełnienie wykroju w obszarze zamka uzyskano dla wsadu w postaci bryły obrotowej. Rozkład odkształceń wyznaczony numerycznie jest zbliżony, co wynika z kształtu i wielkości wypływki. Wartość intensywności odkształcenia przedstawiono na rysunku 4.30. Zgodnie z przewidywaniem, największa nierównomierność odkształcenia jest zlokalizowana w obszarze zamka. ROZDZIAŁ 4

90 Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności Rozdział 4 Rys. 4.28. Podstawowe wymiary: a) łopatki, b, c) wsadu Rys. 4.29. Odkuwka łopatki turbiny wykonana z wsadu w postaci: a) bryły obrotowej, b) prostokąta Rys. 4.30. Rozkład intensywności odkształcenia w odkuwce łopatki

Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności 91 Obliczenia siły nacisku wykonano dla kilku wariantów temperatury narzędzi (500, 700, 950 C) i jednakowej temperatury wsadu, wynoszącej 950 C. Otrzymane wartości sił dla poszczególnych wariantów temperatury matryc przedstawiono na rysunku 4.31. Stwierdzono charakterystyczny gwałtowny przyrost siły w ostatnim etapie kucia dla wszystkich analizowanych wariantów przyjętej temperatury narzędzi. Jednocześnie stwierdzono, że kucie w warunkach izotermicznych pozwala na prawie dwukrotne obniżenie siły kucia w ostatnim etapie kształtowania łopatki w porównaniu z wariantem kucia, w którym temperatura narzędzi jest najniższa. Rys. 4.31. Wpływ temperatury matryc na siłę kucia łopatki turbiny ROZDZIAŁ 4 4.4. Technologia kucia w warunkach podwyższonej plastyczności W pewnych warunkach odkształcenia niektóre metale i stopy metalu wykazują podwyższoną plastyczność zbliżoną do plastyczności szkła i polimerów w temperaturze mięknięcia. Zjawisko to nazwano nadplastycznością. Własności nadplastyczne zostały stwierdzone dla wielu stopów eutektycznych i eutektoidalnych. Stwierdzono również nadplastyczność w stopach o składach bardzo odbiegających od eutektycznego. W odpowiednich warunkach można również uzyskać własności nadplastyczne w czystych metalach. Zjawisko nadplastyczności charakteryzuje się bardzo dużym wydłużeniem, które może przekroczyć nawet 2000% i równomiernym odkształceniem w procesie liniowego rozciągania, przy równoczesnym znacznym zmniejszeniu oporu odkształcenia w stosunku do rozciągania w zwykłych warunkach odkształcenia. Przy odkształceniu w warunkach nadplastycznych struktura metalu nie ulega zmianie; kształt ziarn, nawet po wydłużeniu o ponad 1000%, pozostaje w przybliżeniu równoosiowy, ziarna zachowują swoją identyczność (nie ma rekrystalizacji). Świadczy to o tym, że mechanizm odkształcenia plastycznego w warunkach nadplastyczności różni się zasadniczo od zwykłego odkształcenia plastycznego (poślizgu i bliźniakowania). Istnieje kilka teorii mechanizmu odkształcenia nadplastycznego, można je sprowadzić do dwóch typów: teorii przyjmujących, że proces zależy od odkształcenia zachodzą-

92 Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności Rozdział 4 cego w ziarnach (teorie odkształcenia śródkrystalicznego) oraz teorii wychodzących z założenia, że decydującym mechanizmem odkształcenia jest poślizg na granicach ziarn (teorie odkształcenia międzykrystalicznego). Podstawowymi warunkami, które muszą być spełnione w celu uzyskania dużych odkształceń (charakteryzujących stan nadplastyczny) są: odpowiednia temperatura, prędkość odkształcenia i wielkość ziarn. W celu uzyskania stanu nadplastycznego wymagane jest, aby ziarna były równoosiowe o wielkości 1 2 µm (wymiary ziarn w zwykłych odkształconych metalach wynoszą 10 100 µm). Temperatura, w której najbardziej wyraziście przejawia się stan nadplastyczny, zwykle znajduje się blisko temperatury przemian fazowych. Oprócz temperatury i budowy stopu metalu duży wpływ na efekt nadplastyczności ma również prędkość odkształcenia. Ze względu na niepełną znajomość mechanizmów procesu, podaje się następującą jego definicję: nadplastycznością nazywamy zdolność materiałów do podlegania wielkim odkształceniom plastycznym bez naruszenia wewnętrznej spójności, pojawiającą się w wysokich temperaturach homologicznych pod wpływem naprężeń, których wielkość jest wyjątkowo niska i niezwykle silnie zależna od prędkości odkształcenia. Biorąc powyższe pod uwagę, materiały nadplastyczne cechuje: duże wydłużenie względne i równomierność odkształcenia (np. w próbie rozciągania), silna zależność własności od temperatury, wysoka czułość na prędkość odkształcenia, charakterystyczna drobnoziarnista struktura, równoosiowość ziarn w całym cyklu odkształcenia, odwracalność stanu nadplastycznego. Znane obecnie stopy nadplastyczne można sklasyfikować w zależności od temperatury odkształcenia w trzech grupach. 1. Stopy niskotopliwe, wykazujące nadplastyczność w temperaturze pokojowej, których możliwości zastosowania jako materiałów konstrukcyjnych jest ograniczona. 2. Stopy średniotopliwe, dla których efekt nadplastyczności występuje w temperaturze 200 500 C. Są one najchętniej wykorzystywane ze względu na łatwość uzyskania odpowiednich warunków technologicznych w procesach przeróbki plastycznej. Dodatkową zaletą tych stopów są ich stosunkowo dobre własności wytrzymałościowe w temperaturze pokojowej. 3. Stopy wysokotopliwe wykazują własności nadplastyczne powyżej 500 C. Do tej grupy należą stale, stopy żarowytrzymałe, stopy używane w przemyśle lotniczym, kosmicznym, cermetale, itp. Ze względu na wysoką temperaturę wymaganą w procesie kształtowania tych stopów, napotyka się szereg trudności technicznych, które są główną przyczyną ich niewielkiego wykorzystania. Własności materiałów nadplastycznych najczęściej bada się za pomocą prób rozciągania, spęczania i skręcania. Najbardziej popularna jest próba rozciągania. W próbie rozciągania materiały nadplastyczne osiągają duże wydłużenie względne, w związku z tym najczęściej podaje się jego wartość w charakterystyce własności fizykomechanicznych materiałów. W próbie rozciągania obserwuje się dużą równomierność wydłużenia, bez przewężenia lub z niewielkim przewężeniem, powstałym w chwili utraty

Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności 93 stateczności próbki, spowodowanym zanikiem nadplastycznych własności materiału, niejednorodnością kształtu lub mikrostruktury. Podczas prób rozciągania wartość rzeczywistego naprężenia płynięcia plastycznego σ zależy od wielkości odkształcenia, temperatury, ciśnienia, napięcia powierzchniowego i wielu innych czynników. Jeżeli założymy, że wydłużenie będzie się odbywać w temperaturze przewyższającej 0,4 T T (T T temperatura topnienia), przy małych prędkościach odkształcenia i proces będzie izotermiczny, to naprężenie płynięcia plastycznego jest funkcją wielkości odkształcenia i prędkości odkształcenia. Zależność tę opisuje równanie dσ = σ()d ε ε+ σε ( ) dε (4.1) przy założeniu, że w każdej chwili naprężenie σ zależy od historii odkształcanego materiału i że małe zmiany naprężenia zależą liniowo od małych zmian odkształcenia ε i prędkości odkształcenia ε. Równanie (4.1) można napisać w postaci σ = ε ε (4.2) k n m Jest to empiryczne równanie (konstytutywne) stanu materiału o cechach lepkoplastycznych, a więc materiału, w którym naprężenie płynięcia plastycznego jest czułe zarówno na odkształcenie, jak i na prędkość odkształcenia. Parametr n określa czułość naprężenia płynięcia plastycznego na odkształcenie, a więc podatność do umocnienia przez odkształcenie. Parametr m określa czułość naprężenia płynięcia plastycznego na prędkość odkształcenia, czyli podatność materiału do umocnienia przez prędkość odkształcenia. Wzory (4.1) i (4.2) służą do wyznaczenia parametrów n i m, które można zapisać w postaci n d log σ = d log ε (4.3) m d log σ = (4.4) d log ε W temperaturze wyższej niż 0,4T T w czasie pełzania lub przeróbki plastycznej wartość wykładnika m wzrasta powyżej 0,2, natomiast wykładnik umocnienia n maleje do zera. Wartości m bliskie jedności otrzymuje się przy rozciąganiu gorących szkieł, które charakteryzują się dużą odpornością na tworzenie szyjki. Duża wrażliwość naprężenia na prędkość odkształcenia powoduje, że pojawienie się niejednorodności nie doprowadza do lokalizacji odkształcenia w tym obszarze, lecz, w wyniku lokalnego wzrostu prędkości odkształcenia, doprowadza do wzrostu naprężenia, a w konsekwencji do przeniesienia się odkształcenia na inny obszar. Parametr m, określający czułość naprężenia płynięcia plastycznego na prędkość odkształcenia, jest cechą charakterystyczną materiałów nadplastycznych. Jest on zawarty w przedziale 0,3 < m < 0,8, co zapewnia znaczną odporność na tworzenie szyjki, a tym samym zdolność do wielkich wydłużeń. Istnieje kilka metod pomiaru parametru m. Niektóre z nich oparte są o próbę rozciągania. Polegają na pomiarze wartości sił w dwóch punktach charakterystycznych, np. A i B (rys. 4.32). Zmiana obciążenia w funkcji czasu przedstawiona na wykresie powstaje w wyniku skokowej zmiany prędkości rozciągania z V 1 na V 2. Rozciąganie z większą prędkością prowadzi ROZDZIAŁ 4

94 Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności się do momentu uzyskania stanu ustalonego punkt A. W celu wyznaczenia parametru m dokonuje się ekstrapolacji krzywej dla mniejszej prędkości rozciągania do punktu B, który odpowiada takiemu samemu odkształceniu, jak uzyskanemu przy większej prędkości rozciągania w punkcie A. Zakładając, że zmiana m w obszarze pomiaru jest mała, można napisać m 1 F log F = V log V A B 2 1 (4.5) Rys. 4.32. Schemat krzywej rozciągania do wyznaczania parametru m: F siła rozciągania, t czas, V 1 mniejsza prędkość rozciągania, V 2 większa prędkość rozciągania Rozdział 4 Przy bardzo małych prędkościach odkształcenia parametr m ma niską wartość, podobnie jak przy dużych prędkościach odkształcenia. Stąd wyróżnia się trzy stadia odkształcania plastycznego, odpowiadające różnym zakresom prędkości odkształcenia (rys. 4.33). Rys. 4.33. Wpływ prędkości odkształcenia na naprężenie uplastyczniające (a) i parametr m (b) dla materiału o strukturze drobnoziarnistej (1) i gruboziarnistej (2) W pierwszym stadium, odpowiadającym bardzo małym prędkościom odkształcenia ( ε < 10 4 s 1 ), parametr m przyjmuje wartości bliskie 0,3, a naprężenie uplas- tyczniające jest niewielkie i mało zależne od prędkości odkształcenia nawet przy

Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności 95 zmniejszeniu prędkości odkształcenia o kilka rzędów. Stadium drugie, odpowiadające 10 4 1 10 1 s < ε < s 1, charakteryzuje się dużą czułością naprężenia na prędkość odkształcenia, przy czym parametr m w tym zakresie przyjmuje najwyższe wartości. Stadium trzecie pojawia się przy wysokich prędkościach odkształcenia ( ε > 10 1 s 1 ), przy jednoczesnym zmniejszeniu parametru m poniżej 0,3. Powyższe uwagi odnoszą się do stopów nadplastycznych o strukturze drobnoziarnistej (krzywa 1). Dla stopów o strukturze gruboziarnistej wpływ prędkości odkształcenia na naprężenie uplastyczniające i parametr m jest niewielki (linia 2). W celu wyznaczenia krzywych umocnienia metali i stopów w funkcji odkształcenia i prędkości odkształcenia przy stałej temperaturze, wykonuje się badania w próbach rozciągania lub ściskania na stanowiskach badawczych stosowanych do określenia wskaźnika m charakteryzującego czułość naprężeń na prędkość odkształcenia. Pełna charakterystyka stopu zwykle jest wykonywana dla stosunkowo szerokiego zakresu temperatury. Próbki wykonane z materiału o rozdrobnionej strukturze poddaje się spęczaniu lub wydłużaniu w warunkach izotermicznych [4.11]. Przykład struktury stali przed i po rozdrobnieniu przedstawia rysunek 4.34. Wpływ temperatury na naprężenie płynięcia plastycznego stali węglowej zawierającej 0,95% C przy prędkości odkształcenia 0,05 s 1 przedstawiono na rysunku 4.35. ROZDZIAŁ 4 Rys. 4.34. Struktura stali węglowej (0,95% C): a) przed rozdrobnieniem ziarna, b) po rozdrobnieniu ziarna Rys. 4.35. Zależność naprężenia od temperatury i odkształcenia w procesie spęczania próbek ze stali zawierającej 0,95% C przy prędkości odkształcenia 0,05 s 1 [4.12] Stosunkowo prosto można uzyskać efekt nadplastyczności w stalach, które w temperaturze odkształcenia wykazują struktury austenityczno-ferrytyczne. W tem-

96 Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności Rozdział 4 peraturach przeróbki plastycznej na gorąco trudno jest utrzymać strukturę drobnoziarnistą bez obecności drugiej fazy. Aby ta druga faza mogła skutecznie spełniać swoją rolę, jej własności muszą być podobne do własności osnowy w temperaturze płynięcia nadplastycznego. Te warunki spełniają często stopy eutektyczne lub eutektoidalne. Stopom takim można nadawać strukturę drobnoziarnistą przez odpowiednią obróbkę cieplną i przeróbkę plastyczną. W stalach nadeutektoidalnych własności nadplastyczne można uzyskać dzięki złożonym strukturom cementytu o wielkości ziarna około 0,1 μm w drobnoziarnistym ferrycie o wielkości ziarna 1 μm. Stal eutektoidalna zawiera w przybliżeniu 12% objętości cementytu, co zwykle nie wystarcza, aby skutecznie ograniczyć rozrost ziarna, chociaż tej stali można również nadać własności nadplastyczne. Przez zwiększenie ilości węgla do 1,9% zwiększa się ilość cementytu do 30%, dzięki czemu ogranicza się rozrost ziarna i w większym stopniu zachodzi nadplastyczne płynięcie materiału. Skłonność do odkształceń nadplastycznych osiąga się również w przypadku dużego rozdrobnienia ziarn austenitu stali niskowęglowych produkowanych z dodatkiem bardzo małej ilości niobu (0,014%) za pomocą obróbki cieplno-plastycznej, której celem jest uzyskanie struktury dwufazowej α+γ. Mikrododatek niobu sprzyja nadplastyczności stali niskowęglowych prawdopodobnie przez hamujący wpływ rozproszonych wydzieleń węglika niobu na wzrost ziarn w czasie odkształcenia [4.12]. W przytoczonym przykładzie badań dla stali zawierającej 0,95% węgla, innymi składnikami stopowymi były: Mn 1,1%, Si 0,6%, Cr 1,4%, V 0,1%, Ni 0,04%, Al 0,03%, Cu 0,02%, S 0,013% P 0,005%. Technologię wytwarzania stali ultradrobnoziarnistej przedstawiono w pracy [4.5]. 4.5. Praktyczne wykorzystanie podwyższonej plastyczności metali i stopów W praktyce przemysłowej najczęściej odkształca się średniotopliwe stopy nadplastyczne z uwagi na trwałość narzędzi stosowanych do przeprowadzenia procesu. Obecnie poszukiwania zmierzają w kierunku zastosowania również stopów nadplastycznych wysokotopliwych. Dotychczasowe osiągnięcia w tej dziedzinie są zachęcające, co wynika z nowych rozwiązań w inżynierii materiałowej w zakresie stosunkowo tanich żarowytrzymałych stopów na narzędzia. W procesach tłoczenia i ciągnienia wykorzystuje się przede wszystkim dużą podatność materiałów nadplastycznych do bardzo dużych wydłużeń bez naruszenia wewnętrznej spójności. W procesach kucia, walcowania i prasowania wykorzystuje się inną własność materiałów nadplastycznych wielokrotnie niższy opór odkształcenia plastycznego w porównaniu z występującym dla tradycyjnych materiałów odkształcanych plastycznie. Ponadto w procesach z przewagą naprężeń ściskających stosowanie materiałów nadplastycznych ma również inne zalety. Stwierdzono, że kucie bardzo skomplikowanych odkuwek (rys. 4.36) wymaga nie kilkunastu lecz kilku lub nawet jednego zabiegu, przy pełnej gwarancji wypełnienia wykroju. Ponadto uzyskuje się bardzo korzystne własności fizykomechaniczne wyrobów. Plastyczność tych stopów jest praktycznie nieograniczona po gniocie wynoszącym 96% nie zauważono żadnych pęknięć i innych uszkodzeń materiału.

Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności 97 Opracowanie technologii przeróbki plastycznej w warunkach podwyższonej plastyczności wymaga ustalenia optymalnych warunków temperatury i prędkości odkształcenia. Możliwe są dwa warianty: odkształcanie w stabilnym polu cieplnym (izotermicznym) i odkształcanie w zmiennym polu cieplnym (w zakresie przemian fazowych). Małe prędkości odkształcenia, wymagane do uzyskania efektu nadplastyczności nie mogą być osiągnięte na maszynach stosowanych w tradycyjnych procesach przeróbki plastycznej, co zmusza do szukania nowych rozwiązań konstrukcyjnych tych maszyn. Rys. 4.36. Odkuwki kute w warunkach nadplastyczności w jednym zabiegu Stan badań nad procesami przeróbki plastycznej materiałów nadplastycznych wskazuje na duże możliwości wprowadzania nowych, dotychczas nieznanych metod kształtowania, jak również odkształcania trudnoodkształcalnych lub nieodkształcalnych materiałów, w tym cermetali. Proces kucia odkuwek w warunkach nadplastyczności trwa stosunkowo długo, dlatego wykonuje się go w matrycy podgrzewanej z wykorzystaniem aparatury rejestrującej i regulującej temperaturę. Tę wadę procesu rekompensuje zmniejszenie liczby zabiegów kucia potrzebnych do uzyskania gotowego wyrobu oraz wielokrotne zmniejszenie wielkości siły nacisku maszyny kuźniczej. Do wykonania odkuwki przedstawionej na rysunku 4.37 w tradycyjnych warunkach kucia całkowita siła nacisku jest sześciokrotnie wyższa niż wymagana przy kuciu w warunkach nadplastyczności (rys. 4.38) [4.7, 4.8]. Charakterystyczną cechą procesu jest skłonność metalu do wypełniania obszarów trudno zapełniających się w tradycyjnych procesach kształtowania objętościowego (rys. 4.39b). ROZDZIAŁ 4 Rys. 4.37. Okuwka modelowa wykonana w warunkach nadplastyczności [4.10] Rys. 4.38. Siła w procesie kucia odkuwki modelowej w warunkach konwencjonalnych (K) i nadplastycznych (N)

98 Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności Rys. 4.39. Odkształcenie w obszarze zamka w procesie kucia odkuwki modelowej w warunkach: a) konwencjonalnych, b) nadplastycznych W celu zapewnienia wysokiej temperatury odkształcanego metalu w warunkach nadplastyczności w całym, stosunkowo długim czasie styku z narzędziami, matryce należy podgrzewać do temperatury, w której odbywa się proces. Jest to konieczne, ponieważ z reguły wyroby są cienkościenne o bardzo złożonym kształcie (rys. 4.40). Jednozabiegowy proces kucia felgi z wsadu z zaokrąglonymi narożami przedstawiono na rysunku 4.41. Do kucia odkuwki przedstawionej na rysunku 4.41b wymagane są matryce składane. Rozdział 4 Rys. 4.40. Matryce do kucia materiałów w warunkach nadplastyczności: 1, 7 płyty izolacyjne, 2, 5 matryce, 3 system nagrzewania matryc, 4 izolacja termiczna, 6 wypychacz Rys. 4.41. Jednozabiegowy proces kucia felgi w matrycach składanych w warunkach nadplastyczności: a) wsad, b) odkuwka Literatura [4.1] Bednarek S., Chyła P., Łukaszek-Sołek A., Sińczak J.: Wpływ tarcia na proces kształtowania cienkościennych odkuwek z dwufazowego stopu tytanu Ti-6Al- -2Mo-2Cr-Fe-Si. Rudy i Metale Nieżelazne 2011, R 56, 6, ss. 344-347. [4.2] Cavaliere P.: Isothermal Forging of AA2618 Reinforced with 20% of Alumina Particles. Composites Part A 35, 2004, pp. 619-629. [4.3] Chyła Pi., Łukaszek-Sołek A., Bednarek S., Chyła P.: Kucie matrycowe tarczy turbiny do mocowania łopatek ze stopu Inconel 718. Metallurgy and Foundry Engineering, Vol. 37, 2011, No. 2, ss. 151-158.

Technologia kucia izotermicznego i w warunkach podwyższonej plastyczności 99 [4.4] Mei Zhan, Yuli Liu, He Yang: A 3D Rigid-Viscoplastic FEM Simulation of Compressor Blade Isothermal Forging. Journal of Materials Processing Technology, 2001, 117, pp. 56-61. [4.5] Rusz S., Sińczak J., Łapkowski W.: Isothermal Plastic Forming of High-Carbon Steel. Materials Science Engineering A, 1997, pp. 430-433. [4.6] Rusz S., Sińczak J.: Isothermal Plastic Forming of Carbon Steel. International Science Conference: Mechanical Engineering Technology. Ostrava, September 2000, pp. 257-261. [4.7] Rusz S., Łapkowski W., Sińczak J.: New Information Concerning the Low-Temperature Superplasticity of Middle and High-Carbon Steels. Asia-Pacific Symposium on Advances in Engineering Plasticity and its Applications AEPA 1996, Hiroshima, pp. 401-405. [4.8] Rusz S., Boruta J., Lapkowski W., Sińczak J., Dostal P.: Preparation of High Carbon Powder Steel for Forming within the Superplastic Condition. Advances in Materials and Processing Technologies. Conf. Guimaraes, Portugal, 1997, Vol. 1, pp. 9-12. [4.9] Sińczak J.: Analiza nacisków i odkształceń w niekonwencjonalnych procesach kucia matrycowego na gorąco. Zeszyty Naukowe AGH, 1992, zeszyt 144. [4.10] Sińczak J., Łapkowski W., Rusz S.: Isothermal Plastic Forming of High Melting Temperature Alloys. Journal of Materials Processing Technology, 1997, Vol. 72/3, pp.429-433. [4.11] Sińczak J., Malinowski Z.: Analysis of Strain Fields in Forging with Joggles, Die Forged under Superplasticity Conditions. Scandinavian Journal of Metallurgy, 1987, 16, pp. 194-198. [4.12] Sińczak J., Łapkowski W.: Przeróbka plastyczna stopów wysokotopliwych w warunkach nadplastyczności. Zeszyty Naukowe Politechniki Rzeszowskiej. Mechanika, 1995, z. 44, ss. 139-146. [4.13] Sińczak J., Łukaszek-Sołek A., Bednarek S., Chyła P.: The Forging Process of Aircraft Engines Turbine Blades. Metallurgy and Foundry Engineering 2010, Vol. 36, No 2, AGH, ISSN 1239-2325. ROZDZIAŁ 4

5. Tarcie i smarowanie Tarcie jest zjawiskiem powstawania oporu przy przesuwaniu się jednego ciała po powierzchni drugiego, dla pokonania którego konieczna jest określona siła, nazywana siłą tarcia. W procesach przeróbki plastycznej najczęściej występuje tarcie ślizgowe. Zjawisko tarcia wywołuje straty energii, zużywanie powierzchni części współpracujących oraz wzrost temperatury w miejscu zetknięcia się części podczas pracy, a wreszcie drgania i efekty akustyczne. Ogólnie tarcie możemy podzielić na zewnętrzne oraz tarcie wewnętrzne (tab. 5.1). Tarcie może być: pozytywne, a więc pożądane, jak np. w sprzęgłach, hamulcach, w napędach pojazdów między kołami bieżnymi, a nawierzchnią, na mostku wypływki, podczas chwytu w procesach walcowania itp. negatywne, gdy stwarza niepożądane opory ruchu, a poprzez to straty energetyczne, a ponadto zużywanie się powierzchni wzajemnie współpracujących, jak np. tarcie występujące w procesach kucia, ciągnienia, łożyskach, przekładniach zębatych między zębami kół współpracujących itp. Zakres badań problemów tarcia nie ogranicza się do procesów tarcia w maszynach, odnosi się również do wszystkich procesów tarcia w przyrodzie i technice. Do bardzo ważnych zjawisk towarzyszących tarciu, a mających duże znaczenie w technice, należą procesy zużywania materiałów trących oraz smarowanie. Tabela 5.1. Rodzaje tarcia Rozdział 5 5.1. Rodzaje tarcia Z technicznego punktu widzenia na proces tarcia najważniejszy jest podział tarcia na suche, graniczne i płynne (rys. 5.1). Dla zmniejszenia tarcia zewnętrznego staramy się rozdzielić powierzchnie trące warstwą substancji smarującej, czyli chcemy zastąpić tarcie suche ciał stałych tarciem płynnym, a więc tarciem wewnętrznym cieczy

102 Tarcie i smarowanie smarnej. Jeżeli ze względu na bardzo dużą wartość nacisków jednostkowych warstwa cieczy podlegać będzie wyciśnięciu z przestrzeni między powierzchniami trącymi, to pozostaje wówczas między nimi cieniutka warstewka cieczy utrzymująca się tam tylko wskutek wzajemnego oddziaływania cieczy z ciałami stałymi, zwana warstewką graniczną (filmem granicznym). Im silniejszy charakter ma to wzajemne oddziaływanie, tym trwalsza jest ta graniczna warstewka. Zabezpiecza ona układ przed wystąpieniem tarcia suchego. Tarcie przy smarowaniu warstewkami granicznymi nazywa się tarciem granicznym. Rodzaj tarcia w makroobszarze jest wypadkową rodzajów tarcia występujących w mikroobszarach styku. W sumie tarcie w makroobszarze jest mieszaniną różnych rodzajów tarcia, a więc tarciem mieszanym. Rozdział 5 Rys. 5.1. Modele różnych rodzajów tarcia: a) tarcie wewnętrzne, b) tarcie zewnętrzne, c) tarcie płynne, d) tarcie graniczne, e) tarcie suche Stykające się obszary tarcia ciał możemy przedstawić jako zbiory elementów budowy (atomów, cząsteczek, jonów) w kształcie kul (rys. 5.1). Między tymi elementami działają siły, które je spajają w jedno ciało. Siły spajające zwane są siłami spójności lub siłami kohezji. Wyrywanie elementów budowy z kohezyjnego działania ich sąsiadów jest nazywane dekohezją (np. zużywaniem materiałów na skutek tarcia). Jak wynika z rysunku 1 przy tarciu wewnętrznym opory są wywoływane oddziaływaniem sił kohezji. Przy tarciu zewnętrznym, gdy kontaktowane są ze sobą ciała o idealnych powierzchniach, występujące opory mają swoje źródło w oddziaływaniu sił powierzchniowych, czyli sił adhezji. Tak więc tarcie wewnętrzne jest wynikiem pokonywania sił spójności, a tarcia zewnętrzne sił przyczepności. Przy tarciu zewnętrznym rzeczywistych powierzchni następuje ścinanie nierówności, odkształcenie plastyczne, rysowanie itp. pokonywanie sił kohezji oraz sił adhezyjnych; na opory rzeczywistego tarcia zewnętrznego składa się zarówno człon adhezyjny, jak i człon kohezyjny.

Tarcie i smarowanie 103 5.2. Zjawisko tarcia ciał stałych Badanie zjawiska tarcia zewnętrznego jest utrudnione z tego względu, że jakkolwiek jest ono zjawiskiem mechanicznym, a więc łatwym do wykrycia i ilościowego zmierzenia, to jednak u jego podstaw leżą oddziaływania międzycząsteczkowe zachodzące w warstwie wierzchniej ciała stałego, zależne m.in. od składu i struktury materiałów trących. Zasięg oddziaływania tarcia w głąb materiału jest bardzo mały i dlatego istotny wpływ na wartość oporów tarcia ma stan powierzchni, jej zanieczyszczenie, stopień nawilgocenia oraz skład atmosfery, w której pracuje maszyna. Współczynnik tarcia zewnętrznego jest trudno mierzalny, ponieważ nie uzyskuje się powtarzalności zjawiska i potwierdzenia jego wartości. Dlatego też do stabelaryzowanych wartości współczynników tarcia należy podchodzić z pewną rezerwą, gdyż są one zależne nie tylko od jakości tworzywa, ale także od dokładności obróbki, kształtu narzędzia skrawającego, wilgotności i zanieczyszczenia trących elementów i wielu innych czynników. Tarciu zewnętrznemu towarzyszy tarcie wewnętrzne w mikroobszarach. Powstawanie i zanik więzi ciernych są lokalizowane w warstwie wierzchniej. Z punktu widzenia kinetyki ruchu rozróżnia się tarcie zewnętrzne spoczynkowe (statyczne) i tarcie zewnętrzne ruchowe (kinetyczne). Przykładowe wartości współczynnika tarcia spoczynkowego niektórych metali zostały przedstawione w tabeli 5.2. Tabela 5.2. Wartości współczynnika tarcia spoczynkowego µ s metali Skojarzenie w powietrzu μ s w próżni Fe-W 0,19 0,40 Fe-Cu 0,51 0,75 Cu-Ni 0,45 1,50 Cu-W 0,34 0,41 Cu-Ta 0,44 0,43 Ta-Ni 0,23 0,90 Ni-W 0,21 1,36 ROZDZIAŁ 5 Wartość współczynnika tarcia ruchowego ma mniejszą wartość od wartości współczynnika tarcia spoczynkowego. Rozróżniane są dwa rodzaje tarcia ruchowego ciał stałych, a mianowicie: tarcie fizycznie suche i tarcie technicznie suche. Podział ten dotyczy wyłącznie bardzo dokładnych badań laboratoryjnych. Praktycznie mamy prawie zawsze do czynienia z tarciem technicznie suchym. Tarcie fizycznie suche występuje wtedy, gdy dwie współpracujące powierzchnie ciał stałych stykają się bezpośrednio, nie rozdzielone ciałem trzecim. Tarcie powierzchni nie smarowanych jest uzależnione od wielu czynników. Tarcie suche jest zależne w dużym stopniu od mechanicznych i fizycznych własności powierzchni trących ciał stałych oraz od wielu innych czynników, jak jakość obróbki, chropowatość powierzchni, dobór materiałów kojarzonych itp. (tab. 5.3).

104 Tarcie i smarowanie Tabela 5.3. Wartości współczynnika tarcia suchego niektórych materiałów [5.6] Skojarzenie Tarcie ruchowe µ r Tarcie spoczynkowe µ s Stal żeliwo 0,18 0,30 Stal stal 0,10 0,17 Stal mosiądz 0,15 0,19 Żeliwo żeliwo 0,16 0,28 Stal Cu 0,10 0,22 Stal grafit 0,08 0,12 Cu grafit 0,10 0,14 Cu miedziografit 0,15 0,26 Stal poliestry 0,11 0,20 Stal poliamidy 0,05 0,10 Stal teflon 0,04 0,09 Stal AKF 0,20 0,45 Stal nylon 0,08 0,12 Stal szkło 0,08 0.19 Stal agat 0,19 0,38 Stal rubin 0,11 0,13 Stal fibra 0,12 0,14 Rozdział 5 Tarciem ślizgowym nazywany jest taki rodzaj tarcia, przy którym prędkości obu ciał w punktach ich wzajemnego styku są różne. Przy ruchu ciał stałych może występować między innymi tarcie suche lub, jeżeli ciała zostały rozdzielone warstwą smaru, jednoczesne tarcie w cieczy. Taki rodzaj tarcia jest spotykany w przeróbce plastycznej oraz wielu elementach maszyn, jak np. w kołach zębatych, łożyskach ślizgowych, układach tłokowych, sprzęgłach czy hamulcach. Przykłady wartości współczynnika tarcia ślizgowego podano w tabeli 5.4 i 5.5. Tabela 5.4. Orientacyjne wartości współczynników tarcia ślizgowego Materiały Współczynnik tarcia w spoczynku Współczynnik tarcia w ruchu na sucho ze smarem na sucho ze smarem Stal stal 0,15 0,1 0,1 0,009 Stal żeliwo 0,18 0,1 0,15 0,01 Stal brąz 0,18 0,1 0,15 0,01 Metal drewno 0,5 0,6 0,15 0,2 0,5 0,02 0,08 Drewno drewno 0,65 0,2 0,2 0,4 0,04 0,16 Metal skóra 0,60 0,25 0,25 0,12

Tarcie i smarowanie 105 Tabela 5.5. Orientacyjne wartości współczynników tarcia metali i ich stopów w procesach kucia z prędkością 1 m/s bez smaru Temperatura odkształcenia Stale węglowe Al i jego stopy Mg i jego stopy Ciężkie metale nieżelazne Ni i żaroodporne stopy metali nieżelaznych (0,8 0,95)Tp (0,40 0,35) (0,50 0,48) (0,40 0,35) (0,32 0,30) (0,28 0,25) (0,5 0,80)Tp (0,45 0,40) (0,48 0,45) (0,38 0,32) (0,34 0,32) (0,26 0,22) (0,3 0,50)Tp (0,35 0,30) (0,35 0,30) (0,32 0,24) (0,26 0,24) (0,24 0,20) 5.3. Tarcie z zastosowaniem smarów Tarcie zewnętrzne ciał stałych charakteryzuje się najczęściej znacznymi oporami. W celu zmniejszenia tych oporów tarcia wprowadza się między współpracujące powierzchnie smar, czyli substancję, która ma małe opory tarcia wewnętrznego, przez co zastępuje się tarcie zewnętrzne (suche) ciał stałych tarciem wewnętrznym. Do smarowania układów trących się powierzchni stosuje się najczęściej smary ciekłe (oleje) lub smary plastyczne. Smary te mają jednak ograniczoną odporność mechaniczną i cieplną (np. utleniają się w niskich temperaturach). Dużo większą odporność mechaniczną i cieplną mają smary stałe. Nazwą tą określa się ciała stałe odznaczające się stosunkowo małymi siłami spójności i dające się w związku z tym łatwo odkształcać plastycznie. Mała spójność może charakteryzować całe ciało albo też może ona występować tylko w pewnych uprzywilejowanych kierunkach poślizgu, a więc wtedy ciało pod względem spójności ma charakter anizotropowy. Anizotropowością sił spójności odznaczają się przede wszystkim ciała stałe o warstwowej budowie siatki krystalicznej Warstwowa budowa siatki krystalicznej występuje tylko wtedy, gdy w węzłach siatki znajdują się małe dodatnie jony i duże ujemne jony, łatwo polaryzowalne. W ten sposób krystalizują np. siarczki, selenki i niektóre halogenki metali. Warstwową budowę siatki krystalicznej mają również grafit i azotek boru. W związkach tych atomy ułożone w płaskiej warstwie są związane pomiędzy sobą wiązaniami kowalentnymi, a więc silnymi, natomiast pomiędzy warstwami występuje znacznie słabsza więź typu elektrostatycznego. Związki krystaliczne o budowie warstwowej odznaczają się wyraźnie zaznaczonymi płaszczyznami poślizgu i płaszczyznami łupliwości, które biegną wzdłuż poszczególnych warstw. Na rysunku 5.2 oraz 5.3 przedstawiono przykładowo strukturę krystaliczną substancji, w przypadku których wyraźnie zaznacza się anizotropowość własności spójnościowo-mechanicznych, co przykładowo wykorzystywane jest przy komponowaniu składów chemicznych smarów dla plastycznej przeróbki metali, a ściślej mówiąc, do produkcji smarów do procesów kucia. Jak widać na rysunku 5.3, atomy metalu ułożone w siatce krystalicznej są oddzielone podwójną warstwą atomów tlenowców (tlen, siarka, selen) lub chlorowców (chlor, brom, jod). Atomy tlenowców są ułożone bezpośrednio jeden nad drugim. Stwarza to określone sytuacje koordynacji jonowej oraz płaszczyzn symetrii. Małe opory tarcia wewnętrznego wykazują tylko kryształy o określonej budowie. Ten sam związek, mo- ROZDZIAŁ 5

106 Tarcie i smarowanie gący krystalizować w kilku odmianach polimorficznych, może tworzyć typ kryształów zupełnie nieprzydatny jako smar stały. Podobnie zachowują się roztwory stałe o różnym wzajemnym stosunku substancji krystalizujących samodzielnie w postaci kryształów warstwowych. Nieodpowiedni wzajemny stosunek składników roztworu stałego może powodować zaburzenia w strukturze utworzonej siatki krystalicznej stopu, co wiąże się ze zmianą charakteru spójności otrzymanego kryształu stopu. Rys. 5.2. Siatka krystaliczna grafitu Rozdział 5 Rys. 5.3. Siatka krystaliczna dwusiarczku molibdenu MoS 2 : a) widok z góry, b) widok z boku

Tarcie i smarowanie 107 W pracy [5.7] stwierdzono, że na spójność kryształów zasadniczy wpływ ma wzajemny stosunek wymiarów krystalograficznych α 0 i c 0 (rys. 5.4 oraz 5.5), zwany przez wspomnianych autorów stosunkiem osiowym. Odpowiednie wartości stosunku osiowego dają albo dobre albo złe zachowanie się substancji jako smaru stałego. Zmiany własności smarnych rozważano w oparciu o model sztywnych kul. W modelu tym każdy atom tlenowca (tlenu, siarki, selenu) dotyka sześciu innych atomów tlenowca leżących w płaszczyźnie, która jest równoległa do warstwy x-m-x (x atom tlenowca, M atom metalu). Promień atomu tlenowca jest równy l/2α 0 (rys. 5.4). Atomy tlenowca leżą nad atomami warstwy x-m-x. Rys. 5.4. Wpływ efektu upakowania na możliwości poślizgu: a) widok z góry, b) widok z boku siatki krystalicznej o niskim stosunku wymiarów osiowych, c) widok z boku siatki o dużym stosunku wymiarów osiowych Grubość warstwy x-m-x jest równa 2α 0. Warstwy x-m-x odznaczają się gęstym upakowaniem atomów (rys. 5.4b). Przy tak gęstym upakowaniu względny ruch pomiędzy warstwami jest dużo bardziej utrudniony. Pod działaniem siły stycznej może następować wzajemne wypychanie się warstw lub deformacja położenia atomów w siatce krystalicznej. Przy stopniowym zwiększaniu stosunku α 0 /c 0 wzajemne przemieszczanie się warstw staje się coraz łatwiejsze i zupełne oddzielenie warstw, występujące przy stosunku α 0 /c 0 równym 2, umożliwia swobodne przemieszczenie się warstw względem siebie w każdym kierunku równoległym do tych warstw (rys. 5.4). Znacznie mniejsze oddzielenie niż kompletne jest potrzebne, gdy poślizg ma nastąpić w jakimś określonym uprzywilejowanym kierunku. Jeżeli jest możliwy poślizg przy ruchu zygzakowatym po przylegającej warstwie, wówczas minimalna wartość stosunku α 0 /c 0 wynosi 1,87. Jeżeli poślizg ma przebiegać po linii prostej (rys. 5.5), wówczas stosunek α 0 /c 0 musi wynosić minimum 1,90. ROZDZIAŁ 5 Rys. 5.5. Poślizg po linii prostej: a) widok z góry, b) widok z boku siatki o możliwym najgęstszym upakowaniu dla poślizgu po linii prostej

108 Tarcie i smarowanie Rozdział 5 Wartości wyznaczone na podstawie modelu, w którym siatka krystaliczna jest złożona ze sztywnych kul, są zgodne z wartościami wyznaczonymi eksperymentalnie. Najniższa wartość stosunku α 0 /c 0, przy której występował poślizg z małymi oporami w badaniach kryształów tlenowców, wynosiła 1,93. W przypadku substancji krystalizujących w strukturach piramid trygonalnych wystarczy, aby stosunek ten wynosił 1,93, w przypadku stopów (stałych roztworów) dla osiągnięcia dobrego poślizgu jest konieczna wartość 1,96 (dla MoS 2 wynosi ona 1,93, dla WS 2 1,96). Z przedstawionych rozważań wynika, że przydatność substancji krystalizujących warstwowo zależy od przestrzennego ułożenia atomów wewnątrz siatki i dobre własności smarne osiąga się tylko przy odpowiednich wartościach stosunku α 0 /c 0. Dużą rolę w kształtowaniu własności smarnych danej substancji mogą również odgrywać zanieczyszczenia, które mogą spowodować to, że ta sama substancja może mieć dobre lub złe własności smarne. Dużą rolę odgrywają również zjawiska adsorpcji par i gazów na kryształach o budowie warstwowej. Bardzo duże zmiany wartości współczynnika tarcia w zależności od zjawisk adsorpcyjnych występują zwłaszcza w przypadku grafitu i dwusiarczku molibdenu. Przydatność substancji o budowie warstwowej jako smaru stałego zależy również od jej przyczepności do podłoża metalicznego. Występują następujące przypadki [5.6]: substancja nie wykazuje przyczepności do podłoża metalicznego, które ma smarować; substancja jest przyczepna do podłoża metalicznego, ale nie jest odporna na działanie sił występujących przy poślizgu, nawet pod niewielkim obciążeniem i warstewka naniesiona na podłoże zostaje usunięta; substancja jest przyczepna do podłoża i jest odporna na działanie sił stycznych przy poślizgu, nawet przy znacznym obciążeniu. Jak łatwo się domyślić tylko trzecia grupa może mieć przydatność jako stałe substancje smarujące. Małą przyczepność do podłoża metalicznego można zwiększyć poprzez dodawanie i zawieszanie smaru stałego w substancji wiążącej, którą jest zazwyczaj utwardzalna żywica syntetyczna lub lakier. Mieszaninę taką nanosi się na podłoże, które ma być smarowane. Żywica lub lakier związują poszczególne cząstki smaru stałego ze sobą i z podłożem; cząstki smaru zmniejszają wartość współczynnika tarcia. W przypadku niektórych smarów stałych możliwe jest ich osadzanie elektrochemiczne na podłożu lub też wytwarzanie związku smarnego bezpośrednio w skojarzeniu trącym (np. wytwarzanie MoS 2 in situ). 5.4. Rodzaje smarów stałych i teorie ich oddziaływania Substancje stałe charakteryzujące się małymi oporami tarcia wewnętrznego, które wykorzystywane są jako smary stałe, można podzielić na dwie zasadnicze grupy: A. Substancje o małej wewnętrznej spójności: mydła, woski, stałe tłuszcze roślinne i zwierzęce, miękkie polimery, miękkie metale (In, Pb, Sn, Ag, Zn, Cu), zazwyczaj w postaci sproszkowanej. B. Substancje o spójności anizotropowej (o budowie warstwowej): grafit,

Tarcie i smarowanie 109 siarczki metali przejściowych (np. MoS2, WS 2, TiS 2 ), selenki metali przejściowych (np. MoSe2, WSe 2 ), tlenki (np. SbO3), wodorotlenki (np. Cd(OH) 2, Mo(OH) 2 ), halogenki (np. PbJ2, CdJ, AgJ, CdCl 2 itd.), azotki (np. azotek boru BN), siarczany (np. Ag2SO 4 ). W skład smarów stałych zalicza się również powłoki ochronne wytwarzane na elementach maszyn i urządzeń, w procesach fosforowania, nasiarczania, cyjanonasiarczania itp. Mimo dużej różnorodności smarów stałych największe zastosowanie praktyczne znalazł grafit i dwusiarczek molibdenu. W wielu przypadkach dużą rolę w procesach tarcia smarów stałych odgrywają zjawiska sorpcyjne, bowiem w środowisku powietrza przebiega sorpcja gazów i pary wodnej na powierzchniach smarów stałych, natomiast w próżni tego rodzaju procesy nie zachodzą. Należy również brać pod uwagę procesy utleniania. Omówione zjawiska dały podstawę do zaproponowania przyjęcia tzw. adsorpcyjnej teorii tarcia smarów stałych. W teorii tej nie neguje się wpływu czynników strukturalnych, niemniej jednak zasadniczą rolę przypisuje się procesom adsorpcji i utleniania. W przypadku grafitu [5.12] występują zmiany wartości współczynnika tarcia w powietrzu, tlenie i próżni (tab. 5.6). Zaproponowano teoretyczne wyjaśnienie tego zjawiska. Stwierdzono, że współczynnik tarcia grafitu zostaje wydatnie obniżony (w porównaniu z wartością w próżni) przy kontakcie kryształów grafitu z łatwo kondensującymi się parami, jak np. amoniaku, benzenu czy n-heksanu, natomiast efektu takiego nie stwierdza się przy kontakcie z atmosferą azotu czy wodoru. Aby grafit mógł spełniać rolę smaru stałego, musi nastąpić zmniejszenie energii powierzchniowej w wyniku adsorpcji. Ważne jest zmniejszenie dużej energii powierzchniowej krawędzi i naroży kryształów, których addytywne oddziaływanie powoduje wystąpienie dużej wartości współczynnika tarcia oraz silnych procesów zużycia. Nieaktywność wodoru tłumaczy się małą zdolnością tego gazu do pokrywania powierzchni grafitu (dla wodoru 1 4%, a dla tlenu 20 25% powierzchni). Mała aktywność została stwierdzona również w przypadku azotu. Tabela 5.6. Wartości współczynników tarcia niektórych smarów stałych w próżni i w powietrzu [5.7] ROZDZIAŁ 5 Ciało stałe Powietrze Próżnia Grafit naturalny 0,19 0,44 Grafit pizolityczny 0,18 0,50 MoS 2 0,18 0,07 WS 2 0,17 0,13 Smary oparte na dwusiarczku molibdenu tworzą warstwę smarującą na powierzchniach metalowych w następujący sposób: cząsteczki dwusiarczku molibdenu układają się w laminarne struktury, w których każdy atom molibdenu jest przełożony

110 Tarcie i smarowanie Rozdział 5 dwoma atomami siarki (znajduje się pomiędzy dwoma atomami siarki). Atomy siarki przyłączają się do metalu i dlatego też wiążą się z każdą przylegającą powierzchnią. Pomiędzy tymi powłokami tworzą się dalsze warstwy molekuł. Wiązanie siarki z metalem jest bardzo mocne, a wiązania pomiędzy atomami siarki w przylegających molekułach jest słabe. Sekretem smarowania MoS 2 jest to, że powierzchnie nośne są obłożone warstwami molekuł, które swobodnie się na siebie nasuwają. Zatem obie powierzchnie nośne obłożone są ochronną warstwą molekuł dwusiarczku molibdenu z suwającymi i smarującymi warstwami molekuł pomiędzy nimi; w ten sposób zahamowany jest bezpośredni kontakt metalu z metalem. Znacznie zredukowane jest tarcie, konsekwentnie jest wyeliminowane przegrzanie, zmniejsza się zużycie więc osiągnięta jest ochrona w ekstremalnych warunkach temperaturowych i ciśnieniowych. Gęstość molekularna dwusiarczku molibdenu jest taka, że istnieje około 40.000 płaszczyzn smarujących (poślizgu) w powłoce MoS 2 grubej na 0,001 cala. Powłoką MoS 2, w rezultacie, jest warstwa rozdzielającą o ogromnej wytrzymałości, większej niż granica plastyczności większości metali i w dodatku posiada niski współczynnik tarcia 0,3 0,6, co daje większą wydajność smarowania połączoną z większą ochroną. Smary stałe są stosowane w tych przypadkach, gdy użycie innych rodzajów smarów jest niemożliwe lub niecelowe. Mogą być one stosowane przy bardzo dużych wartościach nacisków jednostkowych, przy których utrzymanie trwałej warstwy innych rodzajów smarów jest niemożliwe. Smary stałe odznaczają się również bardzo dużą odpornością na wysokie temperatury, przy których inne rodzaje smarów ulegają rozkładowi cieplnemu. Swoje własności smarne zachowują one nawet w niskich temperaturach, dlatego też znalazły one zastosowanie w wielu urządzeniach pracujących w niskich, jak i wysokich temperaturach. Spośród wielu substancji stałych, odznaczających się zdolnością do zmniejszania wartości współczynnika tarcia, jako smary stałe mogą być stosowane tylko te substancje, które nie są higroskopijne czy rozpuszczalne w wodzie, jak również nie odznaczają się korozyjnością w stosunku do tworzyw, z których są wykonane smarowane elementy. Najczęściej stosowanymi smarami stałymi są grafit i dwusiarczek molibdenu. Do smarowania w szczególnie wysokich temperaturach coraz częściej stosuje się również dwusiarczek wolframu. Grafit i dwusiarczek molibdenu (MoS 2 ) są ciałami krystalicznymi (budowa warstwowa, heksagonalna, kolor szaro-czarny z metalicznym połyskiem). Twardość według skali Mohsa grafitu wynosi 0,5 1,5, dwusiarczku molibdenu 1 2. Gęstość grafitu wynosi 1,98 2,38 kg/m 3, MoS 2 4,7 4,8 kg/m 3. Czysty grafit jest termicznie trwały w próżni do temperatury 3500 C, w atmosferze powietrza do 550 C. W atmosferze tlenu utlenia się podobnie jak MoS 2 już w temperaturze pokojowej. Dwusiarczek molibdenu odznacza się mniejszą odpornością cieplną niż grafit (w próżni do 1200 C, w argonie do 1343 C, w atmosferze powietrza do 450 C). Utlenianie jest procesem działającym destrukcyjnie na grafit i dwusiarczek molibdenu. Szybkość utleniania zależy od wartości temperatury, w której przebiega proces, od stężenia tlenu, od czasu oddziaływania tlenu oraz od powierzchni kontaktu, a więc od wielkości ziarn kryształów. Dwusiarczek molibdenu w wyniku utleniania przechodzi w trójtlenek molibdenu (MoO 3 ), który nie ma własności smaru stałego i pogarsza proces smarowania. Obszerne badania intensywności utleniania MoS 2 w różnych temperaturach zawiera tabela 5.7.

Tarcie i smarowanie 111 Tabela 5.7. Intensywność utlenienia dwusiarczku molibdenu w różnych temperaturach [5.7] Czas ogrzewania, h Temperatura, C 1 3 6 18 24 48 72 96 Zawartość procentowa trójtlenku molibdenu 250 <0,1 <0,1 <0,1 <0,1 0,2 0,4 0,5 0,6 300 1,0 3,2 5,0 15,0 19,5 24,3 26,0 27,3 400 2,9 12,1 16,0 22,5 24,5 27,9 27,0 46,0 500 57,2 74,5 79,3 80,2 84,7 94,7 96,0 96,5 Osobny problem stanowi sposób nanoszenia wspomnianych smarów stałych na powierzchnie smarowane. Smary te mogą być nanoszone lub kontaktowane ze smarowanymi powierzchniami w postaci zwartej lub w postaci rozdrobnionej, tj. w postaci proszku. Proszki mogą być wcierane w smarowane powierzchnie lub też nanoszone w postaci zawiesin i aerozoli. Stosuje się zawiesiny wodne smarów stałych lub w łatwo lotnych rozpuszczalnikach. Sporządzane są również różnego rodzaju pasty. Stosunkowo duże ilości smarów stałych są zawieszane w olejach smarnych oraz w smarach plastycznych. Dla zwiększenia przyczepności do podłoża sproszkowane smary stałe są zawieszane w lakierach, którymi maluje się smarowane powierzchnie, lub też w szkle wodnym (roztwór krzemianu sodu), które powodują powiązanie z podłożem. W szerokim zakresie, jako materiały wiążące, wykorzystywane są różnego rodzaju żywice syntetyczne. 5.5. Tarcie graniczne i płynne Tarcie graniczne występuje wówczas, gdy warstwa substancji smarującej pomiędzy obszarami styku trących się ciał stałych jest tak cienka (tzw. warstwa graniczna o grubości około 0,001 0,5 µm wyjątkowo odporna na naciski i trwale połączona z powierzchnią trącą), że substancja ta przejawia specyficzne własności, zależne od stanów energetycznych powierzchni i charakterystyki sorpcyjnej substancji (rys. 5.6). Po zniszczeniu tej warstewki występuje tarcie suche. Trwałość warstwy granicznej jest określana głównie jakością sorpcji substancji smarującej w obszarach styku trących elementów. Warstwą graniczną nazywa się przypowierzchniową, uporządkowaną, kilku- do kilkudziesięciocząsteczkową warstewkę cieczy, znajdującą się w zasięgu pola sił powierzchni ciała stałego. Tarcie występujące w tej warstwie nazywa się tarciem granicznym. Celowe tworzenie warstwy granicznej do smarowania (obniżenia współczynnika tarcia, zapobiegania zużyciu i zacieraniu) nazywa się smarowaniem granicznym. Zdolność tworzenia warstw granicznych posiadają smary ciekłe zawierające substancje czynne, takie jak siarka i jej związki oraz węglowodory aromatyczne. Z tarciem płynnym, występującym w obszarach styku ciał stałych, mamy do czynienia, jeśli te obszary są rozdzielone warstwą substancji smarującej, a tarcie zewnętrzne zostaje zastąpione tarciem wewnętrznym w tej substancji. Tarcie wewnętrzne w płynie umożliwia zmniejszenie oporów tarcia, zmniejszenie intensywności zużywania ROZDZIAŁ 5

112 Tarcie i smarowanie oraz zwiększenie tłumienia drgań. Substancja smarująca przepływająca przez obszar tarcia zwiększa intensywność odprowadzania ciepła i odprowadzania produktów zużycia oraz powinna starać się przeciwdziałać korozji. Rys. 5.6. Charakterystyka tarcia granicznego Opory tarcia i zużywanie powierzchni współpracujących w warunkach tarcia granicznego zależą od własności powierzchni oraz od aktywności powierzchniowej substancji smarnej. Lepkość cieczy ma znikomy wpływ na warunki tarcia granicznego (rys. 5.7). Grubość powstającej na powierzchni ciała stałego warstwy izolującej jest mała w porównaniu z chropowatością powierzchni. Rozdział 5 Rys. 5.7. Model tworzenia warstwy smarującej przy tarciu granicznym: 1 warstwa podłoża, 2 warstwa tlenków lub związków ochronnych, 3 smarowanie graniczne 5.6. Tarcie mieszane Tarciem mieszanym nazywamy sumę zjawisk wszystkich lub co najmniej dwóch rodzajów tarcia. Występuje ono wówczas, gdy część obszarów tarcia styka się ze sobą bezpośrednio (tarcie suche), a część jest rozdzielona warstwą graniczną (tarcie graniczne) lub warstwą cieczy smarującej (tarcie hydrodynamiczne i elastohydrodynamiczne).

Tarcie i smarowanie 113 Najpowszechniej spotykanym rodzajem tarcia w różnych układach par trących jest tarcie mieszane. Występuje ono na ogół przy małych prędkościach ruchu i dużych naciskach jednostkowych, np. przy uruchamianiu i zatrzymywaniu maszyny. Wtedy olej nie rozdziela całkowicie obszarów powierzchni tarcia współpracujących elementów maszyny. Część obciążenia normalnego jest przenoszona przez mikroobszary bezpośredniego styku trących ciał, a pozostała część obciążenia przez zespół mikroklinów cieczy smarującej, wypełniającej wgłębienia i nierówności. 5.7. Charakterystyka systemu tribologicznego w procesach przeróbki plastycznej metali Tarcie jest zjawiskiem towarzyszącym nieodłącznie wszystkim procesom fizycznym, które odbywają się przy udziale ruchu. Stąd bardzo istotną rolę odgrywa ono w przypadku procesów przeróbki plastycznej. W niniejszej pracy analizie poddano tarcie zewnętrzne, tj. tarcie występujące między odkształcanym plastycznie metalem a narzędziem, pomijając problem tarcia wewnętrznego (lepkości). W przeróbce plastycznej siły tarcia determinują przebieg procesu, jak również rzutują na uzyskane własności wyrobów. Rolę tarcia w procesach przeróbki plastycznej metali można analizować w sposób systemowy. System ten (rys. 5.8) składa się z kilku elementów: pary trącej: odkształcany plastycznie metal oraz narzędzie; smaru technologicznego, wprowadzanego pomiędzy odkształcany metal i narzędzie w celu zmniejszenia oporów tarcia, traktowanego jako ciało trzecie (zgorzelina również jest smarem); maszyny, na której realizowany jest proces technologiczny; mikro- i makrootoczenia: rodzaju pomieszczenia i panujących w nim warunków, takich jak temperatura, wilgotność atmosfery, zapylenie czy drgania, tj. środowiska pracy; układu sterującego parametrami procesu, zwykle integralnie związanego z maszyną (rys. 5.9). ROZDZIAŁ 5 Rys. 5.8. Proces przeróbki plastycznej jako system trybologiczny

114 Tarcie i smarowanie Rozdział 5 Rys. 5.9. Schemat systemu trybologicznego: 1 odkształcany materiał, 2 narzędzie, 3 smar, 4 mikro- i makrootoczenie, 5 układ sterujący [5.5] Z przedstawionych związków wynika, że do scharakteryzowania warunków tarcia w procesach przeróbki plastycznej nie wystarczy jedynie znajomość wartości sił tarcia (bądź też współczynnika tarcia), ale należy opisywać cały system trybologiczny, co pozwala przewidzieć, jakie będą końcowe własności wyrobów. Szczególną rolę w pracy systemu trybologicznego odgrywa smar technologiczny. O ile dobór podstawowych elementów tego systemu, tj. materiałów pary trącej, determinowany jest wymogami wytrzymałościowymi, o tyle skład chemiczny smaru technologicznego może być dowolnie dobierany w zależności od funkcji, które ma on spełniać w systemie trybologicznym. W wyniku realizacji procesu technologicznego następuje mniej lub bardziej intensywne zużycie narzędzi, co powoduje pogorszenie cech jakościowych wyrobu, głównie wzrost chropowatości powierzchni. Przez zastosowanie właściwie dobranych smarów technologicznych, naniesienie powłok przeciwadhezyjnych na narzędzie oraz optymalizację parametrów procesu można w znacznym stopniu zmniejszyć opory tarcia i zminimalizować zużycie narzędzi.

Tarcie i smarowanie 115 Specyficzne warunki realizacji procesów przeróbki plastycznej metali, takie jak: wysokie naciski jednostkowe; duże odkształcenie jednego z elementów pary trącej i odsłanianie czystych powierzchni (nie pokrytych tlenkami); wysoka temperatura odkształcanego metalu w procesach kucia oraz związana z tym obecność dużej ilości zgorzeliny; otwarty węzeł tarcia; cykliczny styk elementów pary trącej; niestacjonarność procesu; sprawiają, że smarom technologicznym stosowanym w procesach plastycznej przeróbki metali stawia się znacznie wyższe wymagania niż smarom używanym w węzłach ciernych maszyn. Jednym z podstawowych wymagań stawianych wszelkim środkom smarnym jest odporność na działanie nacisków powierzchniowych i zachowanie ciągłości filmu smarowego. Wysokie naciski jednostkowe występujące w procesach kucia, wymagają stosowania bardziej skutecznych dodatków typu EP (extreme pressure). W procesach plastycznej przeróbki metali z uwagi na dużą chropowatość powierzchni odkształcanego materiału należy stosować warstwę smaru o tak dobranej grubości, aby uzyskać skuteczne rozdzielenie elementów pary trącej, czego nie zapewniają np. warstwy graniczne stosowane w elementach maszyn. Smary technologiczne do procesów plastycznej przeróbki metali na gorąco muszą ponadto zachowywać swoje własności smarne w wysokich temperaturach (~1000 C) i w wyniku częściowego rozkładu lub spalania nie powodować zadymienia hal fabrycznych. Specyficzną cechę procesów kucia stanowi również fakt, że występuje tu otwarty węzeł tarcia, co powoduje znacznie większe zużycie smaru technologicznego niż w typowych układach centralnego smarowania z obiegiem zamkniętym. W procesach plastycznej przeróbki metali smar musi być każdorazowo (po każdej operacji) wprowadzany w węzeł tarcia, np. nanoszony na narzędzie, po czym znaczna jego część jest zabierana przez odkształcany metal (np. pozostaje na odkuwce). Smar pozostający na wyrobie musi być na ogół usuwany w dalszych etapach obróbki powierzchniowej. W związku z tym często stawiane są dodatkowe wymagania w stosunku do smaru technologicznego, tj. łatwość jego usuwania z wyrobu i łatwość utylizacji. Zdecydowana większość procesów plastycznej przeróbki metali wymaga smarowania indywidualnego (tj. po każdej operacji), często nanoszenie smaru jest trudne do zmechanizowania. ROZDZIAŁ 5 5.8. Miary tarcia Podstawowymi miarami charakteryzującymi proces tarcia są: współczynnik tarcia µ, czynnik tarcia m. Współczynnik tarcia µ definiowany jest jako stosunek siły tarcia do całkowitego nacisku normalnego i opisywany jest wzorem Coulomba τ µ = (5.1) p

116 Tarcie i smarowanie Rozdział 5 a także µ = tg ρ (5.2) gdzie: µ współczynnik tarcia, ρ kąt tarcia, p nacisk normalny, τ jednostkowa siła tarcia. Wartość współczynnika tarcia przyjmuje się jako wartość stałą dla danego narzędzia i materiału przy ustaleniu danych warunków realizowanego procesu (temperatura, mikrogeometria powierzchni). Jest on zależny od prędkości względnego ruchu. Na powierzchniowych warstwach stykających się powierzchni narzędzia i materiału mogą zachodzić 4 przypadki tarcia i określone wielkości współczynnika tarcia, a mianowicie: tarcie suche µ 0,03, tarcie graniczne µ = 0,1 0,3, tarcie płynne µ = 0,001 0,01, tarcie mieszane µ = 0,03 0,10. Czynnik tarcia m definiuje zależność τ τ m = = 3 (5.3) τmax σp gdzie: σ p naprężenie uplastyczniające, τ naprężenie tarcia. Czynnik tarcia m jest innym opisem naprężenia stycznego na powierzchni styku dwóch ciał, zgodnie z którym naprężenie to jest stałe i niezależne od nacisku normalnego p występującego pomiędzy dwoma ciałami. Przyjmuje się w tym przypadku, że naprężenie pochodzące od tarcia τ jest proporcjonalne do maksymalnego naprężenia τ τ stycznego, które opisać można czynnikiem tarcia m = = 3 przyjmującym τmax σp wartości 0 m 1. W przypadku braku tarcia czynnik tarcia przyjmuje wartość m = 0, natomiast maksymalną wartość naprężenia stycznego, jakie może wystąpić na powierzchni styku dwóch ciał, otrzymamy dla m = 1. Jego wielkość nie może być opisana tabelarycznie, gdyż rzeczywiste jego wartości są ściśle związane z rodzajem i warunkami odkształceniowymi realizowanego procesu kształtowania plastycznego. Bardzo często istnieje konieczność przeniesienia wartości liczbowych z jednego opisu na drugi. Ogólnie zależność pomiędzy czynnikiem tarcia a współczynnikiem tarcia można zapisać zależnością m/µ = 3 170: m µ = (5.4) 3 gdzie: µ współczynnik tarcia, m czynnik tarcia. Zależność między czynnikiem i współczynnikiem tarcia przedstawiono na rysunku 5.10 na przykładzie stopu aluminium.

Tarcie i smarowanie 117 Rys. 5.10. Zależność pomiędzy czynnikiem i współczynnikiem tarcia (materiał PA6, temp. 450 C, ε = 10 s 1 ) Czynniki technologiczne wpływające na wartości przyjmowanych miar tarcia: Stan powierzchni kowadeł, matryc oraz materiału wsadowego do procesu kucia: decydującym parametrem jest ich chropowatość, ponieważ w miarę jej wzrostu rośnie współczynnik tarcia. Na stan powierzchni wpływa skład chemiczny materiału kowadeł i matryc oraz temperatura ich powierzchni oraz stopień i charakter zużycia ich powierzchni. Im bardziej plastyczny i podatny do przeróbki plastycznej jest kuty metal, tym mniejszy jest wpływ jego stanu powierzchni na współczynnik tarcia. Skład chemiczny materiału matryc i kowadeł oraz kutego metalu ze wzrostem zawartości węgla współczynnik tarcia jest mniejszy, tj. im stal ma większą twardość, tym współczynnik tarcia jest mniejszy. Temperatura kucia wpływa na stan powierzchni kowadeł i matryc oraz kutego metalu, skład i grubość warstwy zgorzeliny, ich własności mechaniczne itp. Współczynnik tarcia początkowo wzrasta, gdyż tworzą się twarde tlenki, następnie wykazuje maksimum, a od pewnego poziomu temperatur gdy powstają już miękkie tlenki zaczyna spadać, gdyż zgorzelina zaczyna spełniać rolę smaru. Prędkość kucia. Analizując publikacje naukowe należy przypuszczać, że ogólnie z jej wzrostem współczynnik tarcia maleje. Grubość warstwy smaru. Należy się spodziewać, że współczynnik tarcia obniża się wraz ze zwiększeniem grubości warstwy smaru. ROZDZIAŁ 5 5.9. Wpływ tarcia na proces kucia Ze względu na kształt narzędzi roboczych i związane z tym ograniczenie swobody płynięcia metalu w obszarach odkształcenia, procesy kucia można podzielić na: kucie swobodne, w którym metal kształtuje się między równoległymi kowadłami płaskimi lub kształtowymi, częściowo ograniczającymi jego swobodne płynięcie w kierunku prostopadłym do kierunku ruchu narzędzia roboczego; kucie matrycowe, w którym metal kształtuje się między matrycami (otwartymi lub zamkniętymi) o wykrojach odpowiadających kształtowanej przedkuwce lub odkuwce, jednakże całkowicie ograniczających jego płynięcie poprzeczne, które ma dodatkowo zapewnić ich pełne i prawidłowe wypełnienie;

118 Tarcie i smarowanie wyciskanie, w którym kształtowanie polega na wypływie metalu poddanego ściskaniu w zamkniętej przestrzeni pojemnika, będącego pod działaniem stempla roboczego przez oczko matrycy o kształcie ściśle odpowiadającym przekrojowi poprzecznemu wyrobu. Ze względu na kierunek płynięcia metalu względem ruchu stempla rozróżnia się wyciskanie współbieżne (ruch stempla zgodny z płynięciem metalu) lub wyciskanie przeciwbieżne (ruch przeciwny). Tarcie w procesie kucia wpływa na przebieg procesu płynięcia metalu w kotlinie odkształceń, decyduje o wypełnieniu wykroju, wpływa na rozkład temperatury oraz wielkości odkształcenia kształtowanego metalu, na jakość powierzchni gotowego wyrobu, na powstawanie defektów wewnętrznych i powierzchniowych wyrobu, a także na stopień zużycia narzędzi. Opory tarcia występujące w procesach kucia są duże (µ = 0,2 0,4), wynikają one głównie z obecności dużej ilości zgorzeliny i małej skuteczności smarowania w wysokich temperaturach. Schemat działania sił tarcia w procesie swobodnego spęczania pręta i pierścienia przedstawiono na rysunkach 5.11. i 5.12. Rozdział 5 Rys. 5.11. Schemat oddziaływania sił tarcia, rozkład nacisków i prędkości w procesie spęczania pręta: a) bez tarcia, b) z występowaniem tarcia; V n prędkość ruchu narzędzia, V m prędkość ruchu odkształcanego materiału Na rysunkach 5.11 i 5.12 zostały zilustrowane także rozkłady prędkości i nacisków na powierzchni styku odkuwki z narzędziem. Ze schematów wynika, że ruch odkształcanego plastycznie metalu po narzędziu jest ograniczany oporami tarcia i może się zmieniać począwszy od całkowitego poślizgu, aż do zupełnego przywierania. W centralnej części odkuwki w osi symetrii występuje tzw. punkt neutralny, w którym prędkość równa się zeru. Jeżeli odkształcenie odbywa się w warunkach beztarciowych,

Tarcie i smarowanie 119 to materiał odkształca się jednorodnie, tj. jego przemieszczanie odbywa się z prędkością rosnącą w sposób liniowy w kierunku promienia, natomiast nacisk materiału na narzędzie natomiast ma stałą wartość, równą wartości naprężenia uplastyczniającego. Wraz ze zmniejszaniem wysokości odkształcanego metalu wzrasta jego średnica, przy zachowaniu prostoliniowości tworzących walca. Rys. 5.12. Schemat oddziaływania sił tarcia, rozkład nacisków i prędkości w procesie spęczania pierścienia: a) bez tarcia, b) przy dużych oporach tarcia; V n prędkość ruchu narzędzia, V m prędkość ruchu odkształcanego materiału Podczas operacji spęczania walca w rzeczywistym procesie (z udziałem sił tarcia) w centralnej części odkuwki występuje przywieranie, natomiast płyną jedynie zewnętrzne warstwy materiału. Występowanie oporów tarcia powoduje zatem niejednorodność naprężeń oraz występowanie stref o różnym stopniu odkształcenia (rys. 5.12b). Dowodem nierównomierności odkształceń podczas spęczania wywołanych zjawiskiem tarcia jest beczkowatość spęczanego elementu. Należy również zauważyć, że przy spęczaniu pierścienia z udziałem sił tarcia (rys. 5.12b) materiał przemieszcza się zarówno w kierunku środka (tj. osi próbki), jak też na zewnątrz i występuje beczkowatość zarówno zewnętrzna, jak i wewnętrzna. Istnieje w pewnej odległości od środka linia neutralna, gdzie prędkość przemieszczania materiału względem narzędzia równa jest zero. W tym obszarze występują największe wartości nacisków jednostkowych. Przy bardzo dużych oporach tarcia, zamiast linii neutralnej, może wystąpić tzw. strefa przywierania. Istotny wpływ na wartość nacisków jednostkowych, poza oporami tarcia, wywiera także stosunek średnicy do wysokości spęczanego elementu r/h [5.13]. Przy dużych stosunkach r/h i dużych oporach tarcia, średnie naciski jednostkowe są wielokrotnie większe od granicy plastyczności odkształcanego metalu (rys. 5.13). Efekt oddziaływania zjawiska tarcia w procesach kucia matrycowego jest dużo bardziej złożony aniżeli w przypadku kucia swobodnego. Oprócz niekorzystnego, hamującego oddziaływania sił tarcia na powierzchniach bocznych wykrojów, gdzie tarcie utrudnia płynięcie metalu, a tym samym i dobre wypełnienie wykroju, można także wyodrębnić takie obszary wykroju matrycy, gdzie tarcie ma korzystny wpływ, jak chociażby w mostku wypływki. Korzystny efekt występowania sił tarcia w mostku ROZDZIAŁ 5

120 Tarcie i smarowanie wypływki polega na tym, że hamowanie płynięcia metalu na zewnątrz wykroju sprzyja dobremu wypełnieniu wykroju, umożliwia więc wykonanie wyrobu o większej dokładności wymiarowo-kształtowej. Rys. 5.13. Zależność nacisków od wymiarów próbki i współczynnika tarcia: p średni nacisk jednostkowy, σ pl naprężenie uplastyczniające, µ współczynnik tarcia, r promień, h wysokość [5.13] 5.10. Metody wyznaczania współczynnika tarcia w procesach przeróbki plastycznej Rozdział 5 Istniejące metody obliczania współczynnika tarcia i wyznaczania oporów tarcia w procesach plastycznej przeróbce metali można podzielić na dwie główne grupy (rys. 5.14): a) metody analityczno-doświadczalne, b) metody doświadczalne. W metodach analityczno-doświadczalnych wyznacza się współczynnik tarcia z zależności charakteryzujących siłę lub pracę odkształcenia plastycznego w danym procesie kształtowania plastycznego jako funkcję parametrów procesu, geometrii wyrobu, geometrii narzędzia itp. Wartość siły bądź pracy odkształcenia wyznaczana jest metodą doświadczalną. Wadą metody analityczno-doświadczalnej przy wyznaczaniu współczynnika tarcia jest to, że przy wyprowadzaniu wzorów (metodą analityczną) na siłę odkształcenia stosuje się wiele założeń upraszczających, co z kolei rzutuje na wartość obliczonego w ten sposób współczynnika tarcia. Rozległą grupę metod wyznaczania wartości współczynnika tarcia stanowią metody doświadczalne. Biorąc pod uwagę mierzone wielkości, można te metody podzielić na trzy główne podgrupy: Pierwszą podgrupę stanowią metody oparte na bezpośrednim pomiarze kąta tarcia, np. metoda stożkowych kowadeł E. Siebela w kuźnictwie czy metoda kąta chwytu stosowana w walcownictwie. Drugą podgrupę stanowią metody oparte na pomiarach odkształceń, np. metoda spęczania walca S.I. Gubkina w kuźnictwie czy metoda największego wyprzedzenia stosowana w walcownictwie.

Tarcie i smarowanie 121 Trzecią podgrupę stanowią metody oparte na pomiarach naprężeń: normalnych lub stycznych w strefie styku odkształcanego materiału z narzędziem i obliczaniu współczynnika tarcia, przy założeniu słuszności prawa Amontonsa. Rys. 5.14. Klasyfikacja metod wyznaczania współczynników tarcia w przeróbce plastycznej [5.4] ROZDZIAŁ 5 Główną wadą większości metod doświadczalnych jest to, że umożliwiają one jedynie wyznaczenie uśrednionej wartości współczynnika tarcia, natomiast nie umożliwiają pomiaru i obliczenia rzeczywistych wartości oporów tarcia, które w różnych strefach styku narzędzia z odkształcanym metalem są różne. Wyjątek stanowi metoda oparta na pomiarach naprężeń stycznych w dużej ilości punktów styku narzędzia z odkształcanym materiałem (za pomocą dużej ilości czujników); może dać zbliżony do rzeczywistości obraz zmian oporów tarcia na powierzchni styku. Poprzez zastosowanie rejestracji ciągłej można uzyskać również obraz zmian oporów tarcia w czasie odkształcenia plastycznego. Opracowanie jednej uniwersalnej metody wyznaczania współczynnika tarcia jest trudne, gdyż w procesach plastycznej przeróbki istnieje duża różnica w geometrii sty-

122 Tarcie i smarowanie Rozdział 5 ku narzędzi z odkształcanym materiałem, jak również z charakterystycznym stanem naprężenia i odkształcenia oraz związaną z tym kinematyką płynięcia materiału. Stąd w procesach technologicznych stosuje się różne metody wyznaczania współczynnika tarcia modelujące w sposób możliwie dokładny warunki geometryczne, kinematyczne i dynamiczne występujące w danym procesie. Najbardziej rozpowszechnione przy wyznaczaniu współczynnika tarcia w procesach kucia są metody oparte na spęczaniu walca lub pierścienia, przy czym największą grupę stanowią metody oparte na spęczaniu walca. Istniejące obecnie metody służące do wyznaczania współczynnika tarcia bazujące na procesie spęczania oparte są na: pomiarze kąta tarcia, pomiarze odkształceń próbki po spęczaniu, pomiarze sił tarcia lub naprężeń stycznych. Próby oparte na procesie spęczania są na ogół dokonywane przy dużej różnicy między początkowym i końcowym stanem odkształcenia próbki. Towarzyszy im zmiana prędkości odkształcenia i poślizgu. Dlatego też wydaje się, że informacje uzyskane z tego rodzaju prób dotyczą wartości średniej z rzeczywistych wartości, zmieniających się z warunkami poślizgu, odkształcenia oraz ze zróżnicowaniem się własności wytrzymałościowych odkształconego metalu. Problematyczna jest również kwestia, czy wartości otrzymane przy stosowaniu różnego rodzaju metod wyznaczania współczynnika tarcia są porównywalne z wartościami towarzyszącymi konkretnym procesom technologicznym, różniącym się od próby końcowym stanem odkształcenia, odmiennym sposobem płynięcia metalu oraz jego przemieszczania się po powierzchni narzędzia etc. Najstarszą metodą wyznaczania współczynnika tarcia, opartą na pomiarze kąta tarcia, jest spęczanie cylindrycznych próbek między stożkowymi kowadłami [5.16], znana również w literaturze pod nazwą metody stożków. Istota metody polega na spęczaniu cylindrycznej próbki, która na swoim czole ma stożkowe wcięcie. We wcięcie zakłada się stożkowe wkładki o tym samym kącie nachylenia tworzącej. Wadą metody pomiaru spęczania cylindrycznych próbek między stożkowymi kowadłami jest konieczność posiadania dużej liczby kowadeł o różnych kątach stożka. Istotnym mankamentem (podobnie zresztą jak wszystkich metod opartych na procesie spęczania) jest również nierównomierny rozkład nacisków normalnych i sił stycznych na powierzchni tarcia (stosunek τ/p nie jest stały, tj. naprężenia stycznego do siły). Do grupy metod wyznaczania współczynnika tarcia opartych również na procesie spęczania należy zaliczyć metodę spęczania pierścienia [5.10]. Sposób wyznaczania współczynnika tarcia polega na poddaniu pierścienia procesowi spęczania między płaskim kowadłami i pomiarze średnicy wewnętrznej oraz wysokości próbki po procesie spęczania. Na podstawie zmian średnicy wewnętrznej, dla określonego stopnia odkształcenia, wyznacza się współczynnik tarcia za pomocą specjalnego nomogramu. W wymienionych metodach pomiaru współczynnika tarcia stosuje się spęczanie próbek cylindrycznych oraz pierścieni, a podstawą do wyznaczania współczynnika tarcia są zmiany wymiarów spęczonych próbek. Praktyczne zastosowanie tej metody podano poniżej na przykładzie dwóch kształtów próbek spęczanych pierścieni i dwóch stopów, tj. Inconel 718 oraz Ti-6Al-4V [5.2]. Wykorzystując modelowanie numeryczne programem QForm2D/3D w zmiennych

Tarcie i smarowanie 123 warunkach kontaktowych, zbudowano nomogramy w oparciu o zmianę wymiarów poprzecznych próbki w funkcji odkształcenia względnego dla wybranych temperatur procesu spęczania. Dla sporządzenia każdej krzywej, w bazie danych środków smarujących programu, zdefiniowano odpowiednie smary o znanym czynniku tarcia m w zakresie od 0,05 do 1. Spęczanie realizowane jest między płaskimi płytami ze stałą prędkością odkształcenia. W kolejnym kroku mierzy się chwilowe średnice wewnętrzne i odpowiadające im wysokości próbki. Po stabelaryzowaniu odpowiednich wysokości pierścionka i odpowiadających im średnic wewnętrznych przy zastosowaniu danego smaru o znanym czynniku tarcia m wykreśla się odpowiednie nomogramy, które posłużą użytkownikowi do określania oporów tarcia. Do określenia jednej krzywej o bardzo dużej dokładności na nomogramie wykonuje się co najmniej kilkadziesiąt pomiarów. Praktycznie przydatny nomogram powinien mieć co najmniej kilkanaście krzywych. W przykładowych nomogramach (rys. 5.15 i 5.16) umieszczono 21 krzywych (20 badanych smarów + 1 dla warunków beztarciowych m = 0). ROZDZIAŁ 5 Rys. 5.15. Nomogram do określania wartości czynnika tarcia w funkcji wymiarów pierścienia po zgnieceniu; materiał stop tytanu Ti-6Al-4V, temperatura 800 C (a) i 1100 C (b), dla próbki o wymiarach: h 0 = 4 mm, d w0 = 6 mm, d z0 = 12 mm

124 Tarcie i smarowanie Rozdział 5 Rys. 5.16. Nomogram do określania wartości czynnika tarcia w funkcji wymiarów pierścienia po zgnieceniu; materiał Inconel 718, temperatura 1050 C, dla próbki o wymiarach: h 0 = 4 mm, d w0 = 6 mm, d z0 = 12 mm (a) i h 0 = 10 mm, d w0 = 10 mm, d z0 = 20 mm (b) W odróżnieniu od metod opartych na spęczaniu cylindrycznej próbki między kowadłami płaskimi, istnieje pewna grupa metod wyznaczania współczynnika tarcia oparta na spęczaniu próbek płaskich między klinowymi kowadłami, tzw. metoda próbki klinowej. Z powyższego wynika, że zdecydowana większość metod opiera się na próbie spęczania swobodnego i modeluje wyniki płynięcia metalu po płaskim kowadle. Brak jest metod służących do wyznaczania współczynnika tarcia, które modelowałyby kinetykę płynięcia metalu w procesie kucia matrycowego. Z uwagi na to, iż współczynnik tarcia nie jest stały w czasie trwania całego procesu odkształcenia plastycznego, przy projektowaniu nowych metod pomiaru współczynnika tarcia należy dążyć do tego, aby metoda pomiaru pozwalała na ciągłą rejestrację zmian siły tarcia (lub nacisków) w czasie. Przy wyznaczaniu oporów tarcia w warunkach zbliżonych do danego procesu technologicznego należy także uwzględnić, prócz podobieństwa geometrycznego, również temperaturę i prędkość odkształcenia. W tym celu wykorzystuje się programy komputerowe do analizy procesu rzeczywistego, które w oparciu o analizę odwrotną inverse eliminują założenia upraszczające analizowany proces przeróbki plastycznej [5.3, 5.9 5.11, 5.17].

Tarcie i smarowanie 125 5.11. Smarowanie w procesach kucia Smar technologiczny, prócz zmniejszenia oporów tarcia, ułatwienia płynięcia metalu w matrycy i zapobiegania przywieraniu odkuwek, spełnia rolę substancji chłodzącej matrycę zabezpieczając ją przed zużyciem cieplnym. Zgodnie z zaleceniami, matryce kuźnicze powinny być nagrzewane przed rozpoczęciem pracy do odpowiedniej temperatury, w zależności od temperatury kucia stopu. W wyniku zetknięcia nagrzanej odkuwki z powierzchnią wykroju w warstwie wierzchniej matrycy występuje znaczny przyrost temperatury, przy czym w przypadku braku substancji rozdzielającej (smaru) po pewnym czasie temperatura na powierzchni wykroju jest równa temperaturze powierzchni odkuwki, a rozkład temperatury w warstwie wierzchniej odkuwki i narzędzia będzie taki sam (rys. 5.17). Rys. 5.17. Rozkład temperatury na powierzchni styku odkuwki z narzędziem: t no temperatura nagrzewu odkuwki, t ko temperatura na powierzchni odkuwki w czasie kucia, t km temperatura na powierzchni matrycy w czasie kucia, t M temperatura matrycy przed rozpoczęciem pracy ROZDZIAŁ 5 W przypadku zastosowania warstwy izolującej w postaci smaru, temperatura na powierzchni narzędzia jest znacznie niższa od temperatury panującej na powierzchni odkuwki, co jest przypadkiem dużo korzystniejszym. Z procesem nagrzewania i chłodzenia wiąże się zmiana znaku naprężeń. Nagrzewanie matrycy powoduje w warstwach wierzchnich naprężenia ściskające, ponieważ nagrzane warstwy dążą do rozszerzania się, a przeciwdziałają temu głębiej położone chłodniejsze warstwy środka matrycy. Odwrotne zjawisko występuje przy chłodzeniu; w tym przypadku warstwy wierzchnie o temperaturze niższej niż temperatura środka matrycy podlegają naprężeniom rozciągającym. Cyklicznie powtarzające się zmiany temperatury i związane z tym cyklicznie powtarzające się zmiany naprężeń prowadzą w konsekwencji do zmęczenia cieplnego materiału i pojawienia się pęknięć zmęczeniowych. Podczas pracy narzędzia

126 Tarcie i smarowanie w podwyższonych temperaturach narzędzie ulega intensywnemu zużyciu ciernemu oraz utlenianiu. Wraz ze wzrostem temperatury odporność stali na zużycie cierne maleje, co jest bardzo niekorzystne z punku widzenia eksploatacji matryc. Obecnie stosowane w procesach kucia smary występują w różnych formach oraz posiadają różnorodne składy (rys. 5.18). W procesach kucia na ciepło stosuje się najczęściej takie same smary (lub o bardzo zbliżonym składzie chemicznym), jak w przypadku kucia na gorąco z tego powodu, że w warunki pracy są zbliżone. Rys. 5.18. Klasyfikacja smarów płynnych stosowanych w procesach kucia [5.14] Rozdział 5 W ostatnich latach zauważa się dość duże zainteresowanie tzw. smarami białymi (nie zawierającymi grafitu) i prowadzone są dość intensywne badania w tym zakresie, podobnie jak przy kuciu na gorąco odchodzi się również od smarów zawierających oleje ze względu na duże zanieczyszczenie pomieszczeń, przykre zapachy i ich szkodliwy wpływ na zdrowie człowieka. W przypadku smarów czarnych (zawierających grafit) rzeczywiście istnieje możliwość zastąpienia oleju wodą, dzięki czemu uzyskuje się lepsze własności smarująco-chłodzące układu, jednakże większość znanych smarów białych oparta jest na olejach syntetycznych. Jak dowodzą badania [5.15] stosowanie smarów białych zwiększa w sposób znaczący żywotność narzędzi. Na początku 2000 roku Komisja Europejska zleciła badania nad wprowadzeniem do masowej produkcji smarów kuźniczych, których wpływ na środowisko byłby mało szkodliwy oraz jednocześnie gwarantowałyby dobre warunki smarowania w procesach kucia na ciepło oraz na gorąco. Do badań stworzono zespół złożony z czterech ośrodków naukowych (Darmstadt University of Technology, Germany; Teksid S.p.A., Italy; Hirschvogel Umformtechnik GmbH, Germany; SNR Roulements, France), dwóch producentów smarów (Acheson Colloiden B.V.; Carl Bechem GmbH), producenta pras kuźniczych (Schuler Pressem GmbH) oraz niezależnego ośrodka zajmującego się ochroną środowiska (Fenice, former Fisia S.p.A., Italy). Rezultatem prowadzonych

Tarcie i smarowanie 127 badań było opracowanie nowych substancji smarujących gwarantujących zwiększenie żywotności narzędzi, lepsze warunki smarowania oraz zmniejszenie niekorzystnego wpływu na środowisko (tab. 5.8). Tabela 5.8. Nowe substancje smarujące powstałe w wyniku badań zleconych przez Komisję Europejską [5.15] Nazwa producenta Acheson Colloiden B.V. Acheson Colloiden B.V. Acheson Colloiden B.V. Acheson Colloiden B.V. Carl Bechem GmbH Carl Bechem GmbH Carl Bechem GmbH Carl Bechem GmbH Carl Bechem GmbH Nazwa handlowa Deltaforge F-400 Deltaforge F-410 Deltaforge F-405 Deltaforge F-401 Berulit 625/1 Berulit 630 Berulit 392 Berulit 396EP Berulit 393 Charakterystyka Smar wodno-grafitowy gwarantujący bardzo dobre warunki smarowania podczas kucia na ciepło oraz na gorąco, możliwość stosowania również jako warstwy ochronnej aplikowanej przed procesem nagrzewania. Jest udoskonaleniem bardzo powszechnie znanego smaru Deltaforge 31, uznawanego za najpopularniejszy kuźniczy smar świata, zawiera minimalne ilości amoniaku. Bardzo duża prostota usuwania z powierzchni oraz ułatwienie wyjmowania odkuwki z wykroju. Smar wodno-grafitowy o bardzo zbliżonych własnościach do smaru Deltaforge-400, możliwy do stosowania również w niższych temperaturach procesów kucia oraz podczas kucia odkuwek o dużej złożoności. Smar wolny od grafitu, opracowany na bazie oleju syntetycznego, dający bardzo dobre rezultaty w połączeniu ze smarem Deltaforge-400 stosowanym jako warstwa konwersyjna. Smar wolny od grafitu (biały), na bazie wody oraz innych dodatków, unowocześnienie znanego smaru do kucia na gorąco Deltaforge 1105M. Smar biały, na bazie estrów, przeznaczony do kucia na ciepło, dający znakomite własności smarowania podczas kucia kół zębatych (stworzony specjalnie do tego procesu). Smar biały, na bazie estrów, przeznaczony do kucia. Smar biały, wolny od grafitu oraz olejów, przeznaczony do kucia, dający najlepsze rezultaty przy temperaturze narzędzi nie przekraczającej 280 C. Smar biały, mieszanina wody oraz substancji syntetycznych o dużej prostocie usuwania z powierzchni, dający najlepsze rezultaty przy temperaturze narzędzi nie przekraczającej 360 C. Smar biały, mieszanina wody oraz substancji syntetycznych, dający najlepsze rezultaty przy temperaturze narzędzi 130 280 C. ROZDZIAŁ 5 Podczas kucia na zimno, podobnie jak w przypadku kucia na gorąco, procesowi towarzyszą pewne trudności związane z zacieraniem się, sczepianiem oraz wyrywaniem cząstek elementów pary trącej. Procesy plastycznej przeróbki metali na zimno charakteryzują się wysokimi wartościami nacisków jednostkowych, którym towa-

128 Tarcie i smarowanie Rozdział 5 rzyszą znaczące siły tarcia oraz podwyższanie się temperatury pary trącej na skutek pracy odkształcenia. Następstwem wymienionych zjawisk jest utrudnione płynięcie metalu z powodu nalepiania się go na narzędzie, niewypełnienie wykroju, niska jakość uzyskanej powierzchni odkuwki oraz zmniejszenie trwałości narzędzia. Podczas odkształcania na zimno na powierzchni odkuwki mogą pojawić się również defekty w postaci rys. Dlatego też podczas kucia na zimno istnieje konieczność stosowania smarów technologicznych o dobrych osłonowych własnościach przeciwciernych. Smar technologiczny powinien również sprzyjać odprowadzaniu ciepła z półfabrykatu w procesie odkształcenia. Powstała więc konieczność opracowania skutecznej metody smarowania. Zastosowanie po raz pierwszy w 1930 roku jako smaru fosforanu cynku do kucia na zimno zrewolucjonizowało tę gałąź przemysłu. Wcześniej przy braku smarowania obserwowano zacieranie się odkuwek w narzędziach oraz ich bardzo szybkie zużycie [5.12]. Powłoki fosforanowe nasycane smarem dają dobre wyniki smarowania, jednakże występują duże trudności ich nakładania, konieczność posiadania odpowiednich instalacji, charakteryzują się również dużą toksycznością i dlatego też odchodzi się od tego rodzaju smarowania. Dla stopów tytanu najlepszym smarem okazuje się szkło wodne, ponieważ chroni ono w bardzo dużym stopniu powierzchnię odkuwki przed przyklejaniem się jej do ścian wykroju. Temperatura odkształcania stopów aluminium waha się najczęściej w przedziale 425 450 C, przy czym narzędzia nagrzewają się do temperatury około 200 C. Stąd najpowszechniejszym smarem używanym w takich warunkach jest mieszanina grafitu w wodzie lub oleju. Do kucia małych, prostych części używa się również smarów białych emulsji olejów i wosków na bazie wody. Do kucia izotermicznego, obok charakteryzowanych smarów olejowo grafitowych oraz wodno grafitowych, zawierających około 60% oleju/wody i do 40% grafitu, zaczęto stosować również stearynian miedzi 6 8%, stearynian cynku 4 7%, organiczny kwas tłuszczowy 4 5%, emulgator 3 5%, kwas borowy 5 7%, olej mineralny 6 9%, pozostałe woda [5.1]. Nanoszenie smaru na powierzchnię roboczą narzędzi odbywa się specjalnym systemem (rys. 5.19). Systematyczne podawanie smaru w przestrzeń roboczą (na wykrój) jest niezbędnym warunkiem uzyskania dobrych efektów przy stosowaniu środków smarująco-chłodzących w procesach kucia. Substancja smarująca może być nanoszona na powierzchnię kontaktu za pomocą: rozpylania, zalewania bądź zanurzania. Nowoczesne systemy rozpylania smaru są urządzeniami o dość złożonej budowie, które poprzez zaawansowane systemy pomp, zaworów, mechanizmów kontrolnych oraz dysz współpracują z manipulatorem, który może być sterowany dokładnie takim samym kodem jak obrabiarki numeryczne, przez co zagwarantowane są optymalne warunki pokrycia smarem wykrojów nawet o bardzo złożonych kształtach geometrycznych. Przykładem takiego systemu jest Deltaforge DMT I lub II generacji firmy Acheson (rys. 5.20), który gwarantuje perfekcyjne pokrycie matryc poprzez połączenie układu natryskowego z zaprogramowanym robotem. Stosowanie tego typu układów niesie za sobą wiele korzyści, a mianowicie: mniejsze zużycie nakładanego środka, możliwość regulacji parametrów podawania smaru,

Tarcie i smarowanie 129 zwiększona żywotność matryc, krótszy czas przestoju maszyny, łatwość użycia, łatwość programowania parametrów procesu technologicznego. Rys. 5.19. Schemat miksera do rozpuszczania koncentratu smarującego ROZDZIAŁ 5 Rys. 5.20. Schemat nowoczesnego systemu smarującego: 1 układ dysz uniwersalnych, 2 robot smarujący, 3 pulpit sterowania robotem, 4 mieszalnik z układem podawania smaru Roboty smarownicze mogą współpracować z najprzeróżniejszymi układami dysz (w zależności od geometrii wykroju), które umożliwiają za pomocą tego samego ujścia medium realizację dwóch podstawowych procesów, tj. chłodzenia lub smarowania. Na rysunku 5.21 przedstawiono układy dysz współpracujących z manipulatorem.

130 Tarcie i smarowanie Dysza smarująca sterowana jest zaawansowanymi układami elektrozaworów, które pozwalają na programowanie ich cyklu pracy. Najczęściej spotykany cykl pracy dyszy składa się z następujących etapów: najazd robota w miejsce pracy wykrojów, przedmuch sprężonym powietrzem, w celu usunięcia zgorzeliny oraz pozostałości środka smarnego, przedmuch mieszanką woda smar powietrze, smar powietrze, smar woda, w celu chłodzenia oraz smarowania wykroju (w ekstremalnych warunkach pracy istnieje możliwość zaprogramowania podawania samej wody w celu ochłodzenia wykroju), odjazd robota z miejsca pracy wykrojów, pauza, ponowny najazd robota w miejsce pracy wykrojów, ponowny przedmuch sprężonym powietrzem, w celu usunięcia zgorzeliny oraz pozostałości środka smarnego itd. Rys. 5.21. Robot smarowniczy Dag 2020R Rozdział 5 Oprócz wysoce zaawansowanych robotów smarowniczych, na rynku dostępne są również urządzenia do podawania smaru zaopatrzone w serwonapędy, które spełniają wszystkie z wyżej wymienionych wcześniej funkcji, różnicą jest jedynie sam system sterowania manipulatorem (rys. 5.22). Rys. 5.22. Urządzenie DAG 2020 L

Tarcie i smarowanie 131 Urządzeniem do nakładania smaru jest tzw. pistolet smarujący (rys. 5.23), który również może współpracować z mikserami różnego typu. Zasada działania pistoletów natryskowych jest stosunkowo prosta zawory powietrza uruchamia się po naciśnięciu do pierwszego oporu, drugi opór uruchamia dodatkowo przepływ smaru. W urządzeniach smarujących zasadnicze znaczenie ma dysza rozpylająca. Zjawiska zachodzące podczas rozpylania przedstawiono na rysunku 5.24. Rys. 5.23. Pistolet natryskowy smaru Rys. 5.24. Zjawiska zachodzące podczas pracy dyszy: a) smarowanie idealne z efektem czarnej plamy, b) smarowanie typowe z częściowym efektem czarnej dziury, c) smarowanie nieodpowiednie z efektem czarnej dziury Dysze podczas natrysku tworzą tzw. parasol ochronny zapobiegający odpryskiwaniu smaru z powierzchni i eliminujący efekt tzw. czarnej dziury (rys. 5.24). Wyeliminowanie tego niekorzystnego zjawiska można również osiągnąć poprzez połączenie odpowiedniej konstrukcji dyszy z dynamicznym sposobem nakładania smaru (rys. 5.25). ROZDZIAŁ 5 Rys. 5.25. Schemat podawania smaru za pomocą dyszy: a) starego typu (efekt czarnej dziury), b) nowego typu

132 Tarcie i smarowanie Rozdział 5 Literatura [5.1] Barykin N.P., Popov W.I., Semenov W.I.: Smary do kształtowania na gorąco wyrobów ze stopów aluminium. Obr. Plast. Met. 1994, nr 5. [5.2] Bednarek S., Chyła P., Łukaszek-Sołek A., Sińczak J.: Numeryczne wyznaczanie nomogramów metodą pierścieni Burgdorfa. Prace Politechniki Warszawskiej, 2012. [5.3] Behrens A., Schafstall H.: 2D and 3D Simulation of Complex Multistage Forging Processes by Use of Adaptive Friction Coefficient. J. Mat. Proc. Technol. 1998, vol. 80-81. [5.4] Gierzyńska M.: Tarcie, zużycie i smarowanie w obróbce plastycznej metali. Warszawa, WNT, 1983. [5.5] Gierzyńska-Dolna M., Adamus J.: Rola i zadania smarów technologicznych w procesach obróbki plastycznej metali. Prz. Mech. 1995, nr 16. 5.6] http://www.tribologia.org/ptt/try/tr04.htm. [5.7] Jamison W.E., Cosgrove S.L.: Friction Characteristic of Transition-Metal Disulfides and Deidenides. ASLR Trans. 1971, Vol. 14. [5.8] Kocańda A., Świłło S.: Zastosowanie modelowania fizycznego w pomiarach przemieszczeń względnych. Konferencja nt. Fizyczne i Matematyczne Modelowanie Procesów Obróbki Plastycznej, Warszawa 17-18.05.2001, PAN, Warszawa, 2001. [5.9] Lacki P.: Zastosowanie wybranych modeli tarcia w numerycznej analizie procesów obróbki plastycznej. Konferencja nt. Informatyka w technologii metali, Zakopane 11-14.01.2004, Wyd. Nauk. Akapit, Kraków, 2004. [5.10] Li L.X., Peng D.S.: An Experiment Study of the Lubrication Behavior of Graphite in Hot Compression Tests. J. Mater Process. Technol. 2001, Vol. 112. [5.11] Marciniszyn A., Stupkiewicz S.: Modelowanie smarowania i zmian chropowatości powierzchni w procesach przeróbki plastycznej. Inform. Technol. Mater. 2004, t. 4, nr 1-2. [5.12] Savage S.C., Barnett M.R., Hodgson P.D.: Investigation into Cold Heading Lubricants. Proceedings of the 8 th International Conference on Metal Forming. Kraków/Poland 3-7 September 2000 Metal Forming 2000 Balkama/Rotterdam/Brookfield, 2000. [5.13] Schey J.M.: Metal Deformation Processes. New York, Friction and Lubrication Fr. a. Lubr., 1970. [5.14] Seidel H.: The Use of Die Lubricants in the Forging of Ferrous and Non-Ferrous Metals. Metallurgia 2002, Vol. 69, nr 2. [5.15] Sheljaskow S.: Tool Lubricating Systems in Warm Forging. J. Mat. Proc. Technol. 2001, Vol. 113. [5.16] Siebel E.: Obrabotka mietałłow w płasticzeskom sostojani. ONTI Moskwa, 1934. [5.17] Szyndler D., Pietrzyk M.: Zastosowanie obliczeń odwrotnych do wyznaczania parametrów reologicznych i trybologicznych w procesie spęczania pierścieni. VII Konferencja pt. Zastosowanie komputerów w zakładach przetwórstwa metali. Krynica-Czarny Potok 16-19.02.2000, Komitet Metalurgii PAN, Kraków, 2000.

6. Zużycie narzędzi 6.1. Obciążenie narzędzi Jakość odkuwek matrycowych głównie ich kształt i wymiary zależna jest przede wszystkim od konstrukcji i dokładności wykonania matryc, a szczególnie ich wykrojów matrycujących. Wskutek obciążenia mechanicznego i cieplnego matryce w procesie kucia zmieniają swoje wymiary, co w sposób bezpośredni wpływa na dokładność wykonania odkuwek. Fakt ten posiada szczególne znaczenie w przypadku produkcji odkuwek dokładnych, bez naddatków na obróbkę mechaniczną. W tym przypadku przy projektowaniu konstrukcji oprzyrządowania kuźniczego niezbędne staje się określenie wielkości odkształceń sprężystych i cieplnych matryc. Kolejnym problemem, który należy uwzględnić przy projektowaniu procesów kucia dokładnego, jest określenie zależności pomiędzy stopniem wypełnienia wykroju matrycy a wielkością nacisków jednostkowych i sił kucia. Znajomość wielkości siły nacisku w funkcji drogi odkształcania posiada szczególne znaczenie w przypadku kucia odkuwek zarówno w matrycach otwartych, jak i zamkniętych, gdzie w końcowej fazie procesu kucia występują z reguły znaczne obciążenia mechaniczne. Wyeliminowanie zbyt wysokich nacisków jednostkowych w pewnych obszarach wykroju matrycy ogranicza możliwość uszkodzenia narzędzi, jak również niekorzystnych przeciążeń maszyny kuźniczej. W dalszej części tego rozdziału przedstawiono szereg przykładów obciążenia i zużycia narzędzi dla różnych konstrukcji wykrojów matryc otwartych i zamkniętych. W ostatnim etapie kucia, niezależnie od rozwiązań konstrukcji matryc i kształtu odkuwki, z reguły metal jest przemieszczany w obszar wypływki, jeśli kucie odbywa się w matrycy otwartej (rys. 6.1a), lub obszar kompensatora (rys. 6.3). W tych obszarach obciążenie narzędzi jest najmniejsze (rys. 6.1b) [6.5]. Rozdział 6 Rys. 6.1. Rozkład: a) linii płynięcia, b) naprężeń (MPa) na powierzchni wykroju wyznaczony programem QForm

134 Zużycie narzędzi Odkuwka przedstawiona na rysunku 6.2 jest wytwarzana w matrycach zamkniętych z poprzedzającym spęczaniem proces dwuzabiegowy (rys. 6.2a), lub po spęczeniu, w dwóch wykrojach matrycujących proces trójzabiegowy (rys. 6.2b) [6.8, 6.9]. Wykrój matrycujący na gotowo skonstruowano z kompensatorem pionowym (rys. 6.3a) oraz bez kompensatora (rys. 6.3b). W pierwszym przypadku konstrukcji matrycy metal może płynąć do szczeliny, w drugim natomiast proces kucia jest zakończony po całkowitym zapełnieniu metalem przestrzeni wykroju. Obciążenie narzędzi w ostatnim etapie kucia czterech wariantów technologii kucia przedstawiono na rysunku 6.4. Rys. 6.2. Proces kucia jednoczesnego dwóch pierścieni: a) w dwóch zabiegach, b) w trzech zabiegach Rozdział 6 Rys. 6.3. Konstrukcja wykroju matrycy do jednoczesnego kucia dwóch pierścieni: a) otwarta (z wypływką pionową), b) zamknięta Konstrukcja matrycy nie ma tak istotnego wpływu na wymaganą końcową siłę nacisku przy kuciu tego typu odkuwek, jak sposób prowadzenia procesu kucia. Proces dwuzabiegowy dla analizowanej odkuwki wymaga prawie trzykrotnie większej siły nacisku w końcowym etapie kucia w porównaniu z procesem trójzabiegowym (rys. 6.4). Duże siły nacisku w przypadku kucia w procesie dwuzabiegowym są konsekwencją występowania dużych nacisków jednostkowych w obszarze denka (rys. 6.5a i 6.5c). Dla procesu trójzabiegowego maksymalne naciski jednostkowe występują w obszarze zamka matrycy (rys. 6.5b i 6.5d). Przyczyną dużego lokalnego obciążenia

Zużycie narzędzi 135 matrycy w ostatnim etapie kucia jest wymuszone przemieszczanie odkształcanego metalu. W procesie dwuzabiegowym w ostatnim etapie kucia metal przemieszcza się z obszaru denka w kierunku zamka. Natomiast w procesie trójzabiegowym w ostatnim etapie kucia występuje korzystna strefa zmiany kierunku płynięcia metalu, dzięki czemu metal nie ma wymuszonego przemieszczania jednokierunkowego. Dodatkową korzyścią tej ostatniej technologii jest zmniejszone tarciowe zużycie narzędzi. Rys. 6.4. Siła w procesie kucia: a) w dwóch zabiegach, b) w trzech zabiegach w wykroju otwartym (s) i zamkniętym (z) Rys. 6.5. Rozkład nacisków jednostkowych (MPa) na powierzchni wykroju końcowego w ostatnim etapie kucia w procesie: dwuzabiegowym (a, c) w matrycy: otwartej (a) i zamkniętej (c) oraz trójzabiegowym (b, d) w matrycy: otwartej (b) i zamkniętej (d) ROZDZIAŁ6 Problem zmniejszenia nacisków jednostkowych w środkowym obszarze odkuwki przedstawiono na przykładzie czterech konstrukcji matryc do wykonania tej samej

136 Zużycie narzędzi odkuwki stożkowego koła zębatego (rys. 6.6) [6.3, 6.7]. Trzy pierwsze konstrukcje matryc różnią się grubością denka, zaś czwarta konstrukcja (rys. 6.6d) polega na tym, że odkuwkę kształtuje się po uprzednim wycięciu w przedkuwce otworu o średnicy równej średnicy denka. Rys. 6.6. Konstrukcje matryc do wykonania odkuwki stożkowego koła zębatego: a) z denkiem, b) z wgłębieniem, c) bez denka, d) z otworem Rozdział 6 Charakterystyczne dla analizowanych wariantów technologii kucia koła zębatego przypadki rozkładu obciążenia matryc przedstawiono w postaci map naprężeń średnich na rysunku 6.6. W obszarze denka dla wszystkich przypadków występują naprężenia ściskające. Ich wartość bezwzględna, w przypadku matryc do kucia odkuwki z denkiem, jest wysoka i wynosi ponad 2,3 GPa (rys. 6.7a) i około 1,2 GPa dla matryc stosowanych do kucia odkuwki z otworem. We wszystkich konstrukcjach matryc występują obszary naprężeń rozciągających, przy czym ich wartość bezwzględna nie przekracza 0,75 GPa (rys. 6.7b). Biorąc pod uwagę wartość bezwzględną naprężeń średnich oraz zakres występowania, najkorzystniejszą konstrukcją jest matryca do kucia odkuwek z otworem. Mapy wypadkowych przemieszczeń matrycy dolnej podano na rysunku 6.8. We wszystkich przypadkach analizowanych matryc charakter przemieszczeń jest zbliżony. Stosunkowo duże różnice występują natomiast w zakresie wartości bezwzględnych. Maksymalne wypadkowe przemieszczenie matrycy dolnej przy powierzchni wykroju, w procesie kucia odkuwek z denkiem, wynosi 0,5 mm (rys. 6.8a), natomiast dla odkuwki z otworem około 0,2 mm (rys. 6.8b). Z powyższego wynika, że w rozpatrywanych przypadkach najkorzystniejsze warunki pracy matryc uzyskano dla kształtowania odkuwek z otworem. Kucie odkuwek z cienkimi denkami wywołuje nie tylko znaczny wzrost obciążeń mechanicznych, lecz również znaczną nierównomierność odkształceń sprężystych i znaczne przemieszczenia matryc.

Zużycie narzędzi 137 Rys. 6.7. Mapy naprężeń średnich (MPa) w matrycach przy maksymalnej sile nacisku w procesie kucia odkuwek: a) z denkiem, b) z otworem Rys. 6.8. Wypadkowe przemieszczenie w przekroju pionowym matrycy dolnej przy maksymalnej sile nacisku w procesie kucia odkuwki (liczby w mm): a) z denkiem, b) z otworem 6.2. Wpływ parametrów procesu kucia na zużycie narzędzi Obok tradycyjnych sposobów poprawy trwałości narzędzi, takich jak: stosowanie kosztownych materiałów na narzędzia i ich obróbki cieplnej, powłok, obróbki powierzchniowej oraz doboru odpowiedniego smaru, szerokie możliwości poprawy żywotności narzędzi zapewnia optymalizacja schematu płynięcia metalu. Szczególne znaczenie ma to w procesach kucia dokładnego na wymiar, gdzie oprócz efektów ekonomicznych, zużycie narzędzi wpływa na dokładność kucia, decydując o spełnieniu tolerancji wymiarowych. Przykładem takiego procesu jest kucie dokładne piasty do półosi samochodów osobowych [6.11], w którym w związku z wysokimi dokładnościami oraz dużymi seriami odkuwek, zwiększenie trwałości narzędzi ma szczególne znaczenie. Jednym z krytycznych obszarów narzędzi kształtujących, w którym ogniskują się ROZDZIAŁ6

138 Zużycie narzędzi współdziałające mechanizmy zużycia jest stempel kształtujący, odpowiedzialny na kalibrowanie piasty na wymiar. Odpowiada on za zapewnienie wysokiej dokładności odkuwek (tolerancje 0,05 0,1 mm), uzyskiwanych bezpośrednio po kuciu na półgorąco. Z uwagi na wysokie naprężenia, związane z obniżonymi temperaturami kucia, narzędzia kształtujące w szczególny sposób narażone są na intensywne zużycie, co skutkuje utratą założonych poziomów dokładności oraz spadkiem wydajności wielkoseryjnych cykli kucia. Analiza mechanizmów zużycia zachodzących w stemplu podczas kucia, przy znajomości parametrów stanu naprężeń i odkształceń w narzędziu oraz materiale poddanym odkształceniu, pozwala określić możliwości oraz wytyczne ich minimalizacji poprzez zmianę technologii kucia. W celu określenia mechanizmu zużycia wspomnianego stempla do badań pobrano próbki zlokalizowane w obszarze przedstawionym na rysunku 6.9a. Badania metalograficzne wykonano na mikroskopie świetlnym Axivert 200 MAT. Próbki trawiono 2% nitalem. Skład chemiczny stali, z której został wykonany stempel przedstawiono w tablicy 6.1. Mikrostrukturę materiału rodzimego stempla przedstawiono na rysunku 6.9b. Jak wskazują wyniki badań metalograficznych mikrostruktura stempla była jednorodna, nie wykazująca pasmowości. W mikrostrukturze widoczne są wyraźne wydzielenia węglików drugorzędowych stopowych usytuowanych w większości wzdłuż granic ziarn byłego austenitu. Rys. 6.9. Badany stempel formujący: a) lokalizacja próbek pobranych do badań z zaznaczeniem lokalizacji płaszczyzny zgładu, b) mikrostruktura wyjściowa materiału stempla Tabela 6.1. Skład chemiczny stali, z której wykonano stempel (% masowe) Rozdział 6 Materiał C Si Mn P S Cr Mo V Badany stop 0,38 0,35 0,30 0,014 0,030 4,6 2,90 0,54 PN-EN ISO 4957:2002U 0,33 0,41 0,80 1,20 0,25 0,50 max 0,03 max 0,03 4,80 5,50 1,10 1,50 0,30 0,50 Badania metalograficzne stempla kształtującego dotyczyły obserwacji jego zużycia tribologicznego. Prowadzono je tak, aby można było obserwować warstwę przypowierzchniową w miejscach i orientacjach prezentujących możliwie szeroki zakres oddziaływania na mikrostrukturę materiału stempla (rys. 6.9a). W próbce zlokalizowanej w obszarze 1 (rys. 6.9a) zaobserwowano jedynie nieliczne pęknięcia w warstwie przypowierzchniowej (rys. 6.10a). Pęknięcia zarodkują i rozprzestrzeniają się mechanizmem zmęczeniowo-cieplnym transkrystalicznie lub mechaniz-

Zużycie narzędzi 139 mem naprężeniowo-korozyjnym po granicach ziarn. Można stwierdzić, że pęknięcia na większej głębokości rozwijają się głownie transkrystalicznie (tylko na niewielkich odcinkach po granicach ziarn), co świadczy o tym, iż granice ziarn w przypadku tego materiału nie są obszarami, które przy warunkach tribologicznych występujących w tym przypadku, ułatwiałyby rozwój pęknięcia. Przesunięcie obserwacji zużycia w kierunku górnej części stempla formującego, do obszaru 2 (rys. 6.9a) wskazuje na istotny wpływ oddziaływania tribologicznego oraz zmęczenia cieplnego na tworzenie się pęknięć (rys. 6.10b). Jak widać zarodkowanie pęknięć i ich początkowy rozwój ma wyraźnie charakter transkrystaliczny, przy czym na drogę ich rozwoju mają wpływ odkształcenie plastyczne warstwy wierzchniej oraz wtrącenia niemetaliczne. Dalszy rozwój pęknięć wydaje się jednak uzależniony od granic ziarn, zwłaszcza w przypadku pęknięć wtórnych. Analiza górnej części trzpienia (próbka 3), a więc części najbardziej narażonej na oddziaływanie tribologiczne oraz zmęczeniowo-cieplne, wskazuje na dalszą intensyfikację tworzenia się pęknięć w materiale. Pęknięcia w tym przypadku koncentrują się głównie w miejscach karbów konstrukcyjnych lub zmian przekroju (rys. 6.10c). W miejscu karbu tworzą się głębokie pęknięcia biegnące prostopadle do powierzchni roboczej, a równolegle do osi trzpienia. Jednakże obok takich pęknięć występują również pęknięcia, które rozwijają się pod niewielkim kątem do powierzchni lub na niektórych odcinkach nawet równolegle do powierzchni. Wskazuje to na ich rozwój wzdłuż występowania największych naprężeń stycznych Herza (tzw. punkt Bielejewa). Występowanie obu wyżej wspomnianych mechanizmów rozwoju pęknięć stwarza niebezpieczeństwo takiego ich układu (połączenia), który może skutkować wykruszeniem się z powierzchni dużych fragmentów materiału (rys. 6.10d). Zmiana płaszczyzny obserwacji warstwy przypowierzchniowej dokonana w ten sposób, aby przekrój przez powierzchnię zużytą tribologicznie pozwalał na obserwację warstwy przypowierzchniowej wzdłuż kierunku płynięcia materiału kutego (próbka nr 4), pozwala na stwierdzenie, że zarodkowanie pęknięć następuje w wyniku mikrozakuwania materiału narzędzia w zasięgu cienkiej warstwy przypowierzchniowej, powiązanego z odwęgleniem tej warstwy oraz z mechanizmem utleniania wzdłuż wydzieleń węglików stopowych, gdzie stężenie chromu w osnowie jest obniżone. W strefie odkształceń plastycznych pęknięcia biegną głównie wzdłuż pasm płynięcia (rys. 6.10e). Podobny mechanizm zarodkowania i rozwoju pęknięć jak w przypadku próbki nr 4 zaobserwowano również w próbce nr 5. Na rysunku 6.10f przedstawiono sposób zarodkowania pęknięć w odkształconej plastycznie warstwie przypowierzchniowej. W celu skorelowania zaobserwowanych zjawisk tribologicznych z warunkami termo-mechanicznymi pracy stempla przeprowadzono modelowanie numeryczne procesu kucia piasty. Modelowanie uwzględniało wszystkie etapy kucia z zachowaniem historii odkształcenia, zmian temperatury, włącznie z chłodzeniem podczas przenoszenia odkuwki. Obliczenia numeryczne wykonano programem komercyjnym QForm w przestrzennym stanie odkształcenia przy założeniu lepkoplastycznego modelu odkształcanego ciała oraz idealnie sprężystego ciała dla narzędzi kształtujących oraz modelu tarcia Levanova. Warunki brzegowe odzwierciedlały przemysłowe warunki pracy stempla podczas kucia piasty. ROZDZIAŁ6

140 Zużycie narzędzi Rys. 6.10. Obraz pęknięć powierzchniowych: a) próbki nr 1, b) próbki nr 2, c i d) próbka nr 3, e) próbki nr 4, f) próbki nr 5 Rozdział 6 W oparciu o metalograficzne wyniki badań zachowania materiału stempla podczas jego eksploatacji analizowano przede wszystkim powierzchniowy rozkład temperatury, naprężeń na powierzchni kontaktowej metal-narzędzie w ostatnim etapie kucia, czyli etapie najwyższych obciążeń narzędzi. Parametry te posłużyły jako wskaźniki ilustrujące lokalizację zarodkowania pęknięć oraz intensywność procesów tribologicznych. Z obliczonych wartości naprężeń wynika, iż obszarem poddanym najwyższym naprężeniom ściskającym jest powierzchnia czołowa stempla. Naprężenia średnie osiągają w tym obszarze wartość 1220 MPa (rys. 6.11b). Wyznaczone numerycznie wartości naprężeń, w połączeniu z zaobserwowaną temperaturą odkuwki, która w tym miejscu sięga 1040 C, wyjaśnia powstawanie siatki pęknięć w tym obszarze. Wartość tych naprężeń (rys. 6.11c) przekracza wartość naprężenia uplastyczniającego

Zużycie narzędzi 141 w temperaturze powyżej 1000 C, co tłumaczy zaobserwowane pasma płynięcia na pobocznicy stempla. Na podstawie analizy wektorów prędkości przemieszczenia materiału w wykroju podczas kucia (rys. 6.11a) stwierdzono, że przyczyną zaobserwowanego stanu naprężeń jest nierównomierność etapów wypełnienia w dolnej i górnej części odkuwki piasty, powodująca jednostronne płynięcie metalu w obszarze piasty. W oparciu o analizę kinetyki płynięcia metalu zaprojektowano kształt przedkuwki, zapewniający zrównanie stadiów wypełniania wykroju w dolnej i górnej jego części (rys. 6.12a). Rys. 6.11. Wyniki analizy numerycznej końcowego stadium kucia według aktualnie stosowanej technologii: a) wektory przemieszczenia materiału w obszarze piasty, b) pola naprężeń średnich w stemplu, c) rozkład naprężeń normalnych na powierzchni Rys. 6.12. Wyniki analizy numerycznej końcowego stadium proponowanej technologii kucia: a) wektory prędkości przemieszczenia materiału w obszarze piasty, b) pola naprężeń średnich w stemplu, c) rozkład intensywności naprężenia w stemplu Wynikiem zastosowania zmiany kształtu przedkuwki jest uzyskanie redukcji wartości naprężeń średnich o około 30% (6.12b) oraz naprężeń na powierzchni o 30% (rys. 6.12c). Spodziewanym efektem jest uzyskanie znaczącego zwiększenia trwałości stempla. Należy zaznaczyć, że efekty redukcji naprężeń nie są proporcjonalne do wartości przyjętych wskaźników. Badania metalograficzne w połączeniu z symulacją komputerową kucia pozwoliły na identyfikację i wyjaśnienie mechanizmów zjawisk tribologicznych na powierzchni stempla. Obniżenie wartości naprężeń podczas kucia na półgorąco prognozuje istotną poprawę trwałości narzędzi. Obniżenie intensywności ROZDZIAŁ6

142 Zużycie narzędzi naprężeń poniżej naprężenia płynięcia, mimo iż nie zaobserwowano zmian temperatury, może zapobiec odkształceniu plastycznemu materiału narzędzia. Z kolei powstanie podziału kierunku płynięcia ze strefą neutralną w obszarze karbów konstrukcyjnych minimalizuje jeden z warunków koniecznych do zużycia ściernego, jakim jest intensywne przemieszczanie materiału pod naciskiem. Dlatego można oczekiwać, iż trwałość stempla może ulec nawet ponad dwukrotnemu zwiększeniu. 6.3. Zużycie narzędzi w procesie wyciskania W procesie wyciskania przeciwbieżnego odkuwek w kształcie tulei z dnem, gdzie występuje znacznie większe względne przemieszczenie stempla niż w przypadku przedstawionym w rozdziale 6.2, ma miejsce kilka mechanizmów zużycia narzędzi. Ocenę zjawisk towarzyszących zużyciu narzędzi w takim procesie analizowano w oparciu o proces wytwarzania elementów zderzaka kolejowego. Materiał do badań pobrano z zużytej wkładki matrycowej (rys. 6.13), służącej do wyciskania odkuwki detalu zderzaka kolejowego [6.1, 6.10]. Proces wytwarzania analizowanego elementu zderzaka kolejowego polega na wstępnym spęczaniu wsadu ze stali S355JR nagrzanej do temperatury 1250 C i wyciskaniu w matrycy nagrzanej do temperatury 350 450 C. Do wyciskania stosowany był smar na bazie grafitu. Sposób pobrania próbki do badań oraz powierzchnię po zużyciu tribologicznym obserwowaną na próbce pobranej z matrycy przedstawiono na rysunku 6.14. Rys. 6.13. Miejsce i sposób pobrania materiału do badań: a) zużyty element matrycy, b) sposób pobrania materiału do badań, c) materiał pobrany do badań Rozdział 6 Rys. 6.14. Miejsce i sposób pobrania materiału do badań: a) sposób pobrania próbek do badań metalograficznych, b) zużyta powierzchnia wkładki matrycowej formującej Wkładka matrycy została wykonana ze stali X40CrMoV5-1 o składzie chemicznym zamieszczonym w tabeli 6.2. Mikrostrukturę materiału rodzimego przedstawiono na rysunku 6.15. Obok obszarów o jednorodnym ziarnie, z równomiernym rozkładem dyspersyjnych węglików stopowych drugorzędowych, występują obszary, gdzie

Zużycie narzędzi 143 obserwowana jest wyraźna segregacja pierwiastków stopowych i związanych z nią wydzieleń węglików drugorzędowych. Obszary, w których występowała wspomniana segregacja są prawdopodobnie miejscami, w których pozostała struktura pierwotna materiału, a miejsca wydzielania węglików drugorzędowych odpowiadają granicom pierwotnego ziarna austenitu. Twardość wkładki matrycowej formującej wynosiła 406 HV30 (tj. 41,6 HRC). Tabela 6.2. Skład chemiczny (% masowy) stali, z której wykonano wkładkę matrycową Pierwiastek C Mn Si Cr Ni Mo Cu W Zawartość, % 0,43 0,36 0,93 4,90 0,215 1,25 0,10 0,15 Rys. 6.15. Różnice w mikrostrukturze badanej wkładki matrycowej formującej; trawienie 2% nital Obliczenia numeryczne procesu wyciskania wykonano programem QForm. Oszacowanie wartości powierzchniowego zużycia W wkładki matrycowej formującej dokonano przy założeniu, że moc siły tarcia podczas odkształcenia plastycznego wsadu jest równa mocy odkształcenia plastycznego warstwy adhezji, która jest usuwana w procesie odkształcania. Obliczenia wykonano dla trzech założonych czynników tarcia: 0,4 (najbliższy warunkom przemysłowym, emulsja grafitowa), 0,8 (bez smaru) i 0,1 (smar na bazie szkła). W analizowanym procesie następuje intensywne przemieszczanie metalu w kierunku przeciwnym do ruchu stempla, przez wyciskanie przeciwbieżne przy jednocześnie wysokiej wartości nacisku jednostkowego (rys. 6.16). Tarcie na powierzchni narzędzi jest naturalną przyczyną zużycia. Warstwa smaru przy wysokich naciskach jednostkowych ulega przerwaniu, odsłaniając powierzchnię wsadu pokrytą twardymi cząstkami, które zwiększają zużycie narzędzi. Większa gładkość powierzchni wykroju matrycy może spowodować obniżenie jakości przywierania warstwy smaru, który nanoszony jest na powierzchnię ścianek matrycy. Na rysunku 6.17 przedstawiono lokalizację strefy najintensywniejszego zużycia narzędzi, wyrażonej za pomocą wskaźnika zużycia, który uwzględnia odpuszczające działanie ciepła przy przemieszczeniu materiału na powierzchni narzędzi oraz lokalnie występującą wartość nacisku. Wyznaczony numerycznie wskaźnik zużycia narzędzi jest skalowany w oparciu o statystyczne dane zużycia narzędzi otrzymane w praktyce przemysłowej. Największe wartości wskaźnika zużycia stwierdzono na przejściu płaszczyzny bocznej tulei w obszar jej dna. Intensywniejsze zużycie narzędzi w tym obszarze w konsekwencji powoduje niedotrzymanie wymaganych wymiarów i jakości powierzchni odkuwki elementu zderzaka. ROZDZIAŁ6

144 Zużycie narzędzi Rys. 6.16. Wyznaczony numerycznie rozkład nacisków jednostkowych (MPa) na powierzchni matrycy przy wyciskaniu elementu zderzaka dla czynniku tarcia: a) m = 0,4, b) m = 0,8, c) m = 0,1 Rys. 6.17. Wskaźnik zużycia narzędzi (μm) w procesie kucia bazy zderzaka kolejowego przy czynniku tarcia: a) m = 0,4, b) m = 0,8, c) m = 0,1 Przy powierzchni wkładki matrycowej formującej występują głębokie pęknięcia zmęczeniowo-cieplne (rys. 6.18). Niektóre z pęknięć rozwijają się w początkowym etapie pod niewielkim kątem do powierzchni roboczej, a dopiero w dalszej części, w głąb materiału w kierunku prostopadłym do powierzchni roboczej. Taki rozwój pęknięcia wykazuje korelację z mikrostrukturą warstwy przypowierzchniowej, zwłaszcza z obszarami, które wykazują cechy charakterystyczne dla tzw. białej warstwy. Rozdział 6 Rys. 6.18. Zgład nietrawiony w obszarze przypowierzchniowym wkładki matrycowej formującej

Zużycie narzędzi 145 Pęknięcie w początkowym etapie rozwija się wzdłuż granicy pomiędzy ww. białą warstwą a materiałem rodzimym (rys. 6.19a). Mikrostruktura w warstwie przypowierzchniowej wykazuje inne cechy morfologiczne niż w obszarze materiału rodzimego (rys. 6.19b). Mikrostruktura warstwy przypowierzchniowej cechuje się znacznie mniejszym ziarnem (o wielkości w dużej części nanometrycznej) w stosunku do mikrostruktury materiału rodzimego. Wynikać to może z dużego odkształcenia plastycznego warstwy wierzchniej bez zachodzenia w niej przemiany austenitycznej lub jak to ma miejsce w przypadku tworzenia się białej warstwy z przemianą austenityczną w warstwie przypowierzchniowej [6.4]. Podobne cechy morfologiczne wykazuje mikrostruktura również w obszarach inicjacji pęknięć zmęczeniowo-cieplnych. W tym przypadku istotną rolę wydają się odgrywać obszary charakteryzujące się segregacją pierwiastków węglikotwórczych (rys. 6.19c). Obszary te odgrywają znaczną rolę w tworzeniu się karbów (przedpęknięć) w warstwie wierzchniej (rys. 6.19d). Te obserwowane mikrodefekty mogą się tworzyć w wyniku różnych mechanizmów: utlenianie selektywne wzdłuż mikrosegregacji składu chemicznego (rys. 6.19d), płynięcie plastyczne warstwy wierzchniej (rys. 6.19e), utlenianie w wyniku lokalnego przerwania (pęknięcia) warstwy tlenkowej (rys. 6.19f), tworzenie się białej warstwy (rys. 6.19a). Rys. 6.19. Mikrostruktura w warstwie wierzchniej wkładki matrycowej formującej; trawienie 2% nital ROZDZIAŁ6 Analiza rozwoju pęknięć zmęczeniowo-cieplnych w mikrostrukturze materiału rodzimego jest utrudniona ze względu na dużą szerokość tych pęknięć. Dlatego, aby prześledzić drogę rozwoju w mikrostrukturze pęknięć zmęczeniowo-cieplnych oraz mechanizm ich powstawania zdecydowano się na analizę obszarów nie w miejscach

146 Zużycie narzędzi ich głównej propagacji, lecz w obszarach pęknięć wtórnych (rys. 6.19g) lub w obszarach ich zakończeń (rys. 6.19h). Istotną rolę w rozwoju pęknięcia odgrywa utlenianie. Pozostaje jednak nie do końca rozstrzygnięte, czy dominujący mechanizm polega na utworzeniu się pęknięcia, a następnie utlenieniu odsłoniętych powierzchni, co powinno mieć wpływ na dalszy jego rozwój, czy też na początku następuje selektywne utlenianie, a pęknięcie następuje w dalszej kolejności wzdłuż obszarów utlenionych. Mikroobszary z wyraźną segregacją węglików drugorzędowych są miejscami łatwiejszego rozwoju pęknięć zmęczeniowo-cieplnych, a drogami uprzywilejowanego rozwoju tych pęknięć jest siatka wydzieleń węglików. Pomimo ww. możliwości korekty danych wyjściowych, zastosowana symulacja dobrze określa miejsce najintensywniejszego zużycia narzędzia. Dalszy rozwój symulacji zużycia wymaga uwzględnienia przemian fazowych w warstwie wierzchniej narzędzia podczas jego pracy oraz niejednorodności mikrostruktury. Twierdzenie to wynika z zaobserwowanej roli, jaką odgrywają niejednorodności mikrostruktury oraz tworzenie się białej warstwy w zużyciu narzędzia. Istotne jest również uwzględnienie obserwowanych mechanizmów selektywnego utleniania. Ponadto, dla ograniczenia skłonności do powstania pęknięć należy zweryfikować możliwości obróbki cieplnej stali, z której wykonano badane narzędzie z uwzględnieniem obserwowanej skłonności tworzenia się niejednorodności mikrostruktury. W tym ostatnim przypadku należy podkreślić konieczność analizy jakości metalurgicznej materiału dostarczonego do wykonania badanego narzędzia. 6.4. Ocena trwałości narzędzi Rozdział 6 Ocena wskaźnika zużycia, połączona ze statystyczną oceną trwałości narzędzi, stanowi podstawę dla oszacowania ilości odkuwek możliwych do wykonania w okresie do kolejnej regeneracji. W praktyce ważne jest podjęcie decyzji, po ilu cyklach i ilości wytworzonych odkuwek pojawia się niedopuszczalne zużycie krawędzi stempla oraz siatka pęknięć termicznych w matrycy, a także czy te zjawiska mają charakter powtarzalny dla wielu kompletów narzędzi. Prowadzona warsztatowa kartoteka statystycznej trwałości np. oddzielnie dla stempla i matryc pozwoli ocenić poprawność podejmowanych decyzji oraz sformułować działania w celu zmniejszenia intensywności zużycia narzędzi i przedłużenia czasu eksploatacji. Analiza taka powinna uwzględniać przede wszystkim gatunek materiału narzędzi, a szczególnie wymaganą obróbkę cieplną, twardość powierzchni narzędzi, uwagi dotyczące alternatywnych technik umacniania i uszlachetniania powierzchni roboczych. Wysoka i powtarzalna twardość oraz odporność na ścieranie warstwy wierzchniej narzędzi jest praktyczną metodą pozwalającą na zwiększenie ilości kutych odkuwek w partii i ilości cykli kucia, a tym samym podniesienia ich trwałości. Również proces obróbki cieplnej narzędzi i ich regeneracja zapewnia poprawę własności użytkowych powierzchni roboczych przez wytworzenie warstwy wierzchniej o specjalnych własnościach zwiększających odporność na zużycie ścierne i adhezyjne (przywieranie), obciążenia mechaniczne i termiczne. Ocenę trwałości narzędzi przedstawiono w oparciu o proces wyciskania poprzednio omawianego buforu oraz dodatkowo bazy zderzaka kolejowego (rys. 6.20). Z uwagi na odpowiedzialność bezpieczeństwa finalnego wyrobu, bufor oraz baza muszą spełniać określone wymagania odnośnie własności mechanicznych i udarowych, jak również

Zużycie narzędzi 147 jakości powierzchni roboczych o określonych tolerancjach wymiarowych. Skłania to do doskonalenia technologii kucia z minimalnymi naddatkami na obróbkę mechaniczną przy jednoczesnym zwiększeniu żywotności narzędzi i odpowiednim poziomie własności mechanicznych. Rys. 6.20. Budowa zderzaka kolejowego Aby oszacować wartość powierzchniowego zużycia narzędzi posłużono się zależnością [6.10] t W = a τν τ dt (6.1) 0 σ gdzie: W głębokość zużycia, a współczynnik wyznaczony doświadczalnie, ν τ względna prędkość styczna deformowanego materiału w punkcie styku z powierzchnią narzędzia, σ naprężenie uplastyczniające narzędzia, t czas kontaktu punktu powierzchni narzędzia z odkształcanym metalem, τ naprężenie ścinające deformowanego materiału w punkcie styku z powierzchnią narzędzia, wyraża się zależnością σ σ σ s τ = m e n s 3 1 125, ( / ) ( ) (6.2) przy czym: σ s naprężenie uplastyczniające odkształconego materiału, σ n naprężenie normalne w punkcie kontaktu, m czynnik tarcia. Wartość powierzchniowego zużycia narzędzi wynika z zależności, że moc sił tarcia podczas odkształcenia plastycznego wsadu jest równa mocy odkształcenia plastycznego warstwy adhezji δ, która jest usuwana w procesie odkształcania. Współczynnik zużycia narzędzi może posłużyć jako kryterium do oceny trwałości narzędzi. Obliczenia numeryczne posłużyły do wyznaczenia rozkładu intensywności odkształcenia w objętości odkuwki bazy i bufora zderzaka kolejowego po odkształceniu. Rozkład odkształceń przedstawiony na rysunku 6.21 jest typowy dla procesu wyciskania przeciwbieżnego. Występuje duże zróżnicowanie wartości intensywności odkształcenia w całej objętości odkształcanego materiału. Lokalizacja wysokich wartości ROZDZIAŁ6

148 Zużycie narzędzi intensywności odkształcenia jest efektem przemieszczania materiału do wgłębień lub zmiany przekroju poprzecznego odkuwki. Gradient odkształcenia określony rozkładem intensywności odkształcenia zmienia się od 0,25 do 4,25 w odkuwce bazy (rys. 6.21a) oraz od 0,25 do 8 w odkuwce bufora (rys. 6.27b). W obszarze cylindrycznej części odkuwek odkształcenie jest niejednorodne jego maksimum znajduje się w obszarze przejścia podstawy w cylinder. Rys. 6.21. Rozkład intensywności odkształcenia w materiale w procesie kształtowania zderzaka kolejowego: a) bazy, b) bufora Rozdział 6 Ruch odkształcanego metalu po narzędziu jest determinowany oporami tarcia i zmienia się począwszy od całkowitego poślizgu do przywierania (ruch materiału względem narzędzia jest zahamowany). Materiał w pobliżu naroży podstawy oraz końca części cylindrycznej i kontaktu z narzędziem ulega mniejszym odkształceniom niż w części środkowej, gdzie płynie intensywnie. Z uwagi na to, że w warstwie wierzchniej występuje największy gradient odkształceń, własności tej warstwy wyrobu różnią się w sposób zasadniczy od pozostałej części odkuwki. W warstwach leżących w strefie kontaktu ze ściankami matrycy występuje wyraźne hamowanie płynięcia. Powierzchnie robocze narzędzi zostały obrobione mechanicznie do gładkości stempla w klasie, a matrycy w klasie oraz ulepszone cieplnie. Twardość stempla jest równomierna i wynosi 48 HRC, natomiast matryca posiada twardość na powierzchni cylindrycznej roboczej 42 44 HRC i na podstawie 42 HRC. Gładkość powierzchni została nadmiernie zawyżona, tj. stempel o minimum trzy klasy, a matryca o minimum dwie klasy. Większa gładkość powierzchni wykroju matrycy może spowodować obniżenie jakości przywierania warstwy smaru, a w konsekwencji większe zużycie. W warunkach przemysłowych środek smarny nanoszony jest ręcznie przez obsługę gniazda prasy hydraulicznej, występuje w takim przypadku brak powtarzalności warunków procesu smarowania. Na rysunku 6.22 przedstawiono lokalizację strefy najintensywniejszego zużycia narzędzi, wyrażonej za pomocą wskaźnika zużycia, który uwzględnia odpuszczające działanie ciepła przy przemieszczeniu materiału na powierzchni narzędzi oraz lokalnie występującą wartość nacisku. Wyznaczony numerycznie wskaźnik zużycia narzędzi jest skalowany na podstawie statystycznych danych zużycia narzędzi w praktyce przemysłowej. Największe wartości wskaźnika zużycia stwierdzono na krawędzi mię-

Zużycie narzędzi 149 dzy czołem a powierzchnią boczną stempla. Intensywniejsze zużycie stempla w tym obszarze w konsekwencji powoduje niedotrzymanie ustalonych wymiarów i pogorszenie jakości powierzchni odkuwki. Wskaźniki zużycia ściernego stempla i matrycy w obszarach krytycznych dla bazy i bufora zderzaka kolejowego wynoszą: matryca: W = 0,08 μm (baza) i W = 0,03 μm (bufor) przejście płaszczyzny bocznej tulei w sferyczną zderzeniową (tłoczną), stempel: W = 0,15 μm (baza) i W = 0,1 μm (bufor) przejście płaszczyzny bocznej w czołową tłoczną (zewnętrzny promień zaokrąglenia). Rys. 6.22. Wskaźnik zużycia W (μm) narzędzi w procesie wyciskania zderzaka kolejowego: a) bazy, b) bufora Rysunek 6.23 przedstawia zużyte i pęknięte powierzchnie robocze narzędzi (matrycy i stempla). Wycofanie z eksploatacji narzędzi było spowodowane zużyciem ściernym narzędzi i siatką pęknięć termicznych, pogłębiających się w kolejnych cyklach procesu wyciskania odkuwek elementów zderzaka kolejowego. Wyznaczone numerycznie, jak i występujące w praktyce przemysłowej, obszary najintensywniejszego zużycia związane są ze zmianą kierunku płynięcia przy jednoczesnym wysokim gradiencie intensywności odkształcenia. Na rysunku 6.23a, b, c przedstawiono widok zużytych narzędzi wykorzystywanych w procesie wyciskania odkuwki bazy zderzaka kolejowego. W obszarze zewnętrznego promienia zaokrąglenia stempla można zaobserwować wykruszenia i pęknięcia. W przypadku oprawy matrycy dolnej największe zużycie występuje w części cylindrycznej zlokalizowanej w pobliżu wewnętrznego promienia zaokrąglenia (smugi i bruzdy) zużycie to widoczne jest na powierzchni cylindrycznej wyciskanych odkuwek bazy zderzaka kolejowego. Są one rezultatem znacznego gradientu temperatury, przegrzania obszaru krytycznego matrycy oraz intensywnego odkształcenia plastycznego. Po kilkuset odkutych buforach stempel (rys. 6.23d) ma obwodowe pęknięcia w obszarze zewnętrznego promienia zaokrąglenia. Po odkuciu około 1000 sztuk odkuwek w obszarze wewnętrznego promienia zaokrąglenia występują pęknięcia oraz następuje inicjacja zniszczenia stempla przez pojawienie się rozszczepienia. Niewystarczająca trwałość stempla jest przyczyną jego wymiany. Podstawa matrycy dolnej (rys. 6.23e) ma siatkę pęknięć termicznych po kilkuset odkuwkach, która pogłębia się i powiększa po odkuciu około 1000 sztuk. Trwałość kompletu narzędzi dolnych (podstawa oraz oprawa) w praktyce przemysłowej w okresie badawczym była wyższa o około 200 odkuwek w porównaniu z trwałością stempla. ROZDZIAŁ6

150 Zużycie narzędzi Rys. 6.23. Zużycie narzędzi przemysłowych do wyciskania odkuwki bazy (a, b, c) oraz bufora (d, e, f) zderzaka kolejowego: a, d) stempel; b, c, e, f) matryca Rozdział 6 W celu ustalenia wartości prognozowanej trwałości narzędzi dla odkuwki bazy zderzaka kolejowego opracowano uogólniony wzór empiryczny. Wzór ten można przyjąć dla procesu wyciskania na gorąco przy odpowiednim ustaleniu (doborze) jego składników i parametrów. Rozważania oparte zostały na analizie zużycia ściernego powierzchni narzędzi (w krytycznych obszarach powierzchni roboczej stempla i wykroju matrycy bazy oraz bufora zderzaka kolejowego), a także pęknięć termicznych, wykruszeń cząstek materiałów oraz nierówności powierzchni roboczych. Pozwoliło to z jednej strony porównać obliczone zużycie i trwałość z wynikami opartymi o modelowanie numeryczne, a z drugiej opracować wzór empiryczny dla tych zależności. W tworzeniu wzoru empirycznego oparto się na twierdzeniu Archarda [6.10] opisującym wielkość zużycia ściernego (ubytku materiału V). Twierdzenie mówi, że wielkość zużycia narzędzi V [mm 3 ] jest wprost proporcjonalna do wartości siły nominalnej F [N] i drogi tarcia s [m], a odwrotnie proporcjonalna do twardości materiału H [N/ cm 2 ]. Wzór ma postać V = K Fs (6.3) H gdzie K jest bezwymiarowym współczynnikiem zużycia ściernego. W oparciu o zbiorczą analizę danych dotyczącą ilości wytworzonych odkuwek oraz uwzględniającą zużycie narzędzi w okresie jednego miesiąca, zaproponowano empiryczną zależność do oceny trwałości narzędzi w warunkach przemysłowych. Trwałość ta wyraża się liczbą odkuwek uzyskanych do momentu oddania narzędzi do regeneracji t K Fs ρ t m t k n =, szt (6.4) m HB mtk tch gdzie: K m współczynnik proporcjonalności charakteryzujący odmianę procesu kształtowania plastycznego dla określonej siły lub energii maszyny kuźniczej,

Zużycie narzędzi 151 ustalony doświadczalnie w warunkach przemysłowych (dla procesu wyciskania na prasie przyjmuje wartość 10 4, F maksymalna siła nacisku stempla, N, s droga przemieszczania (tarcia) stempla, cm, ρ masa właściwa, g/cm 3, HB twardość narzędzi według Brinella, N/cm 2, m masa odkuwki, g, Δt m gradient temperatury w materiale odkuwki, C, t k temperatura wyciskania, C, T k takt wyciskania, s, T ch czas chłodzenia przedkuwki w wykroju, s. Na podstawie wyznaczonego równania trwałości oczekiwanej narzędzi w procesie wyciskania przeciwbieżnego odkuwki bazy i bufora zderzaka kolejowego sporządzono nomogram umożliwiający w sposób graficzny wyznaczenie oczekiwanej trwałości narzędzi (T no ) przy znanej sile F w warunkach przemysłowych (rys. 6.24). Dla analizowanej odkuwki bazy zderzaka kolejowego wyliczona wzorem (6.4) trwałość narzędzi wynosi 1480 sztuk, natomiast dla bufora 1057 sztuk. Rys. 6.24. Nomogram oczekiwanej trwałości narzędzi (T no ) dla odkuwki bazy i bufora zderzaka kolejowego ROZDZIAŁ6 Podsumowując powyższą analizę oceny trwałości narzędzi, należy podkreślić, że w procesie wytwarzania odkuwek przez wyciskanie przeciwbieżne podlegają one szczególnie dużemu zużyciu w wyniku intensywnego przemieszczania metalu przy

152 Zużycie narzędzi wysokiej wartości nacisku jednostkowego. W celu oceny trwałości narzędzi, posługując się obliczeniami numerycznymi, wyznacza się teoretyczne obszary powierzchni wykroju szczególnie narażone na intensywne zużycie. Wykonane obliczenia numeryczne mają na celu porównanie technologii rzeczywistej i otrzymanej modelowaniem analitycznym. W przypadku stwierdzenia zgodności obydwóch technologii uzyskuje się pewność poprawnej weryfikacji technologii w oparciu o obliczenia numeryczne. Teoretyczna zależność umożliwia oszacowanie liczby uzyskanych w procesie kucia poprawnych odkuwek. Uzupełnieniem empirycznej zależności jest nomogram, prezentujący w sposób graficzny ilość odkuwek możliwych do wykonania w okresie do kolejnej regeneracji matryc. 6.5. Materiały na narzędzia W procesie kucia materiałów wysokotopliwych, a szczególnie w warunkach izotermicznych, zmienia się także charakter zużycia matrycy. Regeneracja narzędzi wykonanych przez odlewanie z żarowytrzymałych stopów sprowadza się jedynie do poprawy promieni zaokrągleń, zmian przekrojów poprzecznych, pod warunkiem, że zmiana wymiarów wykroju nie przekracza 0,1 mm po 400 do 600 cyklach kucia. Z praktyki przemysłowej wynikają pewne wymagania, które muszą spełniać matryce do kucia stopów wysokotopliwych w długim czasie styku materiału odkształcanego z matrycą: odporność na utlenienie, wytrzymałość na ścieranie w podwyższonej temperaturze, wysoka wytrzymałość na naprężenia w podwyższonej temperaturze. Powyższe warunki spełniają matryce wykonane metodą odlewania z materiałów metaloceramicznych i stopów na osnowie niklu. W tabeli 6.3 [6.6] podano składy stopów stosowane na matryce wykonane ze stopów na osnowie niklu. Matryce odlewa się do formy wykonanej ze sproszkowanego grafitu i glinki bentonitowej jako lepiszcza. Dzięki temu zachowują dokładność wymiarów w granicach 0,05 mm na długości 200 mm, wysoką gładkość powierzchni wykroju, wytrzymałość na duże obciążenia robocze i temperaturę do 900 C. Tabela 6.3. Skład chemiczny wybranych stopów na osnowie niklu Rozdział 6 Skład chemiczny, % Nazwa stopu C Cr Mo Nb Fe Co Al Ti B Zr W INCONEL 713C 0,20 13 4,5 2 2,5 6,0 0,75 0,008 0,08 INCONEL 100 0,19 10 3,0 15 5,5 4,70 0,014 0,06 MAR-M 200 0,15 9 1 10 5,0 2,00 0,015 0,05 12,5 UDIMET 500 0,10 18 4,0 2,0 19 3,0 3,00 0,008 0,08 ŻS-6K 0,13 13 4,0 2,0 5 5,5 3,00 0,002 5,0 Rozwój przedstawionych w tabeli 6.3 żarowytrzymałych stopów na osnowie niklu opierał się na modyfikacji znanego z dobrych własności żaroodpornych stopu 80% Ni i 20% Cr. Ze względu na nieskuteczność umocnienia węglikami w wysokich temperaturach, umocnienie stopów na osnowie Ni uzyskano związkiem międzymetalicznym

Zużycie narzędzi 153 Ni 3 (Ti, Al) oznaczanym jako γ [6.2]. Na koncepcji osnowy Ni oraz umocnienia fazą γ powstało szereg stopów, w tym miedzy innymi stopy o zwiększonej zawartości węgla oraz złożonym składzie chemicznym. Znane są między innymi stopy na osnowie Ni przeznaczone na narzędzia pracujące przy temperaturach powyżej 600 C zawierające od 0,10 do 0,25% C, od 8 do 25% Cr, do 25% Co, do 4% Ti, do 4% Al oraz dodatki boru i/lub cyrkonu. Powstały również stopy bez Co, które oprócz wymienionych wyżej składników stopowych zawierają do 2,7% Fe, 1% Mn oraz 1% Si. Stopy te pozwalają na uzyskanie żywotności narzędzi lepszej od narzędzi stalowych, lecz ich odporność na pękanie, skłonność do tworzenia się zmarszczek i nalepień na powierzchni, a także szybkie zużycie przy temperaturach pracy wyższych od 1000 C powoduje, że ich trwałość jest niezadowalająca. Warto wspomnieć też o koncepcji materiałów narzędziowych do pracy w podwyższonych temperaturach na osnowie związków międzymetalicznych nazywanych NICRALC alloys. Są to stopy Ni-Al-Cr-C, a ich skład chemiczny dobierany jest tak, aby osnowę stanowiła faza γ. W warunkach przemysłowych mogą występować trudności z uzyskaniem ściśle określonego składu chemicznego, jak i warunków krystalizacji tak, aby osnową była tylko faza γ. Z wyżej przedstawionych względów poniżej przedstawiono koncepcję nowych materiałów narzędziowych na osnowie niklu umacnianych związkami faz międzymetalicznych, przewidywanych do pracy w wysokich temperaturach [6.2]. Głównym celem rozważań jest określenie składników mikrostruktury nowo zaprojektowanego materiału narzędziowego na osnowie Ni umacnianego związkami faz międzymetalicznych, przewidywanego do pracy w wysokich temperaturach. Skład chemiczny badanego stopu przedstawiono w tablicy 6.4. Skład chemiczny nowego materiału zaprojektowano tak, aby umocnienie osnowy uzyskać w wyniku wydzielania związków. Tabela 6.4. Skład chemiczny (% wagowy) stopu do pracy w wysokich temperaturach Pierwiastek C Ti Al Zr Co Fe P max S max % wagowy 0,8 6,0 3,0 0,2 20,0 15,0 0,01 0,01 Rys. 6.25. Mikrostruktura badanego stopu; mikroskop świetlny Na rysunku 6.25 przedstawiono mikrostrukturę badanego stopu w stanie po odlaniu. Widoczne są duże ziarna, charakterystyczne dla materiału w stanie lanym (rys. 6.25a i b), wewnątrz których udało się ujawnić obszary dendrytyczne. Można wyróżnić pierwotne dendryty z drugorzędowymi rozgałęzieniami. W projekcie zakładano, iż udział węglików pierwotnych typu MC będzie w zakresie 8 12%. Metodą punktową oszacowano udział objętościowy węglików, który wynosi 10%. Węgliki pierwotne ROZDZIAŁ6

154 Zużycie narzędzi o nieregularnych kształtach i zróżnicowanej wielkości (rys. 6.25c) rozmieszczone są równomiernie nie tworząc aglomeratów, niemniej jednak w mikrostrukturze da się wyróżnić miejsca o większej ich ilości (skupiska). Na próbkach pobranych z różnych miejsc na przekroju wlewka wykonano pomiary twardości. Twardość zmierzona przy powierzchni odlewu wynosi 350 HV, natomiast zwiększa się w głąb odlewu do 390 HV. Jest to wynikiem segregacji pierwiastków stopowych przed frontem krystalizacji. Badany stop przewidziany jest do przeróbki plastycznej przed dalszą obróbką cieplną, co powinno pozwolić zniwelować powyższe różnice. Rys. 6.26. Mikrostruktura badanego stopu; SEM Rozdział 6 Obrazy mikrostruktury uzyskane przy użyciu skaningowego mikroskopu elektronowego pokazano na rysunku 6.26. Natomiast na rysunku 6.27 pokazano wybrane składniki mikrostruktury badanego stopu z zaznaczonymi obszarami wykonania analizy EDS wraz z odpowiadającymi jej widmami. Potwierdzono, iż występujące w badanym stopie węgliki to węgliki tytanu typu MC. Oprócz ww. węglików stwierdzono obecność cząstek fazy międzymetalicznej, prawdopodobnie fazy γ (rys. 6.27c). Na podstawie analizy EDS zidentyfikowano obszary występowania eutektyki γ/γ charakterystyczne dla stopów na osnowie niklu w stanie lanym (patrz rys. 6.26b). Eutektyka ta ze względu na swoją kruchość jest składnikiem niepożądanym. Stwierdzono też, widoczne na rysunkach 6.26b i 6.27a, nieliczne podłużne wydzielenia siarczków tytanu, które zdecydowanie mogą pogorszyć własności użytkowe badanego stopu. Dalsze badania prowadzone będą w celu dobrania optymalnej temperatury kucia badanego materiału oraz doboru parametrów obróbki cieplnej. Planowane są też badania nad modyfikacją składu chemicznego. Modyfikacja składu chemicznego polegać będzie na zastąpieniu tytanu tantalem (tantal jako pierwiastek węglikotwórczy, który utworzy węgliki pierwotne typu MC oraz wraz z Al i Ni fazę γ. Tantal w znacznej mierze dyfunduje do fazy γ, powodując zwiększenie udziału tej fazy w stopie. Umocnienie fazy γ przez tantal jest spowodowane dużym rozmiarem atomów tego pierwiastka. Kolejną modyfikacją powinno być wprowadzenie chromu, aby zwiększyć żarowytrzymałość proponowanego stopu. W celu podwyższenia własności tribologicznych narzędzi stosowanych na matryce do specjalnych zastosowań, są wykonywane badania stopów na osnowie niklu umacnianych związkami faz międzymetalicznych o dużej zawartości węgla. Skład

Zużycie narzędzi 155 chemiczny nowych materiałów zaprojektowano tak, aby umocnienie osnowy uzyskać w wyniku wydzielania związków międzymetalicznych bogatych w Ni oraz Al i Ta, a udział węglików pierwotnych wynosił przynajmniej 20% [6.2]. Węgliki powinny pozostać stabilne w mikrostrukturze niezależnie od obróbki cieplnej, wpływając korzystnie na odporność na ścieranie. Rys. 6.27. Mikrostruktura badanego stopu z obszarami wykonania analizy EDS wraz z odpowiadającymi jej widmami: a) mikrostruktura z zaznaczonym węglikiem tytanu z obszaru, w którym wykonano analizę EDS; b) widmo charakterystyczne z obszaru zaznaczonego na rysunku 6.27a; c) mikrostruktura z zaznaczoną cząstką fazy międzymetalicznej z obszaru, w którym wykonano analizę EDS; d) widmo charakterystyczne z obszaru zaznaczonego na rysunku 6.27c Mikrostrukturę czterech badanych stopów (oznaczonych numerami 0, 1, 2, 3) w stanie przed i po obróbce cieplnej przedstawiono na rysunku 6.28. Obróbka cieplna złożona była z zabiegów przesycania i starzenia. We wszystkich stopach w stanie po odlaniu widać strukturę dendrytyczną. W stopach nr 0 oraz nr 1 występują tylko węgliki tantalu typu MC (odpowiednio udział objętościowy 18,4% oraz 24%) oraz niewielka ilość grafitu (1%). Po obróbce cieplnej zmniejszył się udział węglików MC. Natomiast, szczególnie w stopie nr 1, zwiększył się udział grafitu. W stopach nr 2 i 3 występują dwa rodzaje węglików, tj. węgliki tantalu typu MC oraz węgliki chromu Cr 7 C 3. W stopie nr 2 w stanie po odlaniu udział węglików wynosił 35%, natomiast po obróbce cieplnej 32%, a w stopie nr 3 po odlaniu 43%, po obróbce cieplnej 37%. W wyniku obróbki cieplnej w stopach nr 2 i 3 rozpuszczeniu uległa część węglików chromu. We wszystkich badanych stopach, niezależnie od stanu, stwierdzono w osnowie obecność fazy międzymetalicznej γ (Ni 3 AlTa). ROZDZIAŁ6

156 Zużycie narzędzi Rozdział 6 Rys. 6.28. Mikrostruktura badanych stopów na osnowie Ni: a, b) stop nr 0; c, d) stop nr 1; e, f) stop nr 2; g, h) stop nr 3; a, c, e, g) stan lany; b, d, f, h) stan po obróbce cieplnej

Zużycie narzędzi 157 Badania tribologiczne wykonano na tribotesterze T-05 typu rolka-klocek. Parametry procesu badania tribologicznego: temperatura pokojowa, obciążenie 100 N, czas trwania testu: 2000 s, przeciwpróbka stal łożyskowa 100Cr6 obrobiona cieplnie na maksymalną twardość, prędkość obrotowa 136 obr./min. Badania metalograficzne wykonano przy użyciu mikroskopu optycznego Axiovert 200 MAT. Próbki trawiono odczynnikiem 4g CuSO 4 + 20 ml C 2 H 5 OH. Na rysunku 6.29 przedstawiono wielkość zużycia badanych stopów. Po odlaniu ubytek masy podczas testu tribologicznego jest niewielki, przy czym największe zużycie wykazuje stop nr 1. Zdecydowanie większe zużycie stwierdzono dla próbek po obróbce cieplnej, szczególnie w stopach nr 0 i 1. Należy to tłumaczyć zmniejszeniem udziału węglików i większym udziałem grafitu oraz wiążącą się z tym mniejszą twardością, co przełożyło się na zmianę mechanizmu zużycia. Widać to wyraźnie na rysunku 6.30, gdzie zestawiono średnie wartości współczynnika tarcia dla poszczególnych prób tribologicznych. Obróbka cieplna spowodowała, iż średnie współczynniki tarcia wzrosły, najwięcej dla stopu nr 1 oraz 2. Tłumaczy to duże zużycie stopu nr 1 po obróbce cieplnej. Natomiast stop nr 2, pomimo iż podczas testu tribologicznego stwierdzono wysoki współczynnik tarcia, ma małe zużycie po obróbce cieplnej (por. rys. 6.30). Rys. 6.29. Porównanie wielkości zużycia badanych stopów przed i po obróbce cieplnej ROZDZIAŁ6 Rys. 6.30. Porównanie wartości średnich współczynników tarcia dla badanych stopów w czasie 1000 s

158 Zużycie narzędzi Rozdział 6 Rys. 6.31. Powierzchnia badanych stopów po teście tribologicznym: a, b) stop nr 0; c, d) stop nr 1; e, f) stop nr 2; g, h) stop nr 3; a, c, e, g) stan lany; b, d, f, h) stan po obróbce cieplnej