10-11(x)c

HIGH STRAIN RATĘ EFFECT ON MECHANICAL PROPERTIES AND STRUCTURE REFINEMENT IN ALUMINIUM AND COPPER High strain ratę is thefactor strongly influences on the activity ofstrain localization in shear bands, which at the dynamie strain rates have features of the adiabatic shear bands. In this type of bands, the temperaturę profile along the shear band show high temperaturę rise, even to several hundred degrees. The local rise ofthe temperaturę in bands, in some cases, leads to the dynamie recrystallization or postdynamic recrystallization development. The factor facilitates structure softening processes arę the Iow stacking fali energy, solution or dispersion hardening, lirniting the movement of dislocations. The comparison ofthe copper and aluminium, compressed by using special laboratory liammer, with the high strain rates (£ = l u s ), has the purpose to check thefacility ofthe structure softening processes, depending on the value of stacking fali energy. In the work, the evolution ofthe microstructure and properties of aluminium A/99.5 and copper Cu99.99, compressed in the rangę of true strains (p = 0.25+0.62, with the strain ratę i = 1.75 x lu+4.34 X Kr s~ have been presented. In the both materials, the strong tendency to strain localization in bands and micro shear bands has beenfound. The intersection of bands, leading to the division of materials into the characteristic blocks with the chess board shapes has been observed. The special attention has been paidon the dimension ofthe microstructure elements. It has been stated that with the increase ofdeformation, the width ofthe microbands becomes lower. In the copper, the changes in the width ofmicrobands, in the rangę oftrue strains (p = 0.27+0.38, placedfrom d - 55+320 nm. In the aluminium, the width ofmicrobands was broader. In the rangę of strains (p = 0.25+0.62, it changed d = 75+900 nm. It has beenfound large misorientation between the microbands and the surrounded material and also between the cells and subgrains. The effects ofrecovery andpoligonization on the microstructure have been observed. The hardening ofdeformed materials shows the continuous increase. In the case ofthe aluminium the microhardness increases from the initial value about 20 \iHv1()0 to the 45 \^Hv100, in the case of copper it increases from the 80 ^Hv]00 to about 110 \JiHvjQff Keywords: microbands, misorientation, dislocation structure, high strain ratę Mgr inż. Beata Leszczyńska, dr hab. inż. Maria Richert. prof. nzw. — Akademia Górniczo-Hutnicza. Wydział Metali Nieżelaznych, Kraków.

586

Wprowadzenie Procesy przeróbki plastycznej coraz częściej opierają się na wykorzystywaniu dodatkowych możliwości wzrostu wydajności poprzez zwiększanie prędkości odkształcenia. Zjawiska zachodzące podczas odkształcania z dużymi prędkościami znacznie odbiegają od tych, jakie mogą mieć miejsce podczas statycznego odkształcania metali i stopów. Parametrami wpływającymi na zmiany struktury, a co za tym idzie również własności, oprócz prędkości odkształcenia są: temperatura, wielkość odkształcenia, sposób prowadzenia procesu [1*18]. Przy odkształcaniu z dużymi prędkościami, jednym z oczekiwanych efektów jest rozwój struktury pasmowej. Wewnętrzna struktura pasm może ulec przekształceniu, jeżeli nastąpi dyssypacja ciepła skumulowanego podczas odkształcenia, co ma miejsce w przypadku adiabatycznych pasm ścinania [18]. Lokalny wzrost temperatury w tego typu pasmach może prowadzić do miejscowego rozwoju rekrystalizacji dynamicznej [12-^14]. Powstawanie pasm ścinania przy wysokich wartościach odkształceń i dużych prędkościach odkształcenia jest uprzywilejowane obecnością naprężeń ściskających [12,14]. Graniczna prędkość odkształcenia, przy której mogą nastąpić sygnalizowane zmiany wynosi co najmniej e = l s . Powyżej tej prędkości odkształcenia, dynamiczne procesy odnowy struktury są bardziej zaawansowane i mogą przynieść zauważalne efekty [18]. Istotne znaczenie ma wartość energii błędu ułożenia (EBU) odkształcanych dynamicznie metali i stopów [8]. Energia błędu ułożenia jest czynnikiem warunkującym wiele własności metalu. Dla metali o sieci A l charakteryzujących się dużym zakresem wartości EBU, jest ona czynnikiem determinującym mechanizm odkształcenia plastycznego, kinetykę umocnienia materiału oraz strukturę dyslokacyjną. Aluminium charakteryzuje siędużąwartościąEBU,która według różnych źródeł [5, 7, 8] jest szacowana na ok. 200 mi/m . Miedź jest metalem o znacznie niższej wartości EBU, wynosi ona ok. 40-^100 mJ/m . Wartości te, w zależności od sposobu wyznaczania, mogą się nieznacznie różnić. W artykule podjęto badania oceny zmian struktury i własności aluminium i miedzi, odkształconych dynamicznie za pomocą młota spadowego, do odkształcenia cp = 0,62. W szczególności skoncentrowano się na ocenie wpływu prędkości odkształcenia i wielkości odkształcenia na zmniejszenie wymiarów wybranych elementów mikrostruktury. Metodyka badań Badania przeprowadzono na próbkach z A199,5 oraz technicznie czystej miedzi Cu99,99. Wyjściowym materiałem do badań były wyciskane pręty o średnicy 10 mm, z których wycięto cylindryczne próbki. Przed odkształceniem, na czołowych powierzchniach próbek wykonano podtoczenia, które wypełniono smarem grafitowym, co miało zapobiegać powstawaniu beczkowatości próbek. Próbki ściskano w zakresie średnich makroskopowych odkształceń rzeczywistych do cp = 0,62 i prędkościach odkształcenia w zakresie e = 1,75 x 102+4,34 x l O2 s"1. Schemat młota spadowego przedstawiono na rysunku 1. Badania przeprowadzono na przekrojach wzdłużnych próbek. Obserwacje struktury dyslokacyjnej wykonano za pomocą transmisyjnego mikroskopu elektronowego JEM 2010 ARP. Folie wykonano stosując klasyczną technikę polerowania elektrolitycznego za pomocąurządzenia firmy Struers. We wszystkich przypadkach krążki na cienkie folie wycinano z jednego miejsca próbki. Pomiary mikrotwardości wykonano na przekrojach wzdłużnych sposobem Yickersa przy użyciu mikrotwardościomierza typu PMT3 przy obciążeniu 100 G. Stosując autorski program przeprowadzono badania dezorientacji próbek. Ponadto ilościowo określono geometryczne parametry wybranych elementów mikrostruktury. Wyniki badań Charakterystyczną cechą struktury aluminium i miedzi, ściska-

nych dynamicznie za pomocą młota spadowego, były liczne mikropasma. W przypadku aluminium, od najmniejszych wartości odkształcenia obserwowano mikropasma zbudowane z wydłużonych podziaren, wewnątrz których występowała mała gęstość dyslokacji (rys. 2A, 2B, ID). Ujawniały się na tle podziarnowej struktury, obecnej we wszystkich badanych strukturach aluminium (rys. 2C). Istotną cechą mikropasm oraz struktury ziarenkowej, tworzącej się wewnątrz mikropasm była duża dezorientacja w stosunku do otaczającego materiału (rys. 2B, 2C). Struktura mikropasm, występująca na tle komórkowej struktury dyslokacyjnej, była także obserwowana w ściskanej miedzi (rys. 3A, 35). Ścianki mikropasm w miedzi zbudowane były z gęstych splotów dyslokacyjnych, natomiast ich wnętrze niemal wolne od dyslokacji (rys. 3/1). Wzrost odkształcenia powodował istotne zmniejszenie się szerokości mikropasm (rys. 4). Ponadto zaobserwowano rozwój drugiej rodziny mikropasm, która przecinając pierwszą rodzinę prowadziła do utworzenia charakterystycznej struktury zukosowanej szachownicy, zbudowanej z mikrobjętości o kształcie równoległoboków, zawartych pomiędzy przecinającymi się mikropasmami (rys. 3B). Następstwem dalszej ewolucji tej struktury by)o utworzenie prawie równoosiowych komórek pozbawionych wewnątrz dyslokacji. Wydaje się, że ten etap transformacji mikrostruktury, prowadzący do utworzenia równoosiowych ziarenek, wykazujących miejscowo dużą dezorientację, wynikał z wpływu procesów odnowy struktury, rozwijających się wskutek lokalnego wzrostu temperatury (rys. 3D). Znaczny wzrost temperatury, nieunikniony przy dużych prędkościach odkształcenia, prowadzi do podniesienia energii całego układu oraz uaktywnienia procesów odnowy, które mogą wnosić istotne zmiany w strukturę. Występowanie dużej dezorientacji mogło być także skutkiem znacznych obrotów materiału podczas procesu ściskania, jak również spowodowane kumulacją dyslokacji w granicach ziaren i pasm ścinania. Istotnych danych dostarczyły statystyczne pomiary wymiarów wybranych elementów mikrostruktury. Pomiar szerokości mikropasm wykazał, że zarówno w ściskanym aluminium, jak i w miedzi wzrost odkształcenia spowodował zmniejszenie się szerokości mikropasm (rys. 4). Jednakże średnia szerokość mikropasm w aluminium była znacznie większa, aniżeli w miedzi. Przy wartości odkształcenia rzeczywistego cp = 0,25, wynosiła ok. 500 nm, a po odkształceniu rzeczywistym cp = 0,46 zmniejszyła się niemal dwukrotnie, do wartości ok. 260 nm. W przypadku miedzi, średnia szerokość mikropasm po odkształceniu rzeczywistym (p = 0,3 była rzędu 160 nm, a po od-

J_

2 .-3.

Rys. l. Schemat młota spadowego / — belka, 2 — prowadnice, 3 — bijak, 4 — próbka, 5 — pierścień dystansowy, 6 — stojak

Fig. 1. The scheme of the falling-weight-type impact testing machinę l — beam, 2 — guide poles, 3 — beater, 4 — sample, 5 — distance ring, 6 — stan

587

Rys. 2. Charakterystyczne mikrostruktury dyslokacyjne oraz kąty dezorientacji uzyskane w aluminium podczas ściskania na miocie spadowym Fig. 2. Characteristic dislocation microstructures with large misorientated boundaries in aluminium compressed by falling-weight-type impact testing machinę

Rys. 3. Charakterystyczne mikrostruktury dyslokacyjne oraz kąty dezorientacji uzyskane w miedzi podczas ściskania na młocie spadowym Fig. 3. Characteristic dislocation microstructures and misorientation obtained in copper compressed by falling-weight-type impact testing machinę

588

Rys. 4. Średnie szerokości mikropasm w aluminium i miedzi uzyskane w wyniku ściskania za pomocą miota spadowego (mierzone wzdłuż osi) Fig. 4. The average width of the microbands obtained in aluminium and copper compressed by falling-weight-type impact testing machinę 700 600 500 g 400 -D

30

°' 200 • 100 -

O 0,2

0,25

0,3

0,35

0,4

0,45

0,5


Rys. 5. Zestawienie mikrotwardości ściskanych za pomocą młota spadowego aluminium i miedzi Fig. 5. The microbands of the aluminium and copper compressed by falling-weight-type impact testing machinę

kształceniu (p = 0,38 osiągnęła wartość, ok. 110 nm (rys. 4). Umocnienie materiałów oszacowano poprzez pomiar mikrotwardości (rys. 5). Stwierdzono wzrost mikrotwardości w miarę wzrostu odkształcenia próbek, przy czym w przypadku miedzi zarówno poziom własności, jak i intensywność wzrostu mikrotwardości były wyższe. W aluminium mikrotwardość wzrosła od początkowej wartości ok. 20 nHv100, o ok. 25 jednostek, do 45 p,Hvj00 po odkształceniu (p = 0,62. W miedzi, od początkowej wartości ok. 80 |-iHv100 do wartości 105 nHV|00, po odkształceniu (p = 0,38.

ny jest rozwój procesów odnowy struktury (niska EBU), zapobiegający przemieszczaniu się granic, prowadzą do silnej koncentracji odkształcenia w wąskich mikropasmach. Wzrost mikrotwardości miedzi w zakresie wyższych odkształceń (rys. 5), w porównaniu do spłaszczonego przebiegu krzywej umocnienia w przypadku aluminium potwierdza fakt, że miedź podczas dynamicznego ściskania nie uległa zmiękczeniu wskutek rozwoju procesów odnowy. W przeciwieństwie do aluminium, którego zmiany w strukturze i własnościach świadczą o przewadze procesów odnowy nad procesami umocnienia. Kolejną istotną informacją uzyskaną z prowadzonych badań jest stwierdzenie dużej dezorientacji w mikropasmach, tworzących się przy dużych prędkościach odkształcenia (rys. 2D, 3Q. Występowanie dużej dezorientacji przy średnich wartościach odkształceń, lecz dużych prędkościach dowodzi, że najprawdopodobniej intensywna kumulacja dyslokacji w granicach pasm jest najbardziej prawdopodobną przyczyną wzrostu dezorientacji. W warunkach statycznego odkształcania występuje wystarczająca ilość czasu na przemieszczanie się dyslokacji i ich konfigurację w niskoenergetyczne układy poligonalne lub częściową ich anihilację. Przy bardzo dużych odkształceniach wywieranych metodami SPD pomimo możliwości czasowych, gęstość dyslokacji jest tak duża, że ich gromadzenie w granicach pasm i komórek musi prowadzić do zmian w dezorientacji. Przy znacznym wzroście prędkości odkształcenia dyslokacje nie nadążają ze zmianami, prowadzącymi do tworzenia niskoenergetycznych układów, a ich gromadzenie w granicach przynosi porównywalne skutki do zmian zachodzących pod wpływem dużych odkształceń. W szczególności ma to miejsce, gdy procesy odnowy struktury są utrudnione, a gromadzące się dyslokacje muszą utworzyć odpowiednie niskoenergetyczne konfiguracje. Z badań struktury granic wynika, że najmniejszą energię posiadają granice małego i dużego kąta [25]. Stąd wydaje się uzasadniony rozwój granic dużego kąta w układach zawierających dużą gęstość dyslokacji. Na podstawie przeprowadzonych badań wysunięto następujące wnioski; 1. Charakterystyczną cechą ściskanego dynamicznie aluminium i miedzi, była struktura pasmowa. 2. Wraz ze wzrostem odkształcenia stwierdzono zmniejszenie się szerokości mikropasm. Zdecydowanie większe zmniejszenie szerokości mikropasm uzyskano w miedzi — średnio do ok. 110 nm. 3. W obu badanych materiałach stwierdzono występowanie dużej dezorientacji pomiędzy mikropasmami, a osnową. 4. Dynamiczne ściskanie za pomocą młota spadowego, spowodowało znaczne umocnienie materiałów. Mikrotwardość miedzi przy najwyższych wartościach odkształcenia rzeczywistego (cp = 0,38) wynosiła ok. 105 |xHv100. Mikrotwardość A199.5 po odkształceniu rzeczywistym

1. Leszczyńska B., RichertM.: Wpływ dużej prędkości odkształcenia na formowanie elementów struktury o wymiarach nanometrycznych, w materiałach metalicznych. XXXII Szkoła Inżynierii Materiałowej, Kraków — Krynica 2004, s. 111-116. Podsumowanie 2. Leszczyńska B., RichertM.: Wpływ dynamicznego odkształcania na strukturę ściskanego A199.5 i stopu AlCuZr. XXXI Szkoła Inżynierii MateBadania przeprowadzono na aluminium i miedzi. Dotyczą one własności i struktury, ze szczególnym uwzględnieniem możliwości riałowej, Kraków — Krynica 2003, s. 13-5-19. 3. Leszczyńska B., RichertM.: Effect of dynamie compression on Microzdrobnienia elementów mikrostruktury pod wpływem dużych rostructure of alluminium alloys, AlCu4Zr and AlMgS. Inżynieria Materiaodkształceń wywieranych dynamicznie. Uzyskane dane wskazują, łowa, 2004, nr 3, (140) s. 381-384. że pod wpływem średnich wielkości odkształcenia (do (p = 0,62) 4. Richert M., Leszczyńska B.: Structure and Properties of dynamically 2 2 1 i dużych prędkości e = 1,75 x 10 +4,34x 10 s" , możliwe jest compressed A199.5 and AlCuZr alloy. Journal of Alloys and Compounds rozdrobnienie niektórych elementów mikrostruktury, do wymiarów 2004, nr 382, s. 305-310. nanometrycznych, porównywalnych do skutków odkształcenia meto5. BlicharskiM.: Odkształcanie i pękanie. Uczelniane wydaw. nauk.-dydami SPD [19+23]. dakt, Kraków 2002. Ocena objęła szerokość mikropasm, które, jak wynika z badań 6. Adamczyk-Cieślak B: Analiza zmian mikrostruktury i właściwości metodami SPD, są istotnym czynnikiem tworzenia struktury nanomechanicznych stopów Al-Mg-Si po dużym odkształceniu plastycznym. ziaren [24], W szczególności, uzyskanie w miedzi średniego wymiaXXXII Szkoła Inżynierii Materiałowej, Kraków — Krynica 2004, s. 99+104. ru mikropasm około 110 nm jest interesującym wynikiem i dowodzi, 7. Wróbel M.: Błędy ułożenia — czym są i od czego zależy ich energia. że duże prędkości odkształcenia w materiałach, w których utrudnio- Inżynieria Materiałowa 2001, nr 6, s. 1024-1030.

589

S.HuangJ. C, GrayUIG. T.: Microband formation in shock-Ioaded and quasi-statically deformed metals. Acta Metali, 1989, No. 12, vol. 37, p. 3335+3341. 9. Carpenter S. H.: Dislocation Damping of explosively shocked polycrystalline copper. Phill. Mag. 1968, No. 17, p. 855+857. 10. Edington J. W.: The influence of strain ratę on the mechanical properties and dislocation substructure in deformed copper single crystals. Phill. Mag. 1969, No. 19, p. 1189+1206. 11. Rosę M. F., Berger T. L: Shock deformation of polycrystalline aluminium. 1968, No. 17, p. 1121+1133. 12. Richert M., Czyrska-FilemorwwiczA., RichertJ., Dybiec H., Wusatowska-Sarnek A., Dubiel B.: Charakterystyczne cechy mikrostruktury s'ciskanych monokryształów aluminium. Inżynieria Materiałowa 2000, nr 4, s. 149+156. \3.HarrenS. V., DcveH. E.,AsaroR. J.: Shear band formation in pianę strain compression. Acta metali., vol. 36, No. 9, p. 2435+2480. 14. Duffy J., Clii Y. C.: On the measurement of local strain temperaturę dunng the formation of adiabatic shear bands. Materials Science and Engineering, A157. 1992, p. 195+210. 15. Timothy S. P.: The structure of adiabatic shear bands in metals: critical review. Acta Metali. 1987, vol. 35, No. 2, p. 301+306. 16. Djapic Oosterkamp L, Ivankovic A., Venizelos C.: High strain ratę properties of selected aluminium alloys. Materials Science and Engineering A278, 2000, p. 225+235. 17. Shih M. H.. Yu C. Y., Kao P. W., Chang C. P.: Microstructure and flow stress of copper deformed to large plastic strains. Scripta Materialia 2001, No. 45, p. 793+799.

FRANCISZEK GROSMAN JACEK PAWLICKI

18. Ostwaldt D., Klimanek P.: The influence of temperaturę and strain ratę on microstructural evolution of polycrystalline copper. Materials Science and Engineering, A234+236, 1997, s. 810+813. 19. Richert M., Richert J., Hawrytkiewicz S., Wusatowska A..- Microstructure of heavily deformed materials. Inżynieria Materiałowa, 2001, nr 5 (124), s. 776+779. 20. Richert M., Liu Q., Hansen N.: Microstructural Evolution Over a Large Strain Rangę in Aluminium Deformed by Cyclic-Extrusion-Compression. Materials Science & Engineering, A260, 1999, s. 275+283. 21. Valiev R. Z., Islamgaliev R. K., Alexandrov l V.: Bulk Nanostructured Materials From Severe Plastic Deformation. Progres in Mat. Sci. 2000, nr 45, s. 103+189. 22. KwnarK. S., Van SwygenhovenH., SureshS.: Mechanical Behaviour of Nanocrystalline Metals and Alloys. Acta Materialia, 2003, vol. 51. No. 19, p. 5743+5774. 23. Morris D. G.: Mechanical Behaviour of Nanostructured Materials. Trans Tech Pub. LTD, 2000. 24. Kurzydtowski K. J., Richert M.: On the mechanisms of nanograins formation in cold plastic deformation conditions. Inżynieria Materiałowa, 2005 [in press]. 25. Grabski M. W.: Struktura granic ziarn w metalach. Wydaw. Śląsk, Katowice 1969.

Praca została wykonana w ramach Gruntu PBZ-KBN096/T08/2003

Rudy Metale R 50 2005 nr 10-11 UKD 669-13:539.383:539.385:539.389.1:620.1

WPŁYW PARAMETRÓW ŚCISKANIA Z OSCYLACYJNYM SKRĘCANIEM NA TECHNOLOGICZNĄ PLASTYCZNOŚĆ METALI W artykule przedstawiono wyniki badań reakcji materiału na równoczesne i sekwencyjne obciążanie silą ściskającą i momentem skracającym. Próby przeprowadzono na specjalnie do tego celu skonstruowanych urządzeniach umożliwiających płynną regulacją prędkości ściskania, częstotliwości skracania oraz amplitudy kąta skręcania. Wstępne badania wykazały znaczny wpływ sposobu odkształcania na wartość naprężenia uplastyczniającego — w próbie skręcania ze zmianą znaku momentu skręcającego — i na wartość naprężenia uplastyczniającego oraz średnich nacisków jednostkowych — w próbie ściskania z oscylacyjnym skręcaniem. Słowa kluczowe: kształtowanie plastyczne, naprężenie uplastyczniające, ściskanie, oscylacyjne skręcanie, cykliczne obciążanie

THE IMPACT OF COMPRESSION WITH OSCILLATORY TORSION PARAMETERS ON TECHNOLOGICAL PLASTICITY OF METALS Research results on the response of materials to simultaneous and seąuential applying ofcompressiveforce and torąue arę presented in the paper. The tests were executed on stands specially designedfor this purpose, enabling the infinitely variable adjustment ofcornpression ratę, torsion freąuency and amplitudę oftorsion angle. Preliminary testing showed the significant impact ofa deformation method on flow stress (in the torsion test with the torąue sign inversion) as well as on flow stress and mean unitpressure (in the compression test with oscillatory torsion). Keywords: metal forming, flow stress, compression, oscilatory torsion, cyclic loading Prof. dr hab. inż. Franciszek Grosman, dr inż- Jacek Pawlicki — Politechnika Śląska, Katedra Modelowania Procesów i Inżynierii Medycznej, Katowice.

590

Wprowadzenie Podstawą prawidłowej symulacji i projektowania procesów technologicznych jest znajomość charakterystyk opisujących własności technologiczne materiału. Dla każdego procesu technologicznego można określić zestaw cech, które dobrze opisują podatność materiału do danego procesu. Dla procesów przeróbki plastycznej podstawowymi cechami charakteryzującymi podatność materiału do kształtowania plastycznego są: naprężenie uplastyczniające a„ i odkształcenie graniczne e [1]. Opierając się na aktualnym stanie wiedzy można stwierdzić, że dla procesów przeróbki plastycznej na zimno naprężenie uplastyczniające jest funkcją wielkości odkształcenia e i historii przebiegu odkształcenia h£

(D a dla procesów przeróbki plastycznej w podwyższonych temperaturach i na gorąco naprężenie uplastyczniające jest funkcją: wielkości odkształcenia e, prędkości odkształcenia e, temperatury T i historii odkształcenia hf

o,, =/(e, e, r,/te)

(2)

Potwierdzeniem konieczności prowadzenia badań w zakresie wpływu historii odkształcenia na wartość naprężenia uplastyczniającego, są wyniki prac wykonanych przez A. Korbla, R. B. Pęcherskiego, M. Pietrzyka oraz prace własne [2+7]. Wyniki tych prac potwierdzają wpływ drogi odkształcenia na poziom parametrów siłowych procesu kształtowania plastycznego, jednak zawierają konkretne rozwiązania tylko dlajednostkowych, wybranych przebiegów drogi odkształcenia. Brak jest opracowań dla funkcji, która opisywałaby wpływ dowolnej drogi odkształcenia na wartość naprężenia uplastyczniającego. Aktualnie prowadzone są intensywne badania, które mogą w przyszłości pozwolić na zdecydowane poprawienie dokładności wyników obliczeń dla procesów przeróbki plastycznej, w których przebieg odkształceń istotnie różni się od przebiegów monotonicznych i proporcjonalnych. Wyniki tych badań już obecnie pozwoliły na stwierdzenie istnienia takich sposobów odkształcenia, które wywołują istotne obniżenie nacisków niezbędnych do prowadzenia procesów kształtowania plastycznego oraz zwiększenie wielkości odkształceń granicznych [8+11]. Stopień zaawansowania prowadzonych prac jest bardzo duży i dotyczy zarówno badań podstawowych, jak również aplikacji przemysłowych. Dotychczasowe próby przemysłowych aplikacji sterowanego odkształcenia ograniczają się do procesów wyciskania i kucia, w których dodatkowym obciążeniem jest przenoszony przez narzędzia, rewersyjny moment skręcający. Parametry kinematyczne charakteryzujące ruch narzędzi decydują o efektach siłowo-energe-

4nn tuw

E J1

° 300- a = 60 . ń 200 -

f

1 5 w 100S" o •^ -100 - D

n

n

•

«q

t P)

§ -200 -\ E

J -300 -

^

h

ł^

|H

4

v

- r -

1 .

r

v. V, t 1,

-4nn

3( C

r

Badania materiałów w warunkach złożonych stanów obciążenia Badania mechanizmów odkształcenia plastycznego w warunkach kontrolowanej zmiany sposobu obciążenia, mimo ich wysokich walorów naukowych i utylitarnych, nie podejmują ważnego z punktu widzenia oceny mechanicznych właściwości materiału, problemu zachowania się materiałów metalicznych w warunkach zmieniających się w sposób ciągły lub sekwencyjny schematów stanu obciążenia. Prowadzone, od wielu lat, w Katedrze Modelowania Procesów i Inżynierii Medycznej Politechniki Śląskiej badania eksperymentalne, wskazują na wysoką czułość materiału na zachodzące w trakcie kształtowania zmiany składowych zewnętrznego obciążenia. Celem badań eksperymentalnych i prac teoretycznych jest określenie charakterystyk naprężenia uplastyczniającego materiałów metalicznych oraz opracowanie metody identyfikacji modelu płynięcia plastycznego w warunkach kontrolowanego obciążenia [5, 6. 9]. Realizacja prób kształtowania z wymuszonym przebiegiem drogi odkształcenia wymagała zaprojektowania i wykonania specjalnego stanowiska badawczego. Stanowisko posiada możliwość sterowania zarówno manualnego jak i komputerowego. System pozwala na sterowanie przebiegiem prób, poprzez zadawanie konkretnej wartości parametrów uogólnionego przemieszczenia: drogi A/, mm i kąta skręcania a, stopnie, rad, oraz prędkości ruchu trawersy vt, mm/min. Oprogramowanie umożliwia również jednoczesne zadawanie wielkości obciążenia (siła osiowa, moment skręcający, ciśnienie). W trakcie prób możliwa jest wizualizacja wyników pomiarów poprzez bieżące śledzenie przebiegu charakterystyk siłowych w funkcji czasu lub przemieszczenia. Oprogramowanie posiada również moduł prezentacji wyników w postaci graficznej oraz możliwość wydruku tabelarycznego zestawienia wyników i wykresów. Zakres zrealizowanych wariantów odkształcenia obejmuje wyznaczenie charakterystyk mechanicznych w procesie skręcania cyklicznego oraz skręcania z nałożonym rozciąganiem lub ściskaniem, przy założeniu określonej wartości odkształcenia całkowitego er i odkształcenia pojedynczego etapu e(. Na wariant odkształcenia składają się odkształcenia uzyskane w warunkach obciążeń odpowiadających prostemu ściskaniu, rozciąganiu i skręcaniu realizowanych sekwencyjnie wg przyjętej konwencji oraz kombinacje równoczesnego obciążenia. Badania przeprowadzane są dla pełnych próbek walcowych oraz rurkowych o różnych grubościach ścianek. Wyniki badań na wybranej grupie materiałów: miedzi, stopie tytanu i stali wysokostopowej potwierdziły istotny wpływ zmiany schematu obciążenia na wartość sił niezbędnych do realizacji odkształcenia,

r

rt

•

e0)

tycznych i strukturalnych procesu przeróbki plastycznej. Istota mechanizmu powodującego wymienione efekty nie znajduje, jak do tej pory jednoznacznego, przekonującego naukowego wyjaśnienia.

v i

. 1° t

00

^

Czas t, s

Kąt skręcania a, stopnie

Rys. 1. Wyznaczone zależności Ms =/(r) i Ms =J(a) dla oscylacyjnego skręcania próbki miedzianej Fig. 1. The determined dependencies Ms =/W and Ms =/(ct) for oscillatory torsion of a copper sample

591

a tym samym na przebieg funkcji naprężenia uplastyczniającego crp = f(e). Na rysunku l przedstawiono przykładowe charakterystyki mechaniczne materiału poddanego oscylacyjnemu skręcaniu. Oczywiście, przeprowadzone badania nie wyczerpują całości zagadnienia, a jedynie sygnalizują zjawiska towarzyszące zmianie sposobu obciążenia. Problematyka ta ma szczególne znaczenie w symulacji komputerowej procesów przeróbki plastycznej charakteryzujących się niemonotonicznym i nieproporcjonalnym przebiegiem odkształcenia. Dotychczas nie opracowano uniwersalnego równania konstytutywnego dla materiałów, określonego funkcją/a p , e, e, 7) = O, która byłaby słuszna nie tylko dla procesów zachodzących w warunkach bliskich monotonicznym i proporcjonalnym przebiegom odkształcenia [5]. Otwarte jest więc pytanie: jaka powinna być postać prawidłowego modelu, który opisywałby z wystarczającą dokładnością rzeczywiste zachowanie się materiałów w zmiennych warunkach odkształcania i jakie parametry stanu powinny występować w takim modelu? Jakość modelu jest również zdeterminowana metodyką eksperymentalnego wyznaczania występujących w nim parametrów [10], Wynika stąd, że niezbędne jest opracowanie postaci analitycznej funkcji naprężenia uplastyczniającego, uwzględniającej efekt zmiany orientacji osi głównych stanu naprężenia oraz posiadanie odpowiednio obszernej bazy danych wyników doświadczalnych w celu weryfikacji modelu. Przeprowadzone badania stały się inspiracją do opracowania i wykonania stanowiska badawczego, realizującego przebiegi odkształcenia, możliwe do zastosowania w procesach technologicznych. Stanowisko badawcze wykonane zostało zgodnie z nowoczesnymi standardami konstrukcji, sterowania i rejestracji danych pomiaro-

wych. Konstrukcja urządzenia jest oryginalnym rozwiązaniem technicznym opracowanym w Katedrze Modelowania Procesów i Inżynierii Medycznej. Stanowisko badawcze Przyrząd do ściskania z oscylacyjnym skręcaniem daje duże możliwości w zakresie realizacji testów czułości materiału na zmianę drogi odkształcania oraz zastosowania praktycznego do prowadzenia technologicznej operacji spęczania (rys. 2). Przebieg drogi odkształcenia można regulować zmieniając proporcje udziału w odkształceniu całkowitym: odkształceń liniowych — wywołanych osiowym ruchem stempla i odkształceń postaciowych — wywołanych obrotowym ruchem stempla. Sterowanie pozwala na regulację prędkości ściskania, częstotliwości skręcania i amplitudy kąta skręcania. Wielkość i konstrukcję urządzenia przystosowano do pracy w przestrzeni roboczej maszyny wytrzymałościowej. Nastawy wielkości kinematycznych umożliwiają zmianę kąta skręcania w zakresie od 0° do ±8°. Częstotliwość wahań dolnego stempla fskr jest regulowana przez falownik w zakresie od O do 1,8 Hz z możliwością zwiększenia częstotliwości maksymalnej do 2,6 Hz. Prędkość przesuwu dolnego stempla jest regulowana (związana z ruchem trawersy

160

-O| 140 -Q— •A— —

? 120

150

sita ściskająca moment skręcający kąt skręcania gniot bezwzględny

100 50

l

^100

O

5f -l 80 w 5 'o S 60 -i ! OT

ei

-Z.

Q.

- o

£S o s

--50

§ nv

40

-100

•| 20

fskr = 0,4 Hz, o = ± 6°

O)

O

7

8

10

9

-150

Czas t, s Rys. 3. Przebieg rejestrowanych w trakcie prób parametrów procesu (Ti) Fig. 3. The process parameters recorded during tests (Ti) 400 (D Q.

ściskanie konwencjonalne

300 -

Cu: d0 = 15 mm, h0 = 22,5 mm, a = ±5° O - fskr = 1 Hz,

Rys. 2. Schemat kinematyczny przyrządu do ściskania z oscylacyjnym skręcaniem 7 — korpus, 2 — stempel dolny, 3 — stempel górny, 4 — łożysko przesuwne nieobrotowe, 5 — widełki — ramię dolnego stempla, 6 — rolka, 7 — wal wykorbiony (mimośrodowy), 8 — koło zębate napędzające, 9 — pierścień zębaty, 10 — koło zębate Fig. 2. Kinematic diagram of a device for compression test with oscillatory torsion l — frame, 2 — lower punch, 3 — upper punch, 4 — non-rotary slidable bearing, 5 — fork-arm of a lower punch, 6 — roli, 7 — crankshaft (eccentric), 8 — driving gear, 9 — ring gear, 10 — gear wheel

592

Q-fskr = OHz-»1Hz, A-fskr = 1Hz->OHz.

O 0,0

0,2

0,4

0,6

0,8

1,0

1,2

1,4

Gniot rzeczywisty eh Rys. 4. Wpływ zmiany drogi odkształcenia na wartość średnich nacisków jednostkowych (Cu) Fig. 4. Ań effect of deformation path change on the average values of elementary loads (Cu)

1200

1200

1000- ściskanie konwencjonalne j 800 600

tn jo o. 3

400-

ściskanie z oscylacyjnym skręcaniem

200

CL CO

fskr = 0,4 Hz, a = ± 6°, v = 0,15 mm/s

O 0,01 0,10 1,00 10,00 100,00 Całkowite odkształcenie zastępcze E,

O

O 5 10 15 20 25 30 35 40 Całkowite odkształcenie zastępcze g.

Rys 5 Charakterystyki naprężenia uplastyczniającego ap w układzie a — liniowym i b — półlogarytmicznym Materiał Ti Fig 5 Characteristics of a flow stress ap a — linear b — semi-loganthmic Materiał Ti

400 co o.

i

,

,

,

,

,

1

ściskanie konwencjonalne,..

350 300

b In

250

w _co

200

OL 3

•N1

S Q. CO

400 to 0.

ściskanie z oscylacyjnym skręcaniem

150

100

D N

Q. CO

50

Z

= 0,4 Hz, a = 6 4°, v = 0,6 mm/s

O

300 250 200 150 100

5

10

15

20

25

30

0,0

Całkowite odkształcenie zastępcze E,

350

co 350 o. 2 300

" TściskainieTz "oscylacyjny m' i jsktęcanieml

250

Q.

10,0

100,0

&

sianie konwencjonalne

250

ściskanie z pscylacyjnym L.sktęcaniem..1

t» S 200

200

: 150

Q.

150 ca

1,0

400

ściskanie konwencjonalne

300

0,1

Całkowite odkształcenie zastępcze e.

400 -r

Q.

[_ ściskanie z oscylacyjnym sikręcanferti

50 O

O

_co

ściskanie konwencjonalni

350

•N

Ht 100

100 50

co Z

f skr = 1,8 Hz, a = 6 7,4°, v = 0,1 mm/s"

O

50 O

O

100

200

300

400

Całkowite odkształcenie zastępcze E;

0,0

0,1

1,0

10,0 100,0 1000,0

Całkowite odkształcenie zastępcze E;

Rys. 6. Charakterystyki naprężenia uplastyczniającego ap w układzie a — liniowym i b — półlogarytmicznym. Materiał Cu Fig. 6. Characteristics of a flow stress cy a — linear, b — semi-logarithmic. Materiał: Cu

maszyny wytrzymałościowej) i może wynosić maksymalnie 0,66 mm/s. Dopuszczalna siła ściskająca ma wartość 300 kN. Siła ściskająca F, kN. moment skręcający M(, Nm. droga odkształceni a A/i, mm i kąt skręcania a, stopnie, są rejestrowane komputerowo. System rejestruje i archiwizuje dane pomiarowe, pozwala także na programowanie przebiegu prób (zadanie konkretnej wartości przemieszczenia). W trakcie prób możliwa jest wizualizacja charakterystyk siłowych w czasie rzeczywistym. Metodyka i wyniki badań Badania zachowania się materiałów w warunkach ściskania z oscylacyjnym skręcaniem przeprowadzono na grupie materiałów metali-

cznych o zróżnicowanym stanie wyjściowym: Cu, Al, FeARMCO i OH18N9. Stosowano próbki walcowe o wymiarach początkowych d0= 15mmi/7. 0 = 22,5mmorazrf 0 = 10mmi/! 0 = I5mm(h0/d0= 1.5). Próbki ściskano w warunkach zmiany podstawowych parametrów procesu: — kąta skręcania a = 0° do ±8°, — częstotliwości skręcania/^,. = O Hz do 1,8 Hz, — prędkości ściskania v = 0,1 do 0,6 mm/s. Przebieg rejestrowanych w trakcie prób parametrów procesu dla wybranego zakresu czasowego, przedstawiono na rysunku 3. Wyniki badań potwierdziły dużą skuteczność oddziaływania drogi odkształcenia na przebieg charakterystyk siłowych i strukturę materiałów poddanych ściskaniu z oscylacyjnym skręcaniem w po-

593

równaniu do ściskania konwencjonalnego. Na rysunku 4 przedstawiono charakterystyki średnich nacisków jednostkowych uzyskane podczas ściskania w warunkach zmiany drogi odkształcenia w trakcie realizacji próby. Oscylacyjny ruch dolnego stempla wywołuje wyraźny spadek wartości nacisków w dowolnej fazie procesu ściskania. W czasie prób ściskania rejestrowano również przebieg momentu skręcającego Ms. i kąta skręcania a. Wielkości te wykorzystano do wyznaczenia charakterystyk naprężenia uplastyczniającego dla ściskania konwencjonalnego i z oscylacyjnym skręcaniem. Na rysunku 5 przedstawiono wybrane charakterystyki naprężenia uplastyczniającego w zależności od całkowitego odkształcenia zastępczego ). Znaczące są również i dla tego materiału różnice naprężenia uplastyczniającego uzyskane dla tych samych wartości zastępczego odkształcenia całkowitego. Różnice te są tym większe, im większe są zadane parametry częstotliwości i kąta skręcania. W większości prób ściskania z oscylacyjnym skręcaniem, niezależnie od parametrów procesu, poziom naprężenia uplastyczniającego stabilizuje się po przekroczeniu wartości odkształcenia zastępczego e, = 10. Wyniki badań dla pozostałych materiałów przedstawiono m.in. w pracach [12, 13]. Jednoznaczne wyznaczenie parametrów zapewniających największą efektywność odkształcenia w analizowanych procesach, wymaga określenia korelacji pomiędzy składowymi odkształcenia, a efektami strukturalnymi. Podsumowanie Uzyskane wyniki badań pozwalają na sformułowanie następujących wniosków: 1. Posiadanie kompletnych charakterystyk technologicznej plastyczności materiałów jest niezbędne do prawidłowego przeprowadzenia symulacji komputerowej i projektowania procesów przeróbki plastycznej. 2. Odkształcanie w warunkach złożonych stanów obciążenia pozwalana sterowanie przebiegiem drogi odkształcania, która ma znaczący wpływ na wielkość skumulowanego odkształcenia i siły nacisku

594

narzędzia na kształtowany materiał. 3. W procesie ściskania z oscylacyjnym skręcaniem wartość całkowitego odkształcenia skumulowanego można w szerokim zakresie regulować poprzez dobór prędkości ściskania, częstotliwości skręcania oraz wielkości amplitudy kąta skręcania. 4. Obserwowane, w analizowanych procesach odkształcania plastycznego, efekty w postaci zmian parametrów siłowych, potwierdzają możliwość wykorzystania odkształcania w warunkach cyklicznie zmiennych, złożonych stanów obciążenia, do przemysłowej realizacji procesów kształtowania plastycznego. Literatura 1. Grosman F.: Rozwój metody badań technologicznej plastyczności materiałów. Postępy w inżynierii materiałowej i metalurgii. Wydawnictwo Politechniki Śląskiej, Monografia, Gliwice 2005, s. 33-5-85. 2. Korbel A., Bochniak W.: Some New Energy Saving Technological Solutions in Metal Forming. Proc. of Int. Congress on Metallurgy and Materials Technology, ABM, San Paulo, 1994, vol. 10, p. 315+324. 3. PęcherskiR. B.: Opis deformacji plastycznej metali z efektami mikropasm ścinania. Instytut Podstawowych Problemów Techniki PAN, 1998 [Pr. habilitacyjna]. 4. Pidvysotskyy V., Szyndler R., Kusiak J., Pietrzyk M.: Modelling of Forging of Gear-Wheel Using Reversibly Rotating Die. Proc. of 6th ESAFORM Conference on Materiał Forming, ed. Brucato V., Salerno, 2003, p. 943+946. 5. Grosman F.: Flow-stress functions for the computer simulation of metal forming. Journal of Materials Processing Technology, 2000, t. 106, p. 45+48. 6. Grosman F., Pawlicki J.: Concepts of technological applications in controlled deformation of materials. Proceedings of the 7* International Conference on Technology of Plasticity, Advanced Technology of Plasticity, Yokohama, Japan. 2002, vol. l, p. 1219+1224. 7. Bochniak W.: Lokalizacja odkształcenia. Mechaniczne i strukturalne aspekty niestatecznego płynięcia mono- i polikrystalicznej miedzi przy różnych temperaturach. Nadplastyczność w warunkach wysokotemperaturowego wymuszania zmiany drogi odkształcenia. Zesz. Nauk. AGH, nr 122, Kraków 1989 [rozprawahabilitacyjna]. 8. SzyndlerR.: Spęczanie w warunkach zmiennej drogi deformacji. Rudy Metale, 1995, r. 40, nr 11, s. 482+486. 9. Pawlicki J., Grosman F.: Wpływ przebiegu odkształcenia na wartość naprężenia uplastyczniającego materiałów polikrystalicznych. Rudy Metale 1999, r. 44, nr 11, s. 565+568. 10. Gronostaj ski Z.: Model naprężenia uplastyczniającego materiałów odkształcanych w różnych warunkach. Obróbka Plastyczna Metali, 2001, nr 5, s. 15+22. 11. Pawlicki J., Grosman F.: Analiza efektów siłowo-energetycznych dla procesów z wymuszoną drogą odkształcenia. Rudy Metale 2003, nr 10-11, s. 479+483. 12. Pawlicki J., Grosman F.: Charakterystyki materiałowe dla oscylacyjnego skręcania. FiMM 2003 —• Fizyczne i matematyczne modelowanie procesów obróbki plastycznej, Pr. Nauk. Polit. Warszawskiej, z. Mechanika 2003, nr 201, s. 139+144. 13. Grosman F., Pawlicki J.: Processes with forced deformation path. Proceedings of the l International Conference on New Forming Technology, Harbin, China, 2004, p. 361+366. Praca naukowa finansowana ze środków Komitetu Badań Naukowych w latach 2004*2006 jako projekt badawczy nr 3T08A05526.

TADFUS7 KNYCH PAWEŁ KWAŚNIEWSKI ANDRZEJ MAMALA

Rudy Metale R 50 2005 nr 10-11 UKD 539.374:539.319:620.1:539.4:539.389.3

BADANIA RELAKSACJI NAPRĘŻEŃ STOSU METALICZNEGO Z GRADIENTEM REOLOGICZNYM Procesy pełzania i relaksacji naprężeń to podstawowe sposoby ujawniania cech reołogicznych materiałów w warunkach niespełnionego kryterium naprężeniowego. Chociaż znane są charakterystyki relaksacji naprężeń pojedynczych materiałów jako funkcje naprężenia, temperatury i czasu, to brak jest w literaturze przedmiotu wyników badań relaksacji naprężeń w układach (stosach) zbudowanych z materiałów o zróżnicowanych cechach lepkosprężystych. Analiza stanu reologicznego takich układów nie jest prosta bowiem powierzchnie zmian własności lepkich i sprężystych ulegają przemieszczaniu, co wprowadza dodatkowy stopień nieokreśloności układu. W pracy przeprowadzono rozważania dotyczące zmian stanu naprężenia w stosie, spowodowanych relaksacją naprężeń, jaka zachodzi w jego elementach. Wyprowadzono wzory umożliwiające określenie modułu sprężystości oraz charakterystyk relaksacji naprężeń w stosie z dyskretnym gradientem reologicznym. Zamieszczono wyniki badań relaksacji naprężeń stosów zbudowanych z materiałów o różnej odporności reołogicznej. Procesy reologiczne zachodzące w stosach posiadają szczególnie znaczenie praktyczne, ujawniają się bowiem w układach połączeń elementów o różnych własnościach, w których, z pewnych względów, wymagana jest stabilna siła docisku. Słowa kluczowe: relaksacja naprężeń, reologia, relaksacja stosu

INVESTIGATION OF THE RELAXATION OF STRESSES IN A METALLIC STACK WITH RHEOLOGICAL GRADIENT Creep and stress relaxation arę essential ways ofrevealing rheologicalfeatures of materials in conditions ofthe unfulfilled yield criterion. Stress relaxation characteristics of homogeneous material, as afunction at stress temperaturę and time arę well known we notice the lack ofconcerning deliberańons on the stack builtfrom two different viscoelastic materials. Rheological description of stack isn 't easy due to changes ofelastic and viscousproperties surfaces motions, with causes additional troubles. Deliberańons concerning changes in the state ofthe tension in the stack were carriedat work, caused stress relaxation as and is setting in his elements. Equation for module of the resilience and stress relaxation characteristics in the stack with the rheological gradient calculation. Findings of examinations were printed stress relaxation ofstacks builtfrom materials about the different rheological resistance. Rheological process setting in stacks they have particularly a practical significance, because they arę becoming apparent in arrangements of connections of elements about different properties, which the stable force ofpressure is reąuiredfrom surę accounts in. Keywords: stress relaxation, rheological process, creep, stacks Postawienie problemu Materiały metaliczne szczególnie o dobrej przewodności elektrycznej cechują się podatnością do pełzania i relaksacji naprężeń. Miedź i jej stopy są materiałami stosowanymi w wielu dziedzinach techniki jako elementy przewodzące i łączące, toteż wymaga się od nich nie tyko dobrej przewodności elektrycznej i wysokich wlasności mechanicznych, ale również wysokiej odporności reołogicznej. Własności te uzyskuje się na drodze metalurgicznej poprzez dobór odpowiednich składników stopowych (Zn, Sn, Si, Ni, Ag). Wiadomym jest, że np. dodatek srebra w niewielkiej ilości, nie zmniejszając znacznie przewodności elektrycznej, istotnie podnosi odporność Teologiczną stopu [1]. Zjawiska te są szczególnie istotne wszędzie tam, gdzie mamy do czynienia z układami połączeń mechanicznych, w których wymagana jest z pewnych względów ściśle określona stała w czasie siła docisku [2]. O ile dodatki stopowe podnoszą na ogół odporność Teologiczną, to nie jest oczywiste jak przebiegać będzie relaksacja naprężeń w układach zbudowanych z np. z dwóch

materiałów o różnych cechach Teologicznych. Procesy reologiczne zachodzące w materiałach metalicznych o jednorodnej strukturze reołogicznej można opisać za pomocą podstawowych modeli mechanistycznych ośrodków lepkosprężystych zbudowanych z liniowej sprężyny i liniowego tłumika łączonych ze sobą w różnych konfiguracjach (model Maxwella, Voigta-Kelvina, Burgersa) [3, 5]. Istnieją ponadto różnego typu hipotezy reologiczne materiałów liniowo lepkosprężystych [4]. W literaturze przedmiotu znajdujemy wiele prac dotyczących relaksacji naprężeń czystych metali (miedź [6], aluminium [7]). O ile powyższe modele i hipotezy znalazły zastosowanie w opisie cech reołogicznych materiałów o jednorodnych własnościach Teologicznych, o tyle nie znajdują zastosowania do opisu układów zbudowanych z materiałów o różnej odporności reologicznej. W artykule przedstawiono wyniki badań relaksacji sił ściskających w materiałach metalicznych (miedź i jej stopy oraz aluminium) oraz w stosach z nich zbudowanych. Przeprowadzono ich analizę pod kątem zgodności z wynikami przeprowadzonej analizy teoretycznej problemu.

Dr hab. inż. Tadeusz Knych prof. nzw.. mgr inż. Paweł Kwamiewski. dr inż. Andrzej Mamnla — Akademia Górniczo-Hutnicza. Wydział Metali Nieżelaznych. Kraków.

595

Rozważania nad problemem

Uogólniając stos na układ ^-elementowy składający się z ciał o modułach E[, EU, Em,...EN i wysokościach hf, hu, hU!,...hN wzór (4) przyjmuje postać

Moduł sprężystości wzdłużnej stosu Rozważania nad problemem relaksacji naprężeń w stosie z gradientem Teologicznym zbudowanym z ciał o różnym module sprężystości wymagają na samym początek zdefiniowania modułu sprężystości wzdłużnej stosu. Na rysunku l przedstawiono nieobciążony stos zbudowany z ciał Cn i Cn (lewa część rysunku) o modułach £7 i Eu. W ogólności zakłada się również różną podatność Teologiczną ciał. Obciążenie stosu naprężeniem ściskającym a wywołuje początkowe skrócenie ciał o wartości A/i7 = /!/ - /*/ (ciało I) oraz

(5)

Dla hj = h otrzymuje się

A/j/7 = hu - h'n (ciało II) (prawa część rysunku), co daje początkową

N

zmianę wysokości stosu AAS7- = A/i7 + AA7. Z uwagi na Teologiczną

(6)

naturę ciał tworzących stos, stałość wysokości stosu pod obciążeniem (/j{ + /i{7= const.) oraz zróżnicowanie ich własności sprężystych, przemieszczeniu podlegać będzie płaszczyzna gradientu Teologicznego, tj. płaszczyzna wyznaczająca granice ciał. Kierunek przemieszczenia tej płaszczyzny zależy od własności sprężystych elementów i ich cech lepkosprężystych. Wykorzystując oznaczenia wprowadzone na rysunku l oraz prawo Hook'a określmy odkształcenia sprężyste ciał oraz stosu A,, = A ° — ' =»AAr — A, ' '7 E,

a dla przypadku, gdy E( = E EST=E

(7)

Dla stosu dwuelementowego (N = 2) otrzymuje się

(D

M

fc

£7 + £7J (2)

, = A,.

A/ + %

tr + rr h

A/!; + A/!7/

£7 £,, =o . .,

h,+hn

*/+*//

(3) A/

A/jr

Nietrudno zauważyć, że występujące w (3) wyrażenie przedstawia odwrotność modułu sprężystości stosu. Tak więc moduł sprężystości wzdłużnej stosu składającego się z dwóch ciał o modułach Ej, Eji i wysokościach ht i hu dany jest wyrażeniem postaci

£cr =

A,

(4)

A,

~r~ H

\

'

h

C.

c„

E,

E„

ji,+jiii

a UM

h,'

Ci

h,!

E, E„

>

r

G,

t t t t

a

Rys. 1. Schemat stosu bez i pod naprężeniem Fig. l. Diagram of the stack with and without stress

596

(8)

Jeśli w (8) przyjąć E; = Etl = E, co oznacza, że stos zbudowany jest z dwóch takich samych ciał, wówczas w wyniku dochodzimy do trywialnego wyniku wyrażonego równaniem (9)

2E

(9)

Analiza statyczna naprężeń w stosie z uwzględnieniem członu relaksacyjnego W rozważaniach teoretycznych nad relaksacją naprężeń w stosie złożonym z ciał o różnych własnościach lepkosprężystych uwzględnić należy fakt, że materiał bardziej „miękki" Teologicznie wywoływał będzie sprężystą interakcję materiału „twardszego" Teologicznie, co prowadzi do zmian wysokości tych ciał, przy czym efekt końcowy wyznacza nowa równowaga sił ściskających elementy stosu. Rozpatrzmy na początek stos zbudowany z dwóch ciał, z których ciało CH jest nieaktywne Teologicznie, a więc nie podlega procesowi relaksacji naprężeń. Relaksacja naprężeń w ciele C/ o wartość Ao7 spowoduje obniżenie początkowej energii stosu o wartość AW;, a co za tym idzie, obniżenie poziomu jednostkowych sił aktywnych z wartości <3ST do wartości a'5r. Będzie więc

,= ws'T

(10)

Występujące w (10) wielkości wyrażone są formułami (11), (12), (13) i mają następujące znaczenia: WST— praca wykonana na stosie pochodząca od aST

l aST

-sr

(11)

AW 7 — energia dysypowana na sposób relaksacji naprężenia w ciele C o wartość Aa

(12)

WS'T — energia stosu odpowiadająca nowemu poziomowi jedno-

otrzymuje się wobec (19) i (20) efektywne postaci wzorów na wy-

stkowych sił aktywnych a'ST

stępujące w (18) człony Aa7/ i Aa7/. Jest więc

(13)

^57"

Aa/ = Aa/ l -

Uwzględniając (l 1), (12) i (13) w (10) otrzymuje się

Aa, 2EST

(23)

h\ E„

(14)

E,

skąd po przekształceniach wyrażenie na naprężenie w stosie po relaksacji naprężeń w ciele Ct o wartość Aa/

a'sr = | cr-Aa/l O-|AO/ .

(15)

IŁ-'!

*-

(24)

w których /!/ i K!l dane są wyrażeniami postaci

Przeprowadzone rozumowanie rozszerzone na stos zbudowany z N ciał aktywnych Teologicznie wyraża się wzorem postaci

|= WS'T

(16) (26)

z której wynika wyrażenie na naprężenie w stosie po dyssypacji N

energii równej ^ | AW, | 1= i 0.5

a--Aa,

(17)

Wyrażenia (l 5) i (17) umożliwiają wyznaczenie wartości naprężenia w stosie po relaksacji jego elementów, nie pozwalają jednakże na określenie wielkości interakcyjnego odkształcenia, a więc przemieszczenia płaszczyzny gradientu Teologicznego. Zmianę położenia płaszczyzny gradientu Teologicznego łatwo jest określić dla stosu dwuelementowego, w którym jedno z ciał jest nieaktywne Teologicznie. Wówczas zrelaksowane naprężenie Aa/ wykona pracę w części na ciele C/, a w części na ciele Cn. Formalnie można zatem zapisać 7

7

Aa/ = Aa / + Aa ,

(25)

(18)

Nietrudno zauważyć, że suma (23) i (24) jest równa Aa/, co sprawdza równanie (10). Wzory te pozwalają na obliczenie przemieszczenia płaszczyzny gradientu Teologicznego. Wystarczy w tym celu uwzględnić (25) w (19) lub (26) w (20). Cel, zakres i program badań Celem artykułu jest określenie charakterystyk relaksacji naprężeń w materiałach o różnych cechach lepkosprężystych i w stosach zbudowanych z tych materiałów, charakteryzujących układy z dyskretnym gradientem reologicznym. Rodzaj poddanych badaniom materiałów i stosów oraz ich własności przedstawiono w tablicy 1. Na rysunku 2 przedstawiono przykłady stosów dwuelementowych zbudowanych z próbek o średnicy 9 mm i wysokości 10 mm. Badania polegały na zadawaniu odkształcenia sprężystego wg schematu przedstawionego na rysunku l i rejestracji charakterystyk zmian naprężenia w czasie w warunkach stałej wysokości (próbki) stosu. W celu określenia przemieszczenia płaszczyzny gradientu reologicznego przeprowadzono eksperyment polegający na tensometrycznej rejestracji odkształcenia poszczególnych ciał w trakcie relaksacji

w którym Aa7 oznacza część naprężenia, które wykonało pracę na ciele Cf, a Ao^część naprężenia, które wykonało pracę na ciele Cu. Tak więc zmiana wysokości ciała C/ pochodząca od naprężenia Aa7, dana jest równaniem

(19)

zaś zmiana wysokości ciała Cu pochodząca od członu Aa7/ wyrażeniem (20)

Wychodząc z założenia stałości wysokości stosu w trakcie procesu relaksacji naprężeń, a więc z warunku 7

1

h'„ + A/!/ + h , - h = h + hu

(21)

który jest identyczny z równością 7

A/z / = A/z"

(22)

a

b

Rys. 2. Próbki do badań: a — stos o jednorodnych własnościach Teologicznych, b — stos o zróżnicowanych własnościach Teologicznych Fig. 2. Samples to examinations: a — stack with homogenous rheological properties, b — stack abort diversified rheological properties

597

naprężeń w stosie zbudowanym z walca miedzianego w gat. ETP i walca aluminiowego w gat. 1350 o średnicach 9 mm i wysokościach 15 mm. Do badań użyto tcnsometrów o bazie 3 mm. Nominalna silą ściskająca w każdej procedurze wynosiła 2100 N, co się przekłada na naprężenie 33,0 MPa. Badania prowadzono na stanowisku przedstawionym na rysunkach 3 i 4, umieszczonym w klimatyzowanym pomieszczeniu w temperaturze 20 °C o wilgotności powietrza 50 %. Stanowisko do badań Teologicznych o dużej sztywności zostało tak skonstruowane, aby umożliwić zadawanie sił ściskających do 20 000 N. Pozwala ono na prowadzenie badań charakterystyk relaksacji

naprężeń w materiałach i stosach w funkcji CT, T, T w dowolnej konfiguracji rodzaju zastosowanego materiału z kontrolą stałości wysokości stosu w trakcie testu. Na rysunku 4 przedstawiono widok ogólny stanowiska, a na rysunku 3 w zbliżeniu czujnik siły wraz z próbkami. Wyniki badań i ich analiza Na rysunkach 5 i 6 przedstawiono charakterystyki relaksacji naprężeń w badanych materiałach oraz zbudowanych z nich stosach. Charakterystyki te w ujęciu: procentowy stopień relaksacji naprężeń

J

Rys. 4. Stanowisko do badań Teologicznych Fig. 4. Laboratory stand for rheological testing

Rys. 3. Czujnik siły z próbkami Fig. 3. Force transducer and samples

' Czas, h

6

Czas, h

Rys. 5. Relaksacja naprężeń dla poszczególnych materiałów Fig. 5. Stress relaxation of various materials

Rys. 7. Stopień relaksacji naprężeń dla poszczególnych materiałów Fig. 7. Coefficient of stress relaxation characteristics of various materials Tablica l Materiały do badań relaksacji naprężeń Table l Materials niarked out for research of stress relaxation

Materiał

1-stos CuAgO.I+CuETP 3-stos CuNi2Sl+CuAgO 1

— 2-jlos CuN.2Si*CuETP — 4-stos AkCuAgO 04

Czas, h

Rys. 6. Relaksacja naprężeń w stosach Fig. 6. Stress relaxation of stacks

598

Al

CuAgO,04 CuETP CuAgO.10 CuNi2Si

Stan

walcówka

walcówka E = 66 % E = 66 % wlewek

Wytrzymałość na rozciąganie Rm

Naprężenie startowe a

MPa

MPa

80 240 365 380 350

30 30 30 30 30

o m

0,37 0,125 0,08 0,078 0,086

Moduł sprężystości wzdłużnej

E MPa

70000 110000 100000 120000 130000

w funkcji czasu dany wzorem

l -—^ x 100 zamieszczono na

rysunku 7. Próba bezpośredniego porównania zamieszczonych na rysunkach 5-^7 charakterystyk z punktu widzenia oceny podatności Teologicznej badanych materiałów nie byłaby poprawna, gdyż charakterystyki te przedstawiają relaksację naprężeń w materiałach o różnym stopniu wytężenia. Przyjęta koncepcja badań polegała bowiem na próbie weryfikacji rozważań dotyczących relaksacji naprężeń w stosie w oparciu o znajomość charakterystyk relaksacji naprężeń w jego elementach składowych. Z tego powodu należy porównywać charakterystyki dla tego samego obciążenia zarówno dla elementów

— 1-CuAgO.I — 2-CuNi2St — 3-stos CuNi2Si+CuAgO 1 Czas, h

Rys. 11. Stopień relaksacji w stosie CuNi2Si/CuAgO,l Fig. 11. Coefficient of stress relaxation characteristics of stack CuNi2Si/CuAgO, l

Czas, h logosi.SOr"""'!

Rys. 8. Stopień relaksacji w stosie CuETP/CuAgO,! Fig. 8. Coefficient of stress relaxation characteristics of stack CuETP/CuAgO,!

logo= 1.497'

Rys. 12. Relaksacja naprężeń w stosie CuETP/CuAgO.l w układzie logarytmicznym Fig. 12. Stress relaxation of stack CuETP/CuAgO, l in a logarithmic system

Czas, h

Rys. 9. Stopień relaksacji w stosie A11350/CuAgO,04

log.-I.SOr-

Fig. 9. Coefficient of stress relaxation characteristics of stack Al 1350/CuAgO,04

logo=l,47T"°

Czas, h

Rys. 13. Relaksacja naprężeń w stosie A11350/CuAgO,04 w układzie logarytmicznym Fig. 13 Stress relaxation of stack A11350/CuAgO,04 in a logarithmic system — 1-CuETP — 2-CuNi2Si — 3-stos CuNi2Sn-CuETP Czas, h

Rys. 10. Stopień relaksacji w stosie CuNi2Si/CuETP Fig. 10. Coefficient of stress relaxation characteristics of stack CuNi2Si/CuETP

jak i dla stosu, z których jest on zbudowany. W analizowanym przypadku nominalna siła ściskająca wynosiła 2100 N (33 MPa). Takie naprężenie stanowi 37 % wytrzymałości na rozciąganie aluminium, a w przypadku pozostałych materiałów wynosi ono od 8 do 12 % (tabl. 1). Już z pierwszej analizy uzyskanych danych wynika, że relaksacjanaprężeń w stosie nie jest prostą superpozycjąrelaksacji naprężeń w jego elementach. W szczególności relaksacja naprężeń w stosie

599

logo= l,50r~"

logo=l,49r"° 3 logo=l,48r'

Czas, h

Rys. 14. Relaksacj a naprężeń w stosie CuNi2Si/CuETP w układzie logarytmicznym Fig. 14. Stress relaxation of stack CuNi2Si/CuETP in a logarithmic system

rialów. Pozwala ona bowiem na analizę problemu z punktu widzenia doboru optymalnych rodzajów materiałów tworzących połączenie. Na rysunkach 12+15 przedstawiono charakterystyki relaksacji naprężeń w układzie logarytmicznym. Z analizy wykresów przedstawionych na rysunku 12 wynika, że zarówno charakterystyki relaksacji naprężeń w poszczególnych elementach (CuETP i CuAgO,!) jak i w stosie, linearyzują się w układzie logarytmicznym. Na rysunku 13 przedstawiono charakterystyki relaksacji naprężeń dla CuAgO,04iAl 1350 oraz dla stosu CuAgO,04/AI 1350. Podobnie jak w poprzednim przypadku, zarówno charakterystyki stosu, jak i poszczególnych jego elementów linearyzują się, co świadczy o tym, że naprężenie jest potęgową funkcją czasu. Z analizy wykresów przedstawionych na rysunku 14 ilustrujących relaksację naprężeń w próbkach CuNi2Si, CuETP oraz w stosie CuNi2Si/CuETP wynika, że o ile charakterystyki poszczególnych materiałów prostują się w układzie logarytmicznym, o tyle charakterystyka stosu jest nieliniowa. Podobnie zachowuje się stos CuNi2Si/CuAgO, l przedstawiony na rysunku 15. Tak więc z matematycznego punktu widzenia nie każdy układ materiałów tworzących stos zachowuje charakter funkcji relaksacji jego elementów składowych. Na podstawie otrzymanych wyników badań dotyczących relaksacji naprężeń, zarówno w materiałach jednorodnych, jak i w stosach z gradientem Teologicznym oraz analizy mechanistycznych modeli Teologicznych, przeprowadzono oszacowanie zgodności z wynikami eksperymentu ośrodka sprężysto-lepkiego Maxwella, który uwzględnia zdolność ciał do relaksacji naprężeń. Model Maxwella, który otrzymać można przez połączenie szeregowe modelu ciała Hooke'a (sprężyny) i modelu cieczy Newtona (tłumika) obrazuje równanie analogiczne do równania reologicznego stanu ośrodka

bgo-LSOr'"00' logo=l,49r" 000!1 Czas, h

Rys. 15. Relaksacja naprężeń w stosie CuNi2Si/CuAgO, l w układzie logarytmicznym Fig. 15. Stress relaxation of stack CuNi2Si/CuAgO,l in a logarithmic system może być mniejsza (rys. 9), większa (rys. 10, 11) niż w elementach stosu lub może leżeć pomiędzy nimi (rys. 8). Wzajemne relacje zależą od cech lepkich elementów stosu, reprezentowanych przez współczynnik lepkości A. (ośrodek N) i sprężystych reprezentowanych przez moduł sprężystości wzdłużnej (ośrodek H). Z analizy przestawionych na rysunku 8 charakterystyk relaksacji naprężeń w próbkach CuETP, CuAgO,! oraz stosu zbudowanego z tych materiałów wynika, że odporność Teologiczna stosu jest wyższa od odporności Teologicznej CuETP, a niższa od odporności CuAgO,!. Na rysunku 9 przedstawiono charakterystyki relaksacji naprężeń w próbkach Al 1350, CuAgO,04 oraz stosu z nich utworzonego. Jak wynika z analizy, stos Al/CuAgO,04 ma wyższą odporność reologiczną w stosunku do odporności ciał, z których jest on zbudowany. Z analizy wykresów przedstawionych na rysunku 10, ilustrujących charakterystyki relaksacji naprężeń w próbkach CuETP oraz CuNi2Si wynika natomiast, że stos zbudowany z tych materiałów ma niższą odporność Teologiczną od odporności Teologicznej materiałów, z których jest on zbudowany. Podobna obserwacja dotyczy stosu CuAgO, !/CuNi2Si (rys. 11). Znamienne jest to, że stosy składające się z ośrodków o dużej różnicy współczynnika lepkości X i modułu sprężystości E (Al/CuAgO,4; CuNi2Si/CuAgO,l), charakteryzują się odpornością Teologiczną istotnie odbiegającą od odporności elementów składowych tworzących stos. Zależy ona nie tylko od cech Teologicznych elementów składowych i stopnia ich wytężenia, ale także, zgodnie z (8) i (15), od własności sprężystych ciał tworzących stos. W tej obserwacji tkwi aplikacyjna atrakcyjność uzyskanych wyników w odniesieniu do układów połączeń z różnych mate-

600

1.00

ZOO

300

4.00

6.DO

8 00

7.00

800

0.00

Czas, h

Rys. 16. Relaksacja naprężeń w stosie CuETP+A11350 w czasie 10 godzin Fig. 16. Stress relaxation of sack CuETP+Al 1350, time 10 h

Czas, h

Rys. 17. Odkształcenie elementów stosu w czasie 10 godzin Fig. 17. Deformation of stack elements in time 10 of hours

Maxwella e = — + T-, obowiązującego dlajednoosiowego stanu nab. A prężenia, które dla warunku e(/) = 0(relaksacjanaprężeń)przyjmuje postać równania różniczkowego jednorodnegoCT+ —CT= 0. Całką /, tego równania jest wyrażenie opisujące zależność naprężenia od czasu T i naprężenia startowego CTO E

V W analizowanym w niniejszej pracy przypadku opis charakterystyk relaksacji naprężeń funkcją Maxwella nie daje zgodności z wynikami eksperymentu, które dobrze się linearyzują w układzie logarytmicznym, co świadczy o tym, że zależność naprężenie-czas w procesie relaksacji naprężeń można opisać funkcją potęgową postaci

Parametr n tej funkcji dla badanych materiałów i stosów zamieszczono na rysunkach 12^15. O ile powyższa funkcja może być stosowana do opisu relaksacji naprężeń poszczególnych elementów stosu, o tyle już nie zawsze pozwala na poprawną aproksymację relaksacji naprężeń w stosie z gradientem reologicznym. Na rysunku 16 zamieszczono wyniki badań relaksacji naprężeń dla stosu zbudowanego z miedzi w gat. ETP oraz aluminium 1350-

a na rysunku 17 charakterystyki odkształcenia poszczególnych elementów tworzących stos. Z analizy wykresów zamieszczonych na rysunku 17 wynika, że z chwilą ustalenia wartości siły ściskającej, w próbce aluminiowej odkształcenie ściskające zaczęło rosnąć z poziomu 0,46 do 0,48 promila, po czym zaczęło stopniowo spadać osiągając po czasie 10 h wartość 0,45 promila. Natomiast odkształcenie próbki miedzianej z chwilą ustalenia wartości siły zaczęło od początku obniżać się osiągając po l O h wartości 0,31 promila. Przedstawiona analiza potwierdza rozważania na temat interakcyjnego oddziaływania elementów stosu w trakcie procesu relaksacji. Analizując wyniki badań eksperymentalnych pod kątem ich zgodności z wynikami przeprowadzonych analiz teoretycznych, należy stwierdzić, że obliczone na podstawie charakterystyk elementarnych wartości naprężeń w stosach po różnym czasie relaksacji nie osiągają idealnej zgodności z wartościami eksperymentalnymi. Na rysunkach 18-5-21 przedstawiono charakterystyki rzeczywiste relaksacji naprężeń w stosach oraz obliczone wg (17) na podstawie znajomości charakterystyk elementarnych ciał tworzących stosy, przedstawionych na rysunku 5. Największą zgodność uzyskano dla stosów CuETP/CuAgO,! oraz A11350/CuAgO,04, dla których różnice nie przekraczają 0,3 MPa. W stosach CuNi2Si/CuETP oraz CuNi2Si/CuAgO,l różnice te osiągają wartość l MPa. Stwierdzone różnice mogą wynikać z niewielkich różnic temperatury, w jakiej realizowano test relaksacji naprężeń w poszczególnych elementach stosu i w samym stosie. Jest to szczególnie istotne dla stosu, ponieważ jest on zbudowany z materiałów o różnych współczynnikach rozszerzalności cieplnej. Niezależnym powodem różnic pomiędzy

— 1-ch-ka rzeczywista — 2-ch-ka teoretyczna

Czas, h

Czas, h

Rys. 18. Relaksacja naprężeń w stosie CuETP/CuAgO, l charakterystyka rzeczywista i wyliczona wg (17) Fig. 18. Stress relaxation of stack CuETP/CuAgO,l real and enumerated characteristic according to formuła (17)

Rys. 20. Relaksacja naprężeń w stosie CuNi2Si/CuETP charakterystyka rzeczywista i wyliczona wg (17) Fig. 20. Stress relaxation of stack CuNi2Si/CuETP real and enumerated characteristic according to formuła (17)

4

Czas, h

Rys. 19. Relaksacja naprężeń w stosie A11350/CuAgO,04 charakterystyka rzeczywista i wyliczona wg (17)

Rys. 21. Relaksacja naprężeń w stosie CuNi2Si/CuAgO,l charakterystyka rzeczywista i wyliczona wg (17)

Fig. 19. Stress relaxation of stack A11350/CuAgO,l real and enumerated characteristic according to formuła (17)

Fig. 21. Stress relaxation of stack CuNi2Si/CuAgO,l real and enumerated characteristic according to formuła (17)

601

Tablica 2 Dwuelementowe stosy poddane relaksacji naprężeń Table 2 Two-component stacks marked out for research of stress relaxation Wartość siły ściskającej N

Rodzaj stosu

Moduł sprężystości wzdłużnej stosu EST MPa

2100

Al-CuAgO,04 CuETP-CuAgO,10 CuNi2Si-CuETP CuNi2Si-CuAgO,10 CuETP-Al

85000 110000 113000 125 000 82000

3. Z powyższego powodu, relaksacja naprężeń w stosach posiada inny charakter jakościowy i ilościowy, bowiem oprócz członu lepkiego ujawnia się człon sprężysty jako reakcja na wymuszony spadek naprężenia. 4. Zgodność teoretycznie wyznaczonych charakterystyk relaksacji naprężeń w stosie z charakterystykami doświadczalnymi, uzależniona jest od indywidualnych cech Teologicznych materiału, a zwłaszcza ich reakcji na ujemne gradienty naprężenia. 5. Przeprowadzone rozważania teoretyczne problemu relaksacji naprężeń w stosach posiadają znaczenie praktyczne w analizie stanu mechanicznego połączeń mechanicznych pod kątem właściwego doboru materiałów połączenia. Chodzi mianowicie o to, aby ograniczyć lub zlikwidować relaksację naprężeń w połączeniu, zwłaszcza jeśli pracuje ono w warunkach wysokiej obciążalności mechanicznej i prądowej, która powoduje intensyfikację procesów relaksacyjnych. Literatura

eksperymentem i obliczeniami mogą być indywidualne zachowania reologiczne materiałów, a zwłaszcza ich reakcja na prędkość przykładania obciążenia oraz fakt, że relaksacja w każdym wybranym myślowo elemencie stosu odbywa się w warunkach ujemnego gradientu naprężenia wymuszanego relaksacją naprężeń, jaka zachodzi w pozostałych elementach stosu. Sytuacja jest dodatkowo potęgowana bardzo dużą prędkością relaksacji naprężeń w początkowej fazie testu, co, jak wiadomo z prac nad badaniem wpływu ujemnych gradientów obciążenia na zachowanie reologiczne materiału, prowadzić może do chwilowej nieaktywności Teologicznej lub nawrotu [8+10]. Wnioski Na podstawie przeprowadzonych badań i analiz teoretycznych można sformułować następujące stwierdzenia: 1. Istnieje możliwość określenia relaksacji naprężeń w stosach z dyskretnym gradientem Teologicznym na podstawie znajomości charakterystyk relaksacji naprężeń w poszczególnych jego elementach. 2. W procesie relaksacji naprężeń w stosie następuje przemieszczanie się płaszczyzny wyznaczającej granice gradientu Teologicznego, co jest spowodowane interakcją sprężystą elementów o większej odporności na relaksację naprężeń.

1. Finnie /., Hetter W. R.: Petzanie materiałów konstrukcyjnych. WNT, 1962. 2. KnychT.,MamalaA., ChrustekR., Kowalski P.: Nowoczesny system izolowanych linii średniego napięcia. Problemy reologiczne. Prezentacja zagadnienia. Rudy Metale 2002. r. 47, nr 8, s. 393-398. 3. Skrzypek J.: Plastyczność i pełzanie. PWN, 1986. 4. Boltunan L.: Żur Theorie der elastischen Nachwirkung. Pogg. Ann. Physik, 1876. 5. Jakowluk A.: Procesy pełzania i zmęczenia w materiałach. WNT, 1993 Warszawa. 6. Davis E. A.: Creep and relaxation of oxygene-free copper. J. Appl. Mech.,June 1943, nr 10. 7. Lee H., Zhang P., Bravman J. C.: Stress relaxation in free-standing aluminum beams. Thin Solid Films 2005, nr 476, s. 118*124. 8. SmyrakB., Knych T., MamalaA.: Fenomenologia Teologicznej ekwiwalentności parametrów o, T, t w procesie niskotemperaturowego pełzania drutów ze stopu AlMgSi. Rudy Metale 2005, r. 50, nr 9, s. 502*512. 9. Garofalo F.: Fundamentals of Creep and Creep-Rupture in Metals. The MacMilan Company, New York, 1965. 10. SmyrakB., Knych T., MamalaA.: Rheological Inactivity of AlMgSi Conductor Alloys in Trend of Negative Stress and Temperaturę Gradients. Materiały Konferencyjne Creep and Fracture in High Temperaturę Componente Design and Life Assessment Issues. IMech.E, 12+14 September 2005, p. 1049+1062, London.

MARCIN MROCZKOWSKI JAN RICHERT JAROSŁAW NOWAK

Rudy Metale R 50 2005 nr 10-11 UKD 669-126:669.71:621.777.001

ANALIZA PROCESÓW WYCISKANIA PROMIENIOWEGO REALIZOWANYCH W ZMIENNYCH WARUNKACH KINEMATYCZNYCH Przedstawiono analizą warunków plastycznego płynięcia metalu w różnych procesach wyciskania promieniowego. Komputerowe symulacje procesów przeprowadzono przy użyciu programu FORGE2. Analizowano plyniącie metalu przy zastosowaniu jednostronnego oraz dwustronnego procesu wyciskania. Stosowano także narzędzia o różnym kształcie. Stwierdzono, że zachowanie stateczności plastycznego płynięcia jest możliwe tylko w przypadku zastosowania wykrojów matrycowych, będących w stanie kształtować wyroby w obecności naprężeń wszechstronnie ściskających (am < 0), czyli wówczas, gdy ściskające naprężenia osiowe i promieniowe będą przeważać nad dodatnimi naprężeniami obwodowymi. Słowa kluczowe: aluminium, wyciskanie promieniowe, projektowanie narzędzi Mgr ini Marcin Mroczkowski, dr hab. ini Jan Richert. pro}, mvi., dr ini. Jarostaw Nawak — Akademia Górniczo-Hutnicza, Wydział Metali Nieżelaznych, Kraków.

602

ANALYSIS OF RADIAL EXTRUSION PROCESSES REALIZED IN DIFFERENT KINEMATICAL CONDITIONS The analysis of conditions of plastic metal flow for different processes ofthe radial extrusion was presented in this paper. The computer simulations were carried out using the FORGE2 software. The metal flow by use ofone-sided and two-sided extrusion process was analysed. Different shapes ofdies were applied also. It has beenfound that conservation of stability conditions of plastic flow is possible only in this case when the die impressions have the capability toforming ofproduct in hydrostatic pressure (am < 0), that is, when the axial and radial compressive stresses arę predominated over the circumferential tensile stresses. Keywords: aluminium, radial extrusion, tooling design Wprowadzenie Coraz więcej wyrobów, wykonywanych dotychczas konwencjonalnymi metodami kucia matrycowego, wytwarza się obecnie za pomocą metod niekonwencjonalnych, w tym między innymi za pomocą wyciskania. Konwencjonalna metoda kuźnicza polega na spęczaniu materiału pomiędzy powierzchniami roboczymi wykrojów, które w sposób ciągły zbliżają się do siebie, i dopiero po maksymalnym wzajemnym zbliżeniu się powierzchni podziału narzędzi tworzy się wymagany kształt wykroju i zarazem kończy się jego wypełnianie, zapewniające ukształtowanie gotowego wyrobu (odkuwki). W niekonwencjonalnych procesach kuźniczych, polegających na kształtowaniu wyrobów wyciskaniem, kształt i wymiary wykroju są ustalane na samym początku procesu, a dopiero potem rozpoczyna się proces plastycznego wciskania metalu do wykroju. Proces wypełniania wykroju metalem znajdującym się w pojemniku wymusza się za pomocą stempla (rys. 1) [1,2]. W praktyce przemysłowej powszechne zastosowanie znajdują metody wyciskania współbieżnego, przeciwbieżnego i poprzecznego. Jednakże z poprzecznych metod tylko wyciskanie boczne jest szeroko wykorzystywane, na przykład do wytwarzania krzyżaków (rys. 2). Natomiast wyciskanie promieniowe, należące także do wyciskania poprzecznego, jak dotąd wykorzystywane jest w nieznacznym zakresie, a kołnierze zewnętrzne kształtowane tym sposobem odznaczają się małą szerokością promieniową (rys. 2) [2], Można zauważyć, że to ograniczenie wynika z niewłaściwego projektowania narzędzi przeznaczonych do wyciskania. Stosowane

Płaszczyzna podziału narzędzi

Rys. 2. Wyroby wytwarzane wyciskaniem promieniowym i bocznym [2] Fig. 2. The products fabricated by radial and lateral extrusion [2]

Rys. 3. Próbki ze stopu aluminium 2017 wyciskane promieniowo w stanie półciekłym w temperaturze 580 °C przy zastosowaniu wykroju matrycowego o kształcie a — obustronnie płaskim i b — płasko-zbieżnym Fig. 3. Samples from aluminium alłoy 2017 radial extruded in a semi-liquid state at the temperaturę of 580 °C using die impression of a shape: a — flat on both sides, b — flat-tapered

xXs

Kształtowany '//, ^\ wyrób %

Rys. 1. Złożony proces kształtowania wyrobu z wykorzystaniem wyciskania promieniowego i współbieżnego [1] Fig. l. A complex process of product forming by radial and forward extrusion [1]

są najczęściej obustronnie płaskie powierzchnie wykroju. Kształtowanie wyrobów z takimi narzędziami, można porównać do kształtowania wyrobów za pomocą próby rozciągania (rys. 3a) [3]. Różnice, występujące pomiędzy tymi procesami w zakresie stanów naprężenia, są nieznaczne, gdyż w jednym procesie gwałtownie narastają rozciągające naprężenia obwodowe, a w drugim osiowe. Fakt ten udowodniono w wielu publikacjach [3-5-7]. Wyniki badań, przedstawione w pracy [4], są cytowane w publikacjach zagranicznych [2, 8], jednakże nie zauważono, by w praktyce zostały wykorzystane. Z przeglądu literaturowego wynika, że procesy wyciskania promieniowego są badane w szerokim zakresie [l, 2, 8+15], w tym głównie przez Balendrę. W angielskiej terminologii wyciskanie promieniowe określane jest trzema pojęciami: radial extrusion, injection forging, injection forming. Nazwy ostatnich dwóch terminów wynikają z charakterystycznej cechy tego procesu, mianowicie kształtowania objętościowego wyrobów przez plastyczne wtryskiwanie (wciskanie) metali do wykrojów matrycowych.

603

Rys. 4. Oryginalna prasa hydrauliczna z mikroprocesorowym sterowaniem Fig. 4. Original hydraulic press, micro-processor controlled Wszystkie przeprowadzone dotychczas badania własne dotyczyły jednostronnego wyciskania promieniowego [3+7]. Obecnie przygotowywane są narzędzia do badań dwustronnego sposobu wyciskania na oryginalnej poziomej prasie hydraulicznej, wyposażonej w dwa pojemniki oraz dwa stemple robocze (rys. 4). Przeprowadzenie odpowiednich symulacji przebiegu kształtowania wyrobów za pomocą dwustronnego wyciskania promieniowego oraz zaprojektowanie najkorzystniejszego kształtu narzędzi do tych procesów stanowi główny cel niniejszej pracy.

stateczności plastycznego płynięcia. Eksperymentalnie stwierdzono, że w zależności od własności plastycznych zastosowanego materiału utrata stateczności objawia się w różnej formie. Po początkowym etapie statecznego i w miarę równomiernego odkształcenia plastycznego, na obwodzie zewnętrznym wyciskanego kołnierza pojawiają się najpierw lokalne wgłębienia powierzchniowe (odpowiadające szyjce w próbie rozciągania), w których potem dochodzi do zniszczeniowej koncentracji odkształceń plastycznych, prowadzącej do plastycznego rozdzielenia lub promieniowego pękania kształtowanego kołnierza [3]. Zauważono, że podczas wyciskania promieniowego, początek powstawania lokalnych wgłębień na obwodzie kształtowanego kołnierza następuje przy stopniu odkształcenia, porównywalnym z równomiernym wydłużeniem, osiąganym w próbie rozciągania dla tego samego materiału. Poza tym stwierdzono, że te materiały, które w próbach rozciągania wykazują własności nadplastyczne (np. PbSn20), to również w procesach wyciskania promieniowego nie ulegają plastycznemu rozdzieleniu nawet przy bardzo dużych odkształceniach. W tym przypadku dochodzi do utraty stateczności plastycznego płynięcia, która ujawnia się falowaniem obwodowym metalu wpływającego do wykroju. Utrata spójności materiału przyczynia się do zmniejszenia tych naprężeń, które ją wywołują. Stąd liczba pęknięć w wyciskanym materiale wynika z dojścia do takiego obniżonego poziomu naprężeń, który nie jest już w stanie doprowadzić do utworzenia dodatkowych pęknięć pomiędzy wcześniej powstałymi. Kształt kołnierza, zwężającego się w początkowym etapie wyciskania promieniowego, można łatwo obliczyć, wychodząc z warunku, że tworzony kształt wynika z jednoosiowego rozciągania obwodowego. Charakterystyczną cechą takiego stanu naprężenia jest zachowanie następującej współzależności pomiędzy odkształceniami głównymi

Teoretyczne i doświadczalne przesłanki prawidłowego projektowania narzędzi Na podstawie badań procesów wyciskania promieniowego z zastosowaniem narzędzi obustronnie płaskich, przedstawionych w pracy [3], stwierdzono, że już w początkowym etapie procesu metal nie wypełnia całej wysokości wykroju (rys. 5). W miarę wzrostu średnicy zewnętrznej kształtowanego kołnierza, jego grubość ulega ciągłemu zwężaniu. W ten sposób tworzy się kołnierz o kształcie zbliżonym do asymetrycznego trapezu. Można zauważyć, że górny zarys powierzchni wyciskanego metalu jest krzywoliniowy. Wzrost szerokości promieniowej wyciskanego kołnierza jest wynikiem działania sił promieniowych. Wpychanie metalu do wykroju powoduje wywarcie nacisku promieniowego na metal znajdujący się już w tym wykroju. W takich warunkach pojawiają się wysokie rozciągające naprężenia obwodowe (cre > 0), gdyż promieniowe przemieszczanie się cząstek metalu połączone jest z jednoczesnym, intensywnym wzrostem obwodu zewnętrznego warstwy wyciskanego metalu. Jeżeli w kierunku obwodowym wymuszane są duże odkształcenia rozciągające, to z zasady zachowania stałej objętości wynika, że w dwóch pozostałych kierunkach, osiowym i promieniowym, muszą pojawić się takie same odkształcenia ściskające. Te odkształcenia ściskające mają charakter bierny, a nie czynny, gdyż proces sukcesywnego zwężania wyciskanego kołnierza następuje samoistnie (rys. 5), aniepod wpływem osiowego działania narzędzi. Przy zastosowaniu obustronnie płaskiego wykroju niemożliwe jest pojawienie się w kierunku osiowym czynnych odkształceń ściskających. Mogą one mieć jedynie charakter bierny, czyli nie wynikający z czynnego ściskania za pomocą ścianek narzędzi. Prawie to samo dotyczy ściskających odkształceń promieniowych. W tym jednak przypadku możliwe jest pojawienie się czynnego działania ściskającego w końcowym etapie procesu, kiedy wyciskany metal dopłynie do zewnętrznej ścianki wykroju. Płynięcie plastyczne przy takim stanie naprężenia i odkształcenia, podobnie jak w próbach osiowego rozciągania metali, nie może zachodzić dość długo w sposób stabilny. Po osiągnięciu pewnej wartości odkształceń plastycznych dochodzi nieuchronnie do utraty

604

(D Oznacza to, że rozciągające (dodatnie) odkształcenia obwodowe ee są dwukrotnie większe od ściskających (ujemnych) odkształceń osiowych e, i promieniowych er. Zgodnie z zasadą zachowania stałej objętości, suma wszystkich trzech odkształceń głównych powinna być równa żem. Na podstawie związku (1) można zapisać, że wartość odkształceń osiowych e„ pochodząca z czynnego wywierania gniotów osiowych za pośrednictwem stopniowego zmniejszania się wysokości wykroju matrycowego od h0 do h, powinna być dwukrotnie mniejsza od odkształceń obwodowych e0, wynikających ze wzrostu promienia zewnętrznego kształtowanego kołnierza od rQ do r, czyli

l

(2)

Po podstawieniu do zależności (2) odkształceń wyrażonych związkami logarytmicznymi otrzymujemy równanie

Rys. 5. Trzy charakterystyczne profile hiperboliczne I (4), II (7), i III (8) naniesione na obustronnie płaski wykrój matrycowy i początkową część wyciskanego wyrobu Fig. 5. Three characteristic hyperbolic profiles I (4), II (7) and III (8) marked on a double-sided flat die impression and the initial portion of an extruded product

. h l , r In— = - - In— hn 2 rn

(3)

Po przekształceniu równania (3) otrzymujemy funkcję określającą profil narzędzi, który podczas wyciskania promieniowego wymusza na powierzchni zewnętrznej wyciskanego kołnierza stan jednoosiowego rozciągania obwodowego

f= lub

= const

(4)

gdzie h — wysokość wykroju matrycowego w odległości promieniowej r, h0 — początkowa wysokość wykroju matrycowego w odległości promieniowej rQ. Wyprowadzony wzór (4) odnosi się do beztarciowych warunków plastycznego płynięcia oraz warunków nie zakłóconych nierównomiernym wpływaniem metalu do wejściowej części wykroju matrycowego. Geometrycznie otrzymana funkcja (4) przedstawia nierównoramienną hiperbolę, której ramiona zbliżają się asymptotycznie do osi układu współrzędnych. Stopień zbliżenia tych ramion do osi r jest mniejszy niż osi h. Po naniesieniu wykresu funkcji (4) na profil wyciskanego kołnierza, można zauważyć, że są one do siebie bardzo zbliżone (krzywa I na rys. 5). W prawidłowo zaprojektowanym procesie nie można dopuścić do tego, by w zewnętrznej warstwie metalu wyciskanego promieniowo występowały stany naprężeń, charakteryzujące się dodatnimi wartościami średniego naprężenia (<jm > 0). Wystarczająco poprawne warunki odkształcenia, zapewniające zachowanie stateczności plastycznego płynięcia, można osiągnąć już przy zerowej wartości średniego naprężenia (om = 0) [SJ.Zatem, napowierzchni swobodnej wyrobu, nie stykającej się z narzędziami, gdzie naprężenia promieniowe są równe zero (ar = 0), takie granicznie dopuszczalne warunki (am = 0) powinny być osiągane w tych stanach naprężeń, w których dodatnie naprężenia obwodowe ce będą zrównoważone ujemnymi naprężeniami osiowymi a., czyli cre = -a.. Są to stany prostego ścinaniaobwodowo-osiowego. których charakterystycznącechąjest zachowanie zerowej wartości odkształcenia promieniowego (e,. = 0) oraz równowagi pomiędzy bezwzględnymi wartościami odkształceń obwodowych e0 i odkształceń osiowych e,, czyli przy

l ee | = | e, | lub ee = - e.

(5)

Wstawiając do zależności (5) składowe odkształceń obwodowych i osiowych, wyrażone wartościami logarytmicznymi, otrzymujemy

. r . h In—= -In— r o "o

(6)

Po przekształceniu równania (6) uzyskuje się funkcję określającą profil narzędzi, który zapewnia wystarczająco poprawne warunki kształtowania wyrobów wyciskaniem promieniowym h = hQr0— lub

= consl

(7)

Wykresem funkcji (7) jest hiperbola równoramienna (krzywa II na rys. 5). Jej asymptotami są osie układu współrzędnych, które odpowiadają kierunkowi osiowemu h i promieniowemu r. Hiperbola swoim kształtem określa najmniejszą dopuszczalną zbieżność wykroju, która zapewnia zachowanie stateczności plastycznego płynięcia we wszystkich etapach procesu. Wynika stąd, że narzędzia mogą w pełni kontrolować płynięcie metalu wówczas, gdy wysokość wykroju h maleje proporcjonalnie do wzrostu odległości promieniowej r lub maleje w stopniu większym od hiperboli równoramiennej. W praktyce można także zastosować narzędzia do wyciskania promieniowego, które zapewniają na zewnętrznej powierzchni swo-

hodnej wyciskanego kołnierza stan ściskania osiowego: cr_ < O, CTO = O, ar= 0. Takie stany zapewniają bardzo bezpieczne warunki płynięcia metalu, gdyż we wszystkich miejscach kształtowanego wyrobu występuje ujemna wartość średniego naprężenia, am < 0. Profil takich narzędzi można z łatwością wyprowadzić, korzystając z metodyki obliczeniowej przedstawionej wyżej. W wyniku obliczeń otrzymano następującą funkcję h = /!O/Q — lub h— = const r r

(8)

Geometrycznie otrzymana funkcja (8) przedstawia nierównoramicnną hiperbolę, której ramiona zbliżają się asymptotycznie do osi układu współrzędnych (krzywa III na rys. 5). Stopień zbliżenia tych ramion do osi r jest większy niż osi h, czyli odwrotnie niż w przypadku funkcji (4). Wynika stąd, że niekorzystny przebieg promieniowego płynięcia, można poprawić przez zastosowanie odpowiednio dużych odkształceń osiowych. Takie odkształcenia można osiągnąć za pomocą czynnych nacisków wywieranych na metal płynący promieniowo przez powierzchnie robocze narzędzi. Należy zaznaczyć, że w procesach wyciskania promieniowego nie można czynnych, ściskających odkształceń osiowych osiągnąć za pomocą ruchu narzędzi, gdyż poza środkowym ruchem stempla pozostałe powierzchnie robocze narzędzi nie ulegają przemieszczaniu. W tym przypadku, czynne odkształcenia osiowe można, zapewnić jedynie przez zastosowanie odpowiednio nachylonych powierzchni roboczych wykroju matrycowego (rys. 5). Wyniki badań i ich dyskusja W celu zaprojektowania i wykonania właściwych narzędzi, zapewniających osiągnięcie najkorzystniejszych wyników eksperymentalnych przy użyciu nowej prasy hydraulicznej (rys. 4), wykonano odpowiednie symulacje, mające na celu przewidzieć główne różnice pomiędzy jedno-i dwustronnymi procesami wyciskania promieniowego. Symulacje procesów wyciskania promieniowego przeprowadzono zarówno w warunkach beztarciowych, jak i z udziałem dość znacznego tarcia, przy czym w niniejszej pracy celowo ograniczono się do analizy wyników wyciskania promieniowego uzyskanych w warunkach zbliżonych do beztarciowych (n = 0). Do symulacji procesów użyto programu FORGE2. Na podstawie przeprowadzonych badań stwierdzono, że w przypadku zastosowania narzędzi o zbieżnym kształcie, wyznaczonym zgodnie z przesłankami teoretycznymi przedstawionymi wyżej, prawie wszędzie występuje wszechstronnie ściskający stan naprężenia, gdyż średnia wartość naprężeń przyjmuje ujemne wartości, am < O (rys. 6). Jedynie w zewnętrznej warstwie pojawiają się naprężenia crm o wartościach zbliżonych do zera. Takie korzystne warunki naprężeniowe uzyskano dzięki prawidłowemu zaprojektowaniu kształtu narzędzi. Do tego celu wykorzystano hiperboliczną zależność: r h = const (7), która określa najmniejszą dopuszczalną zbieżność wykrojów, przeznaczonych do wyciskania promieniowego wyrobów, zwłaszcza z zastosowaniem bardzo dużych odkształceń plastycznych. Jednakże w praktyce unika się stosowania krzywoliniowego kształtu narzędzi, gdyż taki kształt przyczynia się do znacznego podwyższenia kosztów wykonawczych. Z tego względu krzywoliniowy profil wykrojów należy przekształcić w prostoliniowy. Taka linearyzacjanie może być jednak dowolna, na przykład obejmować dużą liczbę prostych odcinków o jednakowej długości. Do tego celu proponuje się wykorzystanie oryginalnego, opatentowanego rozwiązania konstrukcyjnego, które, zgodnie z przesłankami teoretycznymi, zapewnia przeprowadzenie linearyzacji profilu krzywoliniowego z zastosowaniem najmniejszej liczby odcinków i o optymalnej długości [16], Łatwo zauważyć, że przy małej odległości promieniowej nachylenie stycznej do hiperboli jest znaczne, jednakże w miarę wzrostu odległości promieniowej r, nachylenie to gwałtownie male-

605

am, MPa:

Rys. 6. Korzystne warunki naprężeniowe jednostronnego procesu wyciskania promieniowego aluminium na zimno ((J, = 0), występujące przy zastosowaniu asymetrycznych wykrojów o kształcie a — płasko-hiperbolicznym (r h = const) oraz b — płasko-zbieżnym (r h = const) Fig. 6. Advantageous stress conditions during single-sided process of radial cold extrusion of aluminium (\\, = 0), taking place when asymmetric impressions arę used of the following shapes: a — flat-hyperbolic (r h = const.) and b — flat-tapered (r h = const.)

-200 -150 -100

8,:

Rys. 7. Rozkład intensywności odkształcenia E,- w procesach jednostronnego wyciskania promieniowego aluminium na zimno (|i = 0) przy zastosowaniu asymetrycznych wykrojów o kształcie a — płasko-hiperbolicznym (r h = const) oraz b — piasko-zbieżnym (rh= const)

25

je, gdyż jest proporcjonalne do wartości l/r, wynikającej z pierwszej pochodnej funkcji hiperbolicznej (7). Zatem linearyzacja powinna być zgodna z postępem geometrycznym. Oznacza to, że jeżeli zostanie przyjęty pierwszy odcinek o długości l} = r0 w odległości promieniowej od r = r0 do r = 2r0, to następne długości zlinearyzowanych odcinków powinny wynosić: drugiego odcinka /2 = 2r0

606

2.0

Fig. 7. Distribution of deformation intensity e, in the processes of single-sided cold radial extrusion of aluminium (\ji = 0) with the use of asymmetric impressions of the following shapes: a — flat-hyperbolic (r h = const.) and b — flat-tapered (r h = const.)

w odległości promieniowej od r = 2r0 do r = 4r0, trzeciego odcinka /3 = 4r0 w odległości promieniowej od r = 4r0 do r = 8r0, itd. Jak widać z rysunku 6b, mimo dwuodcinkowej linearyzacji hiperbolicznego profilu narzędziowego, warunki naprężeniowe są bardzo zbliżone do krzywoliniowego profilu narzędziowego (rys. 6a). Na podstawie analizy map rozkładu intensywności odkształce-

nią s, można stwierdzić, że przy zastosowaniu jednostronnego wyciskania promieniowego, w którym stosowany jest jeden pojemnik i jeden stempel roboczy, przebieg wypełniania wykrojów matrycowych nie jest korzystny, wiąże się bowiem z bardzo dużą niejednorodnością odkształcenia (rys. 7). Górna część wykroju, usytuowana od strony bezpośredniego działania stempla, jest znacznie łatwiej wypełniana niż dolna część wykroju. Wynika to stąd, że w dolnej części narzędzia, zwłaszcza w jego narożach, tworzą się strefy martwe, które mocno hamują płynięcie metalu w kierunku promieniowym. Podobnie jak to ma miejsce przy wyciskaniu współbieżnym, w pobliżu strefy martwej dochodzi do bardzo dużych odkształceń plastycznych, wynikających ze ścinającego przemieszczania się cząstek metalu względem nieruchomych cząstek strefy martwej. Są to miejsca, w których dochodzi do tzw. nieciągłości kinematycznej.

Rys. 8. Makrostruktura widoczna na a — górnej i b — dolnej powierzchni aluminiowego wyrobu ukształtowanego na zimno jednostronnym wyciskaniem promieniowym z udziałem bardzo wysokich odkształceń plastycznych (18-krotny przyrost powierzchni) Fig. 8. Macrostructure observed at the a — upper and b — lower surface of the aluminium product cold-worked by single-sided radial extrusion at very high plastic strains (area increase by 18 times)

Przemieszczanie się cząstek metalu po nieruchomej powierzchni tego samego metalu wymaga pokonania maksymalnych naprężeń ścinających. Proces taki zachodzi z dużo większymi oporami w porównaniu z przemieszczaniem się cząstek metalu po powierzchniach narzędziowych, smarowanych, jak i nie smarowanych. W takich warunkach siły procesu wzrastają. Niepotrzebnie tworzą się obszary z nadmiernie zlokalizowanymi odkształceniami plastycznymi. Ich tworzenie nie wynika z potrzeby kształtowania wyrobu wysokimi odkształceniami, lecz z mało korzystnego sposobu wypełniania wykroju. Obszary o największej intensywności odkształceń plastycznych pojawiają się w miejscach, które pod względem przydatności użytkowej wyrobu są najczęściej mało lub całkowicie zbędne (rys. 7). Wyniki symulacji wskazują, że do największego umocnienia kształtowanego wyrobu dochodzi w powierzchniowej warstwie dolnej części wyrobu. Przy zastosowaniu materiałów o niskiej plastyczności, nadmiernie duże odkształcenia plastyczne mogą doprowadzić do pęknięć i wyprodukowania bezużytecznych wyrobów. Z uwagi na intensywne zmiany strukturalne w tych miejscach, dochodzi także do największego skupienia energii zmagazynowanej. Jeżeli wyciskane wyroby poddawane są wyżarzaniu lub przesycaniu, to może dojść do lokalnego rozrostu ziaren, gdyż nadmiernie zmagazynowana energia staje się dużą siłą pędną odnowy struktury. Tworzą się wtedy niekorzystne strefy (obwódki) grubokrystaliczne, które obniżaj ą przydatność użytkową wyciskanych wyrobów. Stwierdzono, że wyniki symulacji numerycznej procesu wyciskania promieniowego aluminium z zastosowaniem wykroju płasko-zbieżnego (rys. 7) są całkowicie zgodne z próbami doświadczalnymi (rys. 8). Stwierdzono, że w górnej części otrzymanego wyrobu, czyli od strony stempla, tworzy się włóknista struktura, złożona z ziaren wydłużonych w kierunku obwodowym (rys. 8a). Natomiast obserwując dolną powierzchnię wyrobu zauważono, że tylko w zewnętrznej warstwie wyciskanego wyrobu występują odkształcenia plastyczne, które są zbliżone do górnej powierzchni wyrobu (rys. 8b). Prawie identyczny wynik przedstawiają mapy rozkładu intensywności odkształcenia (rys. 7). Można zauważyć, że intensywność odkształcenia e, w zewnętrznej części wyrobu jest znacznie mniejsza

a,,., MPa:

Rys. 9. Korzystne warunki naprężeniowe dwustronnego procesu wyciskania promieniowego aluminium na zimno (|i = 0), występujące przy zastosowaniu symetrycznych wykrojów o kształcie a — hiperbolicznym (r h = const) oraz b — zbieżnym (r h = const), wynikającym z linearyzacji hiperboli Fig. 9. Advantageous stress conditions during double-sided process of radial cold extrusion of aluminium (^ = 0), taking place when symmetric impressions arę used of the following shapes: a — hyperbolic (rh = const.) and b -— tapered (rh = const.), resulting from linearisation of a hyperbola

607

Rys. 10. Rozkład intensywności odkształcenia E, w dwustronnych procesach wyciskania promieniowego aluminium na zimno (|A = 0) przy zastosowaniu symetrycznych wykrojów o kształcie a — hiperbolicznym (r h = const) oraz b — zbieżnym (r h = const), wynikającym z linearyzacji hiperboli Fig. 10. Distributionof deformation intensity e, in double-sided processes of cold radial extrusion of aluminium (ja, = 0) with the use of symmetric impressions of the following shapes: a — hyperbolic (r h = const.) and b — tapered (r h ~ const.), resulting from linearisation of a hyperbola niż w powierzchniowych, dolnych obszarach, usytuowanych bliżej środka wyrobu (rys. 1). W pozostałych miejscach dolnej powierzchni wyrobu pojawiają się bardzo wysokie odkształcenia plastyczne ziaren aluminium (rys. 86). Równoosiowe ziarna przekształcają się w mocno rozciągnięte płytki, które są szeroko rozprowadzone na dolnej powierzchni wyrobu (rys. 86). Zatem można stwierdzić, że otrzymane wyniki symulacji procesu (rys. 7) w pełni potwierdzają lokalne różnice strukturalne, które zaobserwowano w próbach doświadczalnych (rys. 8). Na podstawie przeprowadzonych badań można zauważyć, że w celu otrzymania wysokojakościowych wyrobów należy zapewnić nie tylko korzystne warunki naprężeniowe, ale także prawidłowe warunki wypełniania wykroju, nie dopuszczające do tworzenia stref martwych. Stwierdzono, że spełnienie powyższych warunków można osiągnąć przez zastosowanie dwustronnego wyciskania promieniowego (rys. 9 i 10). Zaobserwowano, że zarówno przy jednostronnym, jak i dwustronnym procesie, osiąga się wymagane warunki naprężeniowe. Prawie w całej objętości kształtowanego wyrobu występuje wszechstronnie ściskający stan naprężenia, gdyż średnia wartość naprężeń przyjmuje ujemne wartości, o~m < O (rys. 9). Jedynie w zewnętrznej warstwie pojawiają się naprężenia crm o wartościach zbliżonych do zera. Zatem, można zauważyć, że pomiędzy wynikami symulacji, przedstawionymi na rysunkach 6 i 9, nie ma istotnych różnic, gdyż grubości kształtowanego kołnierza w dowolnie przyjętej odległości promieniowej są identyczne. Wyraźne różnice występują natomiast w rozkładach intensywności odkształcenia £( (rys. 7 i 10). Na podstawie przeprowadzonych symulacji można stwierdzić, że przy dwustronnym wyciskaniu promieniowym nie dochodzi do tworzenia stref martwych (rys. 10). Z tego też względu nie ma stref intensywnego ścinania metalu, które obserwowano w dolnej części wyrobu kształtowanego za pomocą jednostronnego wyciskania (rys. 7). Można zauważyć, że dzięki zastosowaniu dwustronnego sposobu wyciskania można w znacznym stopniu poprawić odkształceniową jednorodność wypełniania wykroju (rys. 10). Stwierdzono, że największe odkształcenia występują w środku grubości kształtowanego kołnierza i zarazem w środku jego szerokości promieniowej. Taki rozkład wynika stąd, że przy dwustronnym dzia-

608

łaniu stempli następuje sukcesywny wzrost odkształceń plastycznych w środkowym obszarze kształtowanego wyrobu. Zatem, mniejsza intensywność odkształcenia występuje w zewnętrznych częściach kształtowanego kołnierza, gdyż w początkowym etapie procesu nie powstają jeszcze duże odkształcenia w środku wyrobu. Dopiero w dalszym etapie procesu do wykroju wchodzi metal, który wcześniej został już dość znacznie odkształcony. Z porównania wyników symulacji, uzyskanych przy zastosowaniu jednostronnego i dwustronnego wyciskania (rys. 7 i 10), widać wyraźnie, że ogólny poziom odkształceń plastycznych jest dużo wyższy przy pierwszym sposobie (rys. 7). Należy zaznaczyć, że taki wysoki poziom odkształceń plastycznych nie wynika z potrzeby kształtowania wyrobu wysokimi odkształceniami, lecz z mało korzystnego sposobu wypełniania wykroju. Podsumowanie i wnioski Na podstawie przeprowadzonych badań stwierdzono, że na uzyskaną jakość wyrobu wpływa nie tylko dobór odpowiedniego kształtu narzędzi, zapewniającego w całej objętości kształtowanego metalu wszechstronnie ściskające stany naprężenia, ale także dobór odpowiedniego kinematycznego sposobu wyciskania, nie dopuszczającego do tworzenia stref martwych. Przemieszczanie się cząstek metalu po nieruchomej powierzchni tego samego metalu wymaga pokonania maksymalnych naprężeń ścinających. Proces taki zachodzi z dużo większymi oporami w porównaniu z przemieszczaniem się cząstek metalu po powierzchniach narzędziowych, smarowanych jak i nie smarowanych. Niepotrzebnie tworzą się obszary z nadmiernie zlokalizowanymi odkształceniami plastycznymi. Ich występowanie nie wynika z potrzeby kształtowania wyrobu wysokimi odkształceniami, lecz z mało korzystnego sposobu wypełniania wykroju. Udowodniono, że chcąc uzyskać wyciskaniem promieniowym kołnierze o dużej długości promieniowej należy stosować wykroje o odpowiednio zbieżnym kształcie. Nie należy stosować obustronnie płaskich wykrojów matrycowych, gdyż przy takich wykrojach można uzyskać jedynie małe kołnierze, i to w dodatku o zniekształconym, zwężonym kształcie. W praktyce takie wady są często usuwane

w końcowym okresie procesu przez niekorzystne, wysokosiłowe dotłaczanie metalu w wykrojach zamkniętych, co jednak przyczynia się do zmniejszenia żywotności narzędzi. Próby stosowania wykrojów obustronnie płaskich do kształtowania kołnierzy o dużej szerokości promieniowej, prowadzi nieuchronnie do utraty stateczności plastycznego płynięcia, kończącej się najczęściej plastycznym rozdzieleniem metalu lub jego pękaniem. Stwierdzono, że zachowanie stateczności plastycznego płynięcia jest możliwe tylko w przypadku zastosowania wykrojów matrycowych, będących w stanie kształtować wyroby w obecności naprężeń wszechstronnie ściskających (crm < 0), czyli wówczas, gdy ściskające naprężenia osiowe i promieniowe będą przeważać nad dodatnimi naprężeniami obwodowymi. W praktyce oznacza to, że niekorzystne warunki płynięcia można poprawić jedynie przez wprowadzenie czynnych odkształceń osiowych, będących w stanie zrównoważyć negatywne skutki naprężeniowe wywołane rozciągającymi odkształceniami obwodowymi. Jednakże w procesach wyciskania promieniowego nie można czynnych, ściskających odkształceń osiowych osiągnąć za pomocą ruchu narzędzi, gdyż poza środkowym ruchem stempla pozostałe powierzchnie robocze narzędzi nie ulegają przemieszczaniu. W tym przypadku czynne odkształcenia osiowe można zapewnić jedynie przez zastosowanie odpowiednio nachylonych powierzchni roboczych wykroju matrycowego. Literatura 1. OkoforA. C., Kolendra R.: Stress and energy distribution in injectionforming of a complex shaped component, Proceedings of the Seventh International Cold Forging Congress, Birmingham, UK. 1985. s. 79-5-86. 2. Balendra R., Qin Y.: Injection forging: engineering and research, Journal of Materials Processing Technology 2004, nr 145, s. 189+206. 3. Mroczkowski M., Richert J.: Niestateczność plastycznego płynięcia metali w procesach wyciskania promieniowego. Rudy Metale 2003, t. 48, nr 10-11, s. 486+491.

4. Richert J.: Stability Conditions of Metal Flow in Radial Extrusion. Zeitschrift fur Metalkunde 1988, t. 79, nr 4, s. 248+251. 5. Richert J.: Analiza wpływu kształtu narzędzi na zachowanie stateczności plastycznego płynięcia podczas wyciskania promieniowego metali. Metalurgia i Odlewnictwo 1991, nr 1405, zesz. nauk. AGH, z. 135, s. 1+104 [Monografia]. 6. Mroczkowski M., Richert J.: Numeryczne symulacje procesów uwzględniające zachowanie stateczności plastycznego płynięcia. Rudy Metale 2001, t. 46, nr 9, s. 426+432. 7. Mroczkowski M., Richert J.: Warunki stateczności plastycznego płynięcia w procesach wyciskania promieniowego. Rudy Metale 2001, t. 46, nr 11, s. 587+592. 8. Andersen B., Andersen C.: Radial Extrusion of Tubular Components. M.Sc. Project 1991, Technical University of Denmark, Publication No. MM 91.27,s. 1+316. 9. Balendra R., Qin Y.: FE Simulation of the Development of Flaws during Injection Forging. Int. J. Mach. Tools Manufact. 1994, t. 34, nr 6, s. 1091 + 1101. 10. Balendra R.: Process Mechanics of Injection Upsetting. Int. J. Mach. Tool Des. Res. 1985, t. 25, s. 63+73. 11. Balendra R.: Considerations in the Modelling of Injection Upsetting. Int. J. Prod. Res. 1987, t. 25, s. 889+906. 12. Balendra R.: Pressure to Effect Injection Forming, Int. Adv. Manufact. Enging. 1990, nr 2, s. 32+36. 13. Balendra R.: Exit-geometry for Injection Forming. 4th Int. Conf. On Manufact. Enging., Brisbane, Australia, 1988, s. 11+17. 14. Osen W., Schatzle W.: Chances and Limits of Radial Extrusion. Proc. 7th Int. Cold Forging Congress, Birmingham, U.K. 1985. 15. GeigerR.: Near-nett Shape Forming by Radial Extrusion. Proc. 7th Int. Cold Forging Congress, Birmingham, U.K. 1985. 16. Richert J., Zasadziński J.: Narzędzie do wyciskania promieniowego wyrobów użebrowanych zewnętrznie. Patent nr 161553 (1990).

Pracę wykonano w ramach działalności własnej (umowa AGH nr 10.10.180.249)

BOGUSŁAW KUKURYK MARCIN KUKURYK

Rudy Metale R 50 2005 nr l O-11 UKD 620.17:519.6:621.73.092:621.733.074: :669-134:539.51:539.43

BADANIE WPŁYWU ASYMETRII ROBOCZYCH POWIERZCHNI KOWADEŁ NA NAPRĘŻENIA l ODKSZTAŁCENIA PODCZAS KUCIA SWOBODNEGO Przedstawiono analizą rozkladu odksztalceń, naprężeń i temperatury w procesie kucia narzędziami o asymetrii roboczych powierzchni kowadeł. Zaprezentowano rozwiązanie ąuasi-stacjonarne, opierające sią na metodzie elementów skończonych. Przedstawiono przykładowe wyniki badań, które obejmują rozkład odkształceń, naprężeń i temperatury na powierzchni poprzecznych przekrojów odkuwek. Dokonano oceny efektywności zastosowania poszczególnych konstrukcji asymetrycznych kowadeł dla odpowiedniej lokalizacji odksztalceń i naprężeń. Słowa kluczowe: kucie asymetryczne, naprężenia, odkształcenia, kowadła kształtowe

THE STRESS AND STRAIN ANALYSIS IN THE SHAPED ASYMMETRICAL DIES In the paper the analysis ofthe stress, strain and temperaturę distribution in the free forging in the shaped asymmetrical dies. Quasi-stationary solution based on thefinite element method has been shown. Some results ofthe investigations including the strain, stress and temperaturę distribution on the intersections surfaces oftheforgings have been presented. The evaluation ofthe efficiency ofvariable asymmetrical dies for a proper strain and stress localization have been performed. Keywords: asyrnmetric forging, stress, strain, shaped dies Bogusław Kukuryk, mgr mż. Marcin Kukuryk— Politechnika Częstochowska. Częstochowa

609

Wstęp Rozwój przemysłu energetycznego, stoczniowego, maszynowego i chemicznego w sposób nierozerwalny wiąże się ze wzrostem wymagań jakościowych odnośnie do wyrobów kutych [1]. Analiza rynku kuźniczego pod kątem dynamiki sprzedaży wskazuje na ciągle rosnące zainteresowanie wyrobami kutymi typu: wały korbowe, walce, trzony bijaków młotów, wałów do siłowni wiatrowych i sterów okrętowych. W celu zachowania w całej objętości odkuwki stosunkowo niewielkiego gradientu własności i jednocześnie wymaganego ich poziomu, stosuje się kucie w kowadłach o kształcie celowo zaprojektowanym, przy zastosowaniu określonych wartości parametrów, takich jak: stopień przekucia, wielkość gniotu i posuwu względnego, sposób i kąt kantowania oraz temperatura kucia [2]. Parametry te decydują o rozkładzie naprężeń i odkształceń w objętości odkuwki, a więc o stopniu zróżnicowania właściwości fizycznych i mechanicznych gotowego wyrobu. Szczególnie istotny z technologicznego punktu widzeniajest stan odkształcenia i naprężenia w osi wydłużanego materiału. W osiowej części wlewka występuje znaczna ilość wad pochodzenia metalurgicznego, które winny ulec wyraźnemu zmniejszeniu lub całkowitemu zgrzaniu przy minimalnym stopniu przekucia. Pozytywny efekt podczas kucia wlewków uzyskiwany jest nie tylko dzięki odkształceniom normalnym i towarzyszącym im odkształceniom postaciowym w poszczególnych ziarnach mikrostruktury metalu, ale przede wszystkim w wyniku zastosowania narzędzi asymetrycznych [3]. Generowanie w odkształcanym materiale dodatkowych i znacznych odkształceń postaciowych oraz działanie momentu skręcającego na elementy struktury powoduje przemieszczanie się odkształconych włókien po linii śrubowej i w zdecydowanym stopniu przyczynia się do intensywnego przerobu struktury wyjściowej wlewka, przy niewielkim stopniu przekucia (2+2,5) [4]. Znajomość stanu naprężenia i odkształcenia podczas realizacji procesów kucia z udziałem niesymetrycznych strumieni płynięcia metalu pozwala na ustalenie obszarów największych i najmniejszych odkształceń plastycznych. Sterowanie zadaną nierównomiernością odkształcenia w poszczególnych przekrojach odkuwki, stworzenie warunków do lokalizacji odpowiednich odkształceń w ustalonych strefach odkształcanego materiału, ma w konsekwencji wpływ na prognozowanie jakości wewnętrznej odkuwki w różnych fazach procesu odkształcenia [5]. W niniejszym artykule dokonano oceny rozkładu odkształceń, naprężeń i temperatury w przekrojach odkuwki wydłużanej w asymetrycznych kowadłach kształtowych. Symulacja procesu wydłużania Do symulacji procesu płynięcia metalu i przepływu ciepła w procesie wydłużania wykorzystano trójwymiarowy program QFORM-3D. Do rozwiązania wykorzystano metodę elementów skończonych z założeniem lepko-plastycznego modelu odkształcanego ciała, połączoną z rozwiązaniem równania Fouriera dla niestacjonarnych przepływów ciepła. Celem obliczeń było określenie wpływu kształtu kowadeł asymetrycznych na rozkład odkształceń, naprężeń i temperatury w procesie wydłużania próbek stalowych w gatunku WCL. Program QFORM-3D oparty jest na teorii plastycznego płynięcia, którego szczegółowy opis modelu matematycznego podano w pracy [6]. System podstawowych równań opisujących plastyczne odkształcenie obejmuje: — równanie równowagi naprężeń

(D zależności kinematyczne pomiędzy tensorem prędkości odkształcenia a polem prędkości

(2)

610

— zależności pomiędzy dewiatorami naprężenia i prędkości odkształcenia

2a,

(3)

— warunek nieściśliwości

(4) — równanie bilansu cieplnego pc

ar

+

(5)

— naprężenie uplastyczniające metalu

o. = a(e, e, T)

(6)

gdzie djj, £jj, v, — składowe tensora naprężenia i tensora prędkości odkształcenia, wektor prędkości, o;, e,., E. — intensywność naprężeń, odkształceń i prędkości odkształceń, T—temperatura, (3 — współczynnik określający część pracy odkształcenia plastycznego zamienianej na ciepło, przyjęto w obliczeniach 0,90, cp — ciepło właściwe, p — gęstość, er — naprężenie średnie, 8,y — symbol Kroneckera, &j — współczynnik wymiany ciepła przez powierzchnię kontaktu. Warunki graniczne na powierzchniach swobodnych odkuwki uwzględniają wymianę ciepła poprzez konwekcję i promieniowanie. Tarcie na powierzchniach kontaktowych uzależniono od stanu naprężenia i odkształcenia panującego na powierzchni styku odkształcanego metalu z kowadłami zgodnie z następującą zależnością A. N. Levanova[7]:

(7) gdzie a, — intensywność naprężeń, p — średni nacisk jednostkowy, m — czynnik tarcia Levanova. Współczynnik empiryczny m charakteryzuje powierzchnię styku materiału z narzędziem i uwzględnia następujące czynniki: — gładkość powierzchni narzędzia i odkuwki, — adhezyjne właściwości pary trącej: odkształcany metal-narzędzie, — obecność zgorzeliny, — rodzaj i grubość powłoki smarnej, — temperaturę powierzchni styku odkształcanego metalu z narzędziem. Rozwiązanie problemów cieplnych w prezentowanym rozwiązaniu oparto na metodzie elementów skończonych z wykorzystaniem metody Galerkina. Wyrażenie (5) przekształcane jest w układ równań różniczkowych zwyczajnych, które są następnie numerycznie całkowane po czasie. Pozwala to obliczyć wartości temperatur węzłowych TM po czasie Ar przy zadanych temperaturach Tl w chwili tj. Określenie rozkładu temperatury wewnątrz strefy odkształcenia podczas procesu kucia jest ważne, ze względu na wpływ, jaki temperatura wywiera na własności odkształcanego metalu. W obliczeniach przyjęto wsad o okrągłym przekroju poprzecznym. Założono średnicę 80 mm, a długość początkową 150 mm. Materiałem była stal WCL nagrzana do temperatury 1050 °C. Przyjęto temperaturę kowadeł 250 °C. Kucie przeprowadzono w dwóch następujących po sobie gniotach z kantowaniem o kąt 90°, przy zachowaniu stałej wartości gniotu względnego 0,30 i stałego posuwu

żenia uplastyczniającego dla badanej stali WCL przyjmowano z krzywych umocnienia, które wykonano na podstawie przeprowadzonych badań plastometrycznych dla różnych wartości odkształceń, prędkości odkształceń i dla ustalonego zakresu temperatury przeróbki plastycznej crp = CT(E, e, T). Pozostałe własności dla badanej stali, takie jak gęstość, ciepło właściwe i przewodnictwo cieplne zadawano jako funkcje temperatury. Symulację procesu wydłużania przeprowadzono z zastosowa-

1,4 -,—

-punkt A - punkt B - punkt C punkt D

90x120

Rys. 1. Kowadła promieniowo-rombowc o pojedynczej asymetrii powierzchni roboczych: 90°(al) x 120°(a2), 90°(al) x 135°(a2), 115 0 (a,)x 135°(a2), 110°(a1)x 150°(a2) Fig. 1. Radial-rhombic anvils with single asymmetry of working surfaces: 90°(a,) x 120°(cx2), 90°(cc]) x 135 M°(a2), 105°(a,) x 135°(oc2), HS0^) x 135°(a2) 110°(a,) x 15>X«2)

90x135

105x135

115x135

110x150

Kowadła 20 -

O -20-

A2t!3(.x135

105x135

135 110x150

-40 -

-punkt A

-60 -

, punkt B

-80 --

. punkt C

-100 -

punkt D

-120

-140

-160 -L Kowadła

1060 _

t

punkt A

_•— punkt B i punkt C punkt D

960

90x120

Rys. 2. Kowadła promieniowo-rombowe o podwójnej asymetrii powierzchni roboczych: 45°(oc1) x 60°(cc2) + 60°(a3) x 75°(a4), 60°(a,) x 75°(a2) + 45°(a3) x 60°(a4), 75°(a,) x 45°(a2) + + 75°(a3) x 45°(a4), 45°(a1) x 75°(a2) + 45°(cc3) x 75°(a4) Fig. 2 Radial-rhombic anvils with double asymmetry of working 0 surfaces: 45°(«1) x ÓO ^) + 60°(a3) x 75°(a4), 60°(a,) x 75°(oc2)+ + 45°(a3) x 60°(a4), 75°(a1) x 45°(O2) + 75°(a3) x 45°a4," 0 45 («i) x 75°(a2) + 45°(a3) x 75° względnego wynoszącego 0,75. Każde obliczenie analizowano w 30 krokach. Niektóre wyniki obliczeń przedstawiono na rysunkach 3+6. Wyniki badań i ich omówienie Przedstawione rozwiązanie teoretyczne pozwala na określenie pól: odkształcenia, prędkości odkształcenia, naprężenia i temperatury w dowolnej strefie odkształcenia plastycznego. Wartości naprę-

90x135

105x135 115x135

110x150

Kowadła

Rys. 3. Wpływ kształtu kowadła promieniowo-rombowego o pojedynczej asymetrii na rozkład intensywności odkształceń (a), naprężeń średnich (b) i temperatury (c) po wykonaniu jednego przejścia technologicznego z kantowaniem o 90° (p. A — środek kotliny odkształcenia, p. B — 0,25 wysokości pionowej osi próbki od górnego wierzchołka, p. C— przy końcu osi poziomej próbki, p. D — 0,25 wysokości pionowej osi próbki o dolnego wierzchołka). Gniot względny th = 0,30, posuw 0,75 Fig. 3. Ań effect of a shape of radial-rhombic anvil with single asymmetry on the distribution of deformation intensity (a), average stresses (b), and temperaturę (c) after a single technological pass with turning by 90° (A — deformation żonę centre, B — 0.25 of a height of vertical axis of a sample from the upper vertex , C— at the end of horizontal axis of a sample, D — 0.25 of a height of yertical axis of a sample from the lower vertex). Relative reduction eA = 0.30, feed 0.75

611

niem kowadeł promieniowo-rombowych o pojedynczej asymetrii powierzchni roboczych (rys. 1) oraz kowadeł promieniowo-rombowych o podwójnej asymetrii powierzchni roboczych (rys. 2). Celem badań było określenie wpływu kształtu kowadła i jego asymetrii na rozkład intensywności odkształceń, naprężeń średnich, rozkład temperatury, na minimalne i maksymalne wartości odkształceń oraz na wybrane parametry siłowo-energetyczne. Przy doborze pozostałych parametrów kształtowo-wymiarowych narzędzi oraz parametrów technologicznych kierowano się wielkością optymalnej nierównomierności odkształcenia. Zastosowany stały gniot względny th = 0,30 umożliwiał objęcie analizą wszystkich badanych kształtów narzędzi. Na rysunku 3 przedstawiono wpływ kształtu kowadła promieniowo-rombowego o pojedynczej asymetrii powierzchni roboczych na rozkład intensywności odkształceń (rys. 3a), naprężeń średnich

90x90 105x105110x110 120x120135x135180x180 Kowadła

-max -min

- punkt A - punkt B - punkt C punkt D

90x120

90x135

Odkształcenia

14

45x60+60x75 60x75+45x60 75x45+75x45 45x75+45x75 Kowadła

105x135

115x135

110x150

Kowadła

1,2

1 0,8 0,60,4-

/

/

^

/

/

Jffi"^"~

.^ =—

- max m

min

02

n punkt A unkt B punkt C punkt D

Kowadła punkt A

2

fo.

2 £

1050 1040 1030 1020 1010 1000 tian Qyn

_____

rrłi^_— v ~~—A

A-

_JT^B

-punkt B punkt C punkt D

45x60+60x7560x75+45x6075x45+75x4545x75+45x75

45x60+60x75

60x75+45x60

75x45+75x45

45x75+45x75

Kowadła

Rys. 5. Wpływ kształtu kowadła promieniowo-rombowego symetrycznego (a), o pojedynczej asymetrii powierzchni roboczych (b) i podwójnej asymetrii (c) na maksymalne i minimalne wartości intensywności odkształceń na powierzchni poprzecznego przekroju, umiejscowionego w środku długości kotliny odkształcenia, po wydłużaniu w jednym przejściu z kantowaniem o 90°. Gniot względny eA = 0,30 Fig. 5. Ań effect of a shape of radial-rhombic symmetric anvil (a), with single asymmetry of working surfaces (b), and double asymmetry (c) on maximum and minimum values of deformation intensity on a cross-section surface, situated in the centre of deformation żonę, after forging in a single pass with turning by 90°. Relative reduction th = 0.30

Kowadła

Rys. 4. Wpływ kształtu kowadła promieniowo-rombowego o podwójnej asymetrii na rozkład intensywności odkształceń (a), naprężeń średnich (b) i temperatury (c) po wykonaniu jednego przejścia technologicznego z kantowaniem o 90° (p. A — środek kotliny odkształcenia, p. B — 0,25 wysokości pionowej osi próbki od górnego wierzchołka, p. C — przy końcu osi poziomej próbki, p. D — 0,25 wysokości pionowej osi próbki od dolnego wierzchołka). Gniot względny eh = 0,30, posuw 0,75 Fig. 4. Ań effect of a shape of radial-rhombic anvil with double asymmetry on the distribution of deformation intensity (a), average stresses (b), and temperaturę (c) after a single technological pass with turning by 90 °C (A — deformation żonę centre, B — 0.25 of a height of vertical axis of a sample from the upper vertex, C -— at the end of horizontal axis of a sample, D — 0.25 of a height of vertical axis of a sample from the lower vertex). Relative reduction e/, = 0.30, feed 0.75

612

(rys. 3b) i temperatury (rys. 3c) po wydłużaniu próbek stalowych w jednym przejściu technologicznym z kantowaniem o kąt 90°. Przedstawione rezultaty obliczeń dotyczą wybranych punktów poprzecznego przekroju odkuwki, znajdującego się w środku długości kotliny odkształcenia. W początkowym stadium kucia (pierwszy gniot), w asymetrycznych kowadłach kształtowych, zapewniony jest zróżnicowany kontakt dolnego i górnego narzędzia z odkształcanym materiałem. W miarę wzrostu odkształcenia plastycznego zmienia się powierzchnia kontaktu odkształcanego materiału z narzędziem, co ma korzystny wpływ na rozkład odkształcenia i naprężenia podczas wydłużania. Połączenie poszczególnych części kowadła promieniowo-rombowego w jedno narzędzie odkształcające stwarza możliwości sumarycznego wykorzystania ich indywidualnych zalet. Niejednakowe płynięcie metalu w obszarze poszczególnych połówek kowadeł umożliwia przemieszczanie się strefy maksymalnych i minimalnych odkształceń w drugim gniocie po kantowaniu, co w konse-

. praca .siła

90x90 105x105 110x110 120x120135x135180x180

Kowadła T- 1 08 .. 1 06

• praca si3a

-- 094 90x120

90x135

105x135 115x135 110x150 Kowadła

. praca .sita

45x60+60x75 75x45+75x45 60x75+45x60 45x75+45x75

Kowadła

Rys. 6. Wpływ kształtu kowadła promieniowo-rombowego symetrycznego (a), promieniowo-rombowego o pojedynczej asymetrii (b) i promieniowo-rombowego o podwójnej asymetrii (c) na wartość parametrów siłowych po wykonaniu jednego przejścia z kantowaniem o 90°. Gniot względny eh = 0,30, posuw 0,75 Fig. 6. Ań effect of a shape of radial-rhombic symmetric anvil (a), radial-rhombic of single asymmctry (b) and radial-rhombic of double asymmetry (c) on the values of force parameters after a single pass with turning by 90°. Reduction zh = 0.30, feed 0.75

kwencji sprzyja równomiernemu przekuciu metalu i wyższej jakości odkuwek. Na rysunku 3a wszystkie badane kształty kowadeł promieniowo-rombowych o pojedynczej asymetrii, wykazały po drugim gniocie z kantowaniem prawie jednakową wartość intensywności odkształcenia w poszczególnych punktach poprzecznego przekroju. W miarę zbliżania się do swobodnych powierzchni bocznych obserwowano spadek wartości intensywności odkształcenia (rys. 3a — p. C). Obszary te nie są pod bezpośrednim działaniem kowadeł i z punktu widzenia plastyczności metalu znajdują się w niekorzystnym stanie naprężeń (rys. 3b). Ten charakter zależności potwierdza się dlaposzczególnych analizowanych kowadeł, przy czym szczególnie niekorzystne wartości obserwuje się dla dwóch badanych kowadeł: 90° x 135° i 105° x 135°. W pozostałych obszarach metal poddawany jest wszechstronnemu ściskaniu, sprzyjającemu likwidacji wad pochodzenia metalurgicznego i dobremu przekuciu metalu. Stosunkowo nieznaczna nierównomierność odkształcenia, po realizacji jednego przejścia technologicznego, znajduje odzwierciedlenie również w rozkładzie temperatury (rys. 3c). Natomiast styk gorącego metalu z chłodnymi narzędziami powoduje powstawanie znacznych gradientów temperatury w pobliżu powierzchni kontaktowych, jak

również w pobliżu powierzchni swobodnych (rys. 3c — p. C). Uzyskane rezultaty pokazują, że tworzenie nowych kształtów narzędzi kuźniczych umożliwia podwyższenie efektywności procesu kucia. Osiągnąć to można, między innymi, poprzez sterowanie kinematyką płynięcia metalu podczas wydłużania w kowadłach promieniowo-rombowych o podwójnej asymetrii powierzchni roboczych (rys. 4). Połączenie poszczególnych ćwiartek kowadła górnego i dolnego w jedno narzędzie odkształcające, z podwójną asymetrią kształtu, powoduje istotne zmiany w kinematyce płynięcia metalu i stwarza dodatkowe możliwości sumarycznego wykorzystania ich indywidualnych zalet. Różna lokalizacja ekstremum odkształcenia w poszczególnych ćwiartkach kowadeł i ich wzajemne przemieszczanie się podczas realizacji procesu wydłużania z nakładającymi się gniotami, sprzyja dobremu i równomiernemu przekuciu metalu. Przedstawione na rysunku 4a wartości intensywności odkształcenia obrazują stan odkształcenia w wybranych asymetrycznych kowadłach promieniowo-rombowych. Uzyskano znacznie mniejszą nierównomierność odkształcenia, przy dobrym przekuciu środkowych warstw odkuwki, w porównaniu z kowadłami z pojedynczą asymetrią powierzchni roboczych (rys. 5). Najmniejsze wartości odkształcenia uzyskano w kowadłach o kątach: 45° x 60° + 60° x 75°, pozostałe badane narzędzia wykazały ponad dwukrotnie wyższe wartości intensywności odkształcenia. Nawet w pobliżu swobodnych powierzchni roboczych obserwowano wysoki przerób plastyczny, niewiele niższy niż w pozostałych strefach odkształcenia plastycznego (rys. 3a — p. C). Zakresy minimalnych wartości intensywności odkształceń są podobne w poszczególnych analizowanych kowadłach symetrycznych i asymetrycznych (rys. 5), natomiast istotne różnice występują w rozkładzie lokalnych maksymalnych intensywności odkształceń i ich asymetrii w poszczególnych strefach kotliny odkształcenia, co sprzyja równomiernemu przekuciu w dalszych etapach procesu wydłużania (po kantowaniu — rys. 5c). Wprowadzenie asymetrii do konstrukcji górnego i dolnego narzędzia spowodowało istotne zmiany w rozkładzie naprężenia średniego. Obszary nie będące pod bezpośrednim działaniem kowadeł znajdują się w korzystniejszym stanie naprężeń (rys. 4b). Ten charakter zależności potwierdza się dla poszczególnych analizowanych kowadeł, przy czym niekorzystne wartości przyjmują naprężenia średnie dla kowadeł: 75° x 45° + 75° x 45°. Wykonanie rowków trapezowych na powierzchniach roboczych tych kowadeł i przestawienie poszczególnych jego ćwiartek spowodowało istotne zmiany w kinematyce płynięcia metalu, przy zapewnieniu bardzo korzystnego wszechstronnego ściskania (rys. 4b — ostatnie kowadło). Na rysunku 6 przedstawiono wpływ kształtu kowadła promieniowo-rombowego symetrycznego (6a) oraz asymetrycznego (6b i c) na wartość maksymalnych sił odkształcających oraz pracę odkształcenia, przy zachowaniu stałej wartości gniotu (0,30) i posuwu względnego (0,75). Z przedstawionych danych widać, jak duże różnice w parametrach siłowych występują przy wydłużaniu w poszczególnych rodzajach narzędzi symetrycznych i asymetrycznych. W skrajnych przypadkach zastosowanych kształtów kowadeł, różnica w wartości nakładów energetycznych na odkształcenie odkuwki dochodzi do ok. 100 %. Dokładna analiza poszczególnych wykresów pokazuje, w jaki sposób kształtują się wartości maksymalnych sił i pracy odkształcenia w poszczególnych kowadłach kuźniczych. Maksymalne wartości siły i pracy uzyskano w kowadłach promieniowo-rombowych o kątach: 110° x 150° i 45° x 75° + 45° x 75°. Minimalne wartości pracy odkształcenia uzyskano w kowadłach 90°x90° (symetryczne), 90° x 120° (asymetryczne pojedyncze) i 45° x 60° + 60° x 75° (asymetryczne podwójne). Przeprowadzona analiza porównawcza danych z obliczeń numerycznych i uzyskanych na drodze doświadczalnej wykazała stosunkowo dobrą zgodność. Eksperymentalny pomiar temperatury przeprowadzono za pomocą pirometru całkowitego promieniowania RAYTEK-RAYNGER 3 i termopar. Ocena wielkości uzyskanych odkształceń, naprężeń i temperatury w poszczególnych kowadłach kształtowych jest niezbędna do projektowania efektywnych technologii kucia stali i stopów trudnoodkształcalnych.

613

Podsumowanie Przeprowadzone badania pozwoliły na wyznaczenie lokalnych wartości charakteryzujących stan odkształcenia, stan naprężenia i rozkład temperatury podczas kucia stali w kowadłach promieniowo-rombowych asymetrycznych. Zastosowane w badaniach kształty kowadeł kształtowych asymetrycznych mają istotny wpływ na rozkład odkształceń i naprężeń w procesie wydłużania kuźniczego. Poprzez dobór odpowiedniego kształtu i geometrii powierzchni roboczej kowadia asymetrycznego oraz racjonalnych parametrów technologicznych, można istotnie wpływać na: lokalizację maksymalnych wartości odkształceń, wartość nierównomierności rozkładu odkształceń, zmniejszenie udziału naprężeń rozciągających w kotlinie odkształcenia i minimalizację nakładów energetycznych na odkształcenie materiału, co daje podstawy do obiektywnego sterowania jakością wewnętrzną odkuwki i poziomem własności wyrobu. Połączenie różnych kowadeł promieniowo-rombowych w jedno narzędzie odkształcające stwarza możliwości sumarycznego wykorzystania ich indywidualnych zalet. Kowadła promieniowo-rombowe o podwójnej asymetrii powierzchni roboczych sprzyjają obniżeniu naprężeń rozciągających na granicy obszaru odkształcanego i nie podlegającego odkształceniu, przy czym niektóre kowadła całkowicie je eliminują (np. kowadła specjalne 45° x 75° + 45° x 75° z poprzecznymi rowkami trapezowymi). Jest to szczególnie korzystne przy odkształcaniu wlewków w pierwszym etapie kucia, gdy materiał jest mało plastyczny. Wpływ kąta pochylenia poszczególnych elementów kowadeł asymetrycznych podwójnych na wartość maksymalnych sił odkształcenia i całkowitej pracy odkształcenia plastycznego jest nie-

wielki, natomiast dla kowadeł promieniowo-rombowych symetrycznych i z pojedynczą asymetrią jest znaczący. W skrajnych przypadkach zastosowanych kształtów kowadeł różnica w wielkości siły i pracy odkształcenia wynosi ok. 100 %. Przedstawione w pracy rezultaty badań pozwalają na ustalenie określonych współzależności jakościowych i ilościowych, przydatnych do projektowania racjonalnych procesów technologicznych kucia stali stopowych Literatura 1. Shim H.: Optimal perform design for the free forging of 3D shapes by the sensitivity method. J. of Materials Processing Technology, 2003, nr 134, s. 99+107. 2. Sińczak J., Majta J., Glowacki M., Pietrzyk M.: Prediction of mechanical properties of heavy forgings. J. of Materiał Processing Technology, 1998, nr 80+81, s. 166+173. 3. KukurykB., Łącki P.: Analiza naprężeń i odkształceń w procesie kucia narzędziami kształtowymi. Obróbka Plastyczna Metali, 2000, nr 3, s. 37+44. 4. Tiurin V. A., OrlovE. D., Ovieckin V. V., Eceistov B. A.: Proizvodstvo pokovok rotora unipoljarnogo generatora. Kuzn. Stamp. Proizv., 2000, nr 7, s. 10+15. 5. Tomov B. [., Gagov V. l, Radev R. H.: Numerical simulations of hot die forging processes using finite element method. J. of Materiał Processing Technology, 2004, nr 153+154, s. 352+358. 6. Biba N. V., Vlasov A. V., Li.snij A. /., Stiebunov S. A.: Konecno-elementnaja model elektrovysadki. Kuzn. Stamp. Proizv., 2001, nr 6, s. 40+43. 7. LevanovA. N.: Obscie zakonomeraosti granicnogo trenija pri obrabotke metallov davleniem i soversenstvovanie technologiceskich processov na ich osnove. Kuzn. Stamp. Proizv., 1990, nr 12, s. 13+16.

ANNA TARASEK TADEUSZ KNYCH ANDRZEJ MAMALA

Rudy Metale R 50 2005 nr 10-11 UKD669-124:669.715'721'782:620.17: :621.315.1.003:669-97:669-948.5:539.412

EWOLUCJA WŁASNOŚCI DRUTÓW GAT. 6201 PODDANYCH EKSPOZYCJI CZASU l TEMPERATURY Przedstawiono wyniki badań dotyczących ewolucji własności mechanicznych i elektrycznych drutów wykonanych ze stopu AlMgSi (gat. 6201). Zagadnienie zmian ww. własności, choć bardzo ważne z praktycznego punktu widzenia, nie jest zbadane w wystarczającym stopniu. Badania prowadzone w tej dziedzinie dotycząprzede wszystkim czystych metali (miedź, aluminium). Zaproponowane przez Harvey'a i Margana wzory opisujące zmiany wytrzymalości na rozciąganie drutów nie mają zastosowania w przypadku utwardzalnych wydzieleniowo stopów AlMgSi. Istniejące modele zakładają jedynie spadek własności wytrzymałościowych, a w przypadku stopów AlMgSi może dojść, w pewnych warunkach, również do ich wzrostu. Rozważany w artykule problem posiada ważne znaczenie praktyczne w analizie stanu mechanicznego przewodów napowietrznych linii elektroenergetycznych. Słowa kluczowe: druty ze stopu AlMgSi, starzenie wtórne, naprężenie Mgr inż. Anna Tarasek. dr hab. mi. Tadeusz Knych. prof. nzw.. dr ini Andrzej Mamala — Akademia Górniczo-Hutnicza, Wydział Metali Nieżelaznych, Kraków.

614

EVOLUTION OF THE PROPERTIES OF 6201-GRADE WIRES UNDER THE INFLUENCE OF TIME AND TEMPERATURĘ In this dissertation I presented the results ofthe research concerning evolution of mechanical and electrical properties of wires madę ofAlMgSi alloy (type 6201). The issue ofchanges ofthe properties mentioned above, although is very important form the practical point ofview, has not been examined sufficiently. The research conducted in thatfield concerns mostly pure metals (copper, aluminium). The formulas suggested by Harvey and Morgan, describing the changes of wire resistance to stretching, cannot be applied to heat-treatableAlMgSi alloys. Existing models assume only a decrease ofresistance properties, and in case ofAlMgSi alloys in some circumstances there might be an increase ofthe properties. The issue discussed in this aniele has big practical meaning in the analysis of mechanical conditions of electroenergetical overhead conductors lines. Keywords: AlMgSi alloy wires, secondary ageing, tension

Wprowadzenie Jednorodne przewody ze stopu AlMgSi stanowią alternatywę dla powszechnie stosowanych przewodów bimetalowych aluminiowo-stalowych niosących za sobą szereg problemów natury eksploatacyjnej. Przewody wykonane ze stopu AlMgSi charakteryzują się odpornością na pełzanie, drgania wiatrowe, korozję międzykrystaliczną i cierną, niższą rezystancją w porównaniu z analogicznymi pod względem wymiarów przewodami typu AFL. Własności drutów na takie przewody kształtuje się zawsze na drod/e starzenia sztucznego drutów po ciągnieniu. Temperaturę i czas trwania procesu ustala się tak, aby uzyskać wymagany poziom własności całego zespołu mechaniczno-elektryczno-reologicznych własności drutów. Druty 0 wymaganych własnościach poddane są procesowi skręcania, dzięki czemu uzyskuje się przewody, które następnie montowane są w liniach przesyłowych przy ściśle określonych wartościach początkowych naprężenia i temperatury. Warunki pracy przewodu w linii, a w szczególności wielkość prądu i warunki atmosferyczne, tj. prędkość wiatru, temperatura, sadź itp, mogą prowadzić do dalszej ewolucji własności (na drodze starzenia wtórnego). Starzenie wtórne odbywa się w temperaturach niższych niż starzenie pierwotne (ustalające własności początkowe drutów), w bardzo długim okresie, różnych sekwencjach ich działania i jest dodatkowo kontrolowane działaniem naprężenia. Jednym z najważniejszych zagadnień dotyczących bezpieczeństwa pracy linii jest odporność cieplna przewodów związana z dwoma podstawowymi własnościami drutu, a mianowicie z wytrzymałością na rozciąganie i z opornością właściwą. Wielkości te narzucają dopuszczalne parametry pracy przewodów napowietrznych linii elektroenergetycznych, takich jak naprężenia naciągu, temperatura 1 związana z nimi chwilowa wielkość natężenia prądu. W czasie wtórnego procesu starzenia może dojść zarówno do spadku, jak i do wzrostu własności wytrzymałościowych przewodów, co może prowadzić do niekorzystnych lub korzystnych warunków pracy linii przesyłowej. W przypadku spadku własności wytrzymałościowych może dojść do przekroczenia wytężenia przewodu, co w najgorszym przypadku skutkuje zerwaniem przewodu wiszącego w przęśle. Tak więc wzrost wytrzymałości na zrywanie, zachodzący podczas starzenia wtórnego, jest zjawiskiem pozytywnym i oczekiwanym. Równie ważnym parametrem, jak wymieniony wcześniej Jest oporność właściwa. Ma ona znaczenie w bilansie cieplnym przewodu. Korzystny spadek oporności właściwej na skutek działania naprężenia, temperatury i czasu obniża rezystancję przewodu, co zmniejsza straty przesyłu energii, a tym samym obniża jego temperaturę. Obniżenie temperatury roboczej przewodu może zostać wykorzystane na zwiększenie obciążalności prądowej, która bezpośrednio wynika z dopuszczalnej degradacji własności wytrzymałościowych. W literaturze przedmiotu zagadnienie zmian własności wytrzymałościowych drutów przeznaczonych na napowietrzne przewody

elektroenergetyczne znane jest od dawna. Warto, w tym miejscu, przytoczyć prace Morgana [1], Russela [2], Roehmanna [3] oraz późniejsze prace Harvey'a [4] i Morgana [5, 6] zmierzające do uporządkowania istniejącego stanu wiedzy na ten temat. Przedstawiono w nich propozycje opisu matematycznego własności wytrzymałościowych drutów równaniami postaci: zależność Harvcya: W = 100 - (a + bD/c + dtVD zależność Morgana: W = Wa(\ - exp(- exp(A' + (B'7)ln/ •+- CIT + £>'ln(e/80)))) w których występujące symbole posiadają następujące znaczenia: W— procentowa zmiana wytrzymałości na rozciąganie, Wa — procentowy spadek wytrzymałości na rozciąganie odpowiadający pełnemu wyżarzeniu, T— temperatura ekspozycji, / — czas działania temperatury T, D — średnica drutu, E— odkształcenie całkowite podczas ciągnienia, a, b, c, d, A', B', C', D' — wyznaczone doświadczalnie stałe materiałowe. Niestety, prowadzone badania dotyczyły materiałów czystych, takich jak miedź i aluminium i nie mogą być stosowane do stopów AlMgSi, które reagują niemonotonicznie na działanie temperatury i czasu ekspozycji. Również pierwsze próby opisu graficznego zmian wytrzymałości na rozciąganie drutów dotyczą metali czystych. Dla drutów aluminiowych z przewodu typu AFL została ona opisana przez Beersa w 1963 r. [7]. Przyjęta przez Autorów metoda bazuje na hipotezie kumulacji mechanicznych skutków działania temperatury niezależnie od sekwencji i czasu jej występowania. Zarówno przedstawione powyżej wzory, jak i metoda graficzna, zakładająjedynie spadek własności wytrzymałościowych. Niezależnym problemem jest brak literaturowych danych opisujących zmiany własności elektrycznych drutów przeznaczonych na przewody napowietrznych linii elektroenergetycznych. Wobec powyższego w pracy [8] przedstawiono propozycję zapisu zmian zarówno wytrzymałościowych, jak i elektrycznych drutów wykonanych z przewodowego stopu AlMgSi. Prezentowane zależności uwzględniają zarówno spadek, jak i wzrost wytrzymałości na rozciąganie drutów spowodowany odpowiednimi warunkami starzenia wtórnego (temperatura/czas). Jak ogólnie wiadomo, przewody montowane są w liniach przesyłowych z pewną siłą naciągu wywołującą naprężenie wzdłużne w przewodzie. Naprężenie to jest ściśle związane z wytężeniem przewodu i nie może przekroczyć wartości określonej przez normę — E-05100: 1998 [9]. Niestety w literaturze nie ma danych na temat ewolucji własności drutów ze stopu AlMgSi poddanych działaniu podwyższonej temperatury i naprężenia w funkcji czasu ekspozycji. Wobec powyższego w niniejszym artykule przedstawiono kontynuację badań prezentowanych w [8].

615

Badania własne Celem pracy są badania ewolucji własności mechanicznych i elektrycznych drutów ze stopu AlMgSi w gat. 6201 poddanych działaniu podwyższonych temperatur i naprężenia w długich interwałach czasu. Do badań wykorzystano druty o średnicy 2,9 mm uzyskane z walcówki o średnicy 9,5 mm w stanie T4 (oznaczenie wg PN-EN 515 Aluminium i stopy aluminium. Wyroby przerobione plastycznie) metodą ciągnienia na przemysłowym wielociągu z prędkością 15 m/s. Druty zostały poddane dwukrotnemu procesowi starzenia. Pierwszy proces — nazwany starzeniem pierwotnym — jest końcową obróbką cieplną drutów po ciągnieniu i ma na celu nadanie im odpowiednich własności mechanicznych i elektrycznych. Po wyżarzaniu przez okres 3 h w temperaturze 150 °C otrzymano druty o wytrzymałości na rozciąganie rzędu 340 MPa i oporności właściwej poniżej 33,0 r£lm. Drugi proces starzenia—starzenie wtórne — ma za zadanie symulację rzeczywistych warunków pracy linii przesyłowej. Starzenie wtórne zostało przeprowadzone wg programu zamieszczonego w tablicy l. Dobór temperatur oraz obciążenia jest ściśle związany z rzeczywistymi warunkami pracy linii oraz z zaleceniami znajdującymi się w normach. Według normy PN-E-05100: 1998 [9] temperatura 75 °C jest temperaturą dopuszczalną długotrwale, zaś temperatura 100 °C stanowi górny poziom dopuszczalnych temperatur roboczych. Również z danych zawartych w [10] wynika, że temperatura pracującego przewodu powyżej 75 °C występuje raczej rzadko. Norma [9] określa również dopuszczalne naprężenia przewodów. W warunkach normalnych wartość naprężenia w przewodzie może wynosić do 0,4 % Rm lub 0,8 % Rm w warunkach katastrofalnych. Na rysunkach l +4 przedstawiono charakterystyki zmian własTablica l Parametry procesu starzenia wtórnego drutów Table l The secondary ageing parameters process Temperatura °C

Czas ekspozycji h

Obciążenie

%Km

75

0; 0,11; 0,17; 0,26

0, 10, 25, 40, 100, 250, 400, 1000, 2500

100

0; 0,05; 0,1; 0,2; 0,4

0, 10, 25, 40, 100, 250, 400, 1000

500

1000

1500

1500

2000

Czas, h Rys. 1. Zależność wytrzymałości na rozciąganie drutów w funkcji czasu starzenia wtórnego oraz różnego stopnia naprężenia drutów — temperatura starzenia wtórnego: 75 °C Fig. 1. UTS-time dependence during wires the secondary ageing and yarious degree stress — temperaturę the secondary ageing: 75 °C

616

2500

Rys. 2. Procentowa zmiana wytrzymałości na rozciąganie drutów w funkcji czasu starzenia wtórnego oraz różnego stopnia naprężenia drutów — temperatura starzenia wtórnego: 75 °C Fig. 2. Percentage strength decrease-time dependence during wires the secondary ageing and various degree stress — temperaturę the secondary ageing: 75 °C

360

g 330

E 310 -

l f-

ś1 300

200

400

600

800

Czas, h Rys. 3. Zależność wytrzymałości na rozciąganie drutów w funkcji czasu starzenia wtórnego oraz różnego stopnia naprężenia drutów — temperatura starzenia wtórnego: 100 °C Fig. 3. UTS-time dependence during wires the secondary ageing and yarious degree stress — temperaturę the secondary ageing: 100 °C

-O %Rm

-B-0,05 % Rm -A-0,1 %R„

-0,2 %R m

-K-0,4 %R_, 400

1000

2000

Czas, h

600

Czas, h Rys. 4. Procentowa zmiana wytrzymałości na rozciąganie drutów w funkcji czasu starzenia wtórnego oraz różnego stopnia naprężenia drutów — temperatura starzenia wtórnego: 100 °C Fig. 4. Percentage strength decrease-time dependence during wires the secondary ageing and yarious degree stress — temperaturę the secondary ageing: 100 °C

105

200

400

Czas, h

600

Rys. 5. Procentowa zmiana oporności właściwej drutów w funkcji czasu starzenia wtórnego oraz różnego stopnia naprężenia drutów — temperatura starzenia wtórnego: 100 °C Fig. 5. Percentage receptivity decrease-time dependence during wires the secondary ageing and various degree stress — temperaturę the secondary ageing: 100 °C

temperatur nie zauważa się wyraźnego wpływu stopnia obciążenia drutów na końcowy wynik poziomu wytrzymałości na rozciąganie, uwidocznia się natomiast wyraźny wpływ czasu wyżarzania drutów. Analizując charakterystyki procentowej zamiany własności elektrycznych drutów, zamieszczone na rysunku 5, zauważa się, że oporność właściwa drutów obniża się wraz z czasem starzenia wtórnego. Po czasie 1000 h występuje 3 % spadek p, co jest zjawiskiem korzystnym z punktu widzenia pracy napowietrznej linii przesyłowej, gdyż pozwalana zwiększenie obciążalności prądowej linii. Ponadto nie stwierdza się wpływu zadanego naprężenia na końcową wartość rezystancji badanego materiału. Zauważalny jest jedynie, tak jak w przypadku własności wytrzymałościowych, wpływ czasu ekspozycji drutów na podwyższoną temperaturę. Podsumowanie Kompleksowa analiza wyników badań pozwala na stwierdzenie, że w badanym zakresie czasu dla danych temperatur starzenia wtórnego pod zadanym obciążeniem nie dochodzi do przekroczenia dopuszczalnych wartości wytrzymałości na rozciąganie drutów, a oporność właściwa badanego materiału ulega korzystnemu obniżeniu. Warto zauważyć, że druty aluminiowe, będące składnikiem przewodów bimetalowych typu AFL, tracą własności wytrzymałościowe podczas wyżarzania, zaś oporność właściwa ustala się na stałym poziomie l % spadku (rys. 6). Po czasie 1000 h dochodzi nawet do 5 % spadku wytrzymałości na rozciąganie. Wnioski

Rys. 6. Procentowa zmiana oporności właściwej oraz wytrzymałości na rozciąganie drutu aluminiowego w funkcji czasu — temperatura ekspozycji: 100 CC

1. Stwierdzono, że własności mechaniczne i elektryczne drutów wykonanych z przewodowego stopu AlMgSi w gat. 6201 poddane ekspozycji czasu, naprężenia i temperatury podlegają ewolucji pomimo wcześniejszego starzenia sztucznego. 2. Własności wytrzymałościowe drutów, w zależności od czasu i temperatury, mogą podlegać korzystnemu wzrostowi lub spadkowi — przy wyższych temperaturach. 3. Oporność właściwa drutów ulega korzystnemu spadkowi niezależnie od czasu ekspozycji. 4. Stwierdzono znikomy wpływ zadanego poziomu obciążenia drutów na zmianę ich własności wytrzymałościowych i elektrycznych w badanym zakresie obciążeń. 5. Stwierdzono istotny wpływ czasu i temperatury starzenia wtórnego na zmianę ww. własności drutów.

Fig. 6. Percentage receptivity and UTS-time dependence-during aluminium wire heating — exposure temperaturę: 100 °C

Literatura

ności wytrzymałościowych drutów stopowych w funkcji czasu ekspozycji oraz różnego stopnia obciążenia dla zadanych temperatur, zaś na rysunku 5 — procentową zmianę oporności właściwej badanych drutów. Na podstawie analizy charakterystyk zamieszczonych na rysunkach 1-5-4 stwierdzono korzystny wzrost wytrzymałości na rozciąganie drutów podczas starzenia wtórnego w temperaturze 75 °C, nawet po czasie 2500 h o 3 %. Co więcej, na podstawie otrzymanych krzywych, można przypuszczać, że będzie występował dalszy wzrost własności wytrzymałościowych w tej temperaturze. Warto zauważyć, że temperatura 75 °C jest typową temperaturą roboczą napowietrznych przewodów elektroenergetycznych, tak więc uzyskany wzrost wytrzymałości na rozciąganie drutów (spowodowany podstarzeniem się materiału) jest zjawiskiem jak najbardziej korzystnym. Podczas starzenia wtórnego w temperaturze 100 °C również mamy do czynienia z procentowym wzrostem Rn średnio o 3 %, lecz jedynie do czasu 250 h, później następuje spadek w w. własności. Po czasie 1000 h występuje 2 % spadek wytrzymałości na rozciąganie poniżej poziomu otrzymanego podczas starzenia pierwotnego. Według [11] w temperaturze 100 °C po czasie 1000 h może dojść do 4 % spadku własności mechanicznych, więc w badanym przypadku dozwolony przez normę poziom nie został przekroczony. Dla obu

1. Morgan V. T.: Rating of conductors for short duration currents. Proc. IEE, march/apr. 1971, vol. 118. 2. RusselA. A.: Effects of heating at 300 and 500 F on the properties of aluminium and copper wires. Wire and Wire Products, march 1952, vol. 27. 3. Roehmann L. F., Hazan E.: Short time characteristics of electrical conductors. AIEE Trans., dec. 1963, vol. 82. 4. Harvey J. K.: Effect of elevated temperaturę operation on the strength of aluminium conductors. IEEE Trans., sept./oct. 1972, vol. PAS 91. 5. Morgan V. T.: The loss of tensile strength of hard drawn conductors by annealing in seryice. IEEE Trans., may/june 1979, vol. PAS 98. 6. Morgan V. T.: Effect of elevated temperaturę operation on the tensile strength ofoverhead conductors. IEEE Trans, on PWRD.Jan. 1996, vol. 11. 7. Beers G. M., Gilligan S. R., Lis H. W., SchambergerJ. M.: Transmission conductor ratings. IEEE Trans. On Power Apparatus and Systems, Oct. 1963, vol. PAS-82. 8. TarasekA., Knych T., MamalaA.: Badania zmian elektro-mechanicznych własności przewodowych drutów ze stopu AlMgSi jako efektu długotrwałego działania podwyższonych temperatur. Rudy Metale 2005, t. 50, nr 5. 9. PN-E-05100:1998, Elektroenergetyczne linie napowietrzne. Projektowanie i budowa. 10. Adamach K., Mizuno Y., Natio K.- Probabilistic assessment of the reduction in tensile strength of an overhead transmission line's conductor with reference to climatic data. IEEE Trans, on PWRD., oct. 2000, t. 15. 11. IEC 61597: 1995, Overhead electrical conductors — Calculation methods for stranded bare conductors.

617

JANUSZ CZAJĄ ROMANA ŚLIWA

Rudy Metale R 50 2005 nr 10-11 UKD 539.62:539.53:621.882.003:621.983.5

WPŁYW PARAMETRÓW TECHNOLOGII WYTWARZANIA NA CECHY WARSTWY WIERZCHNIEJ PODKŁADEK STOSOWANYCH DO POŁĄCZEŃ SILNIE OBCIĄŻONYCH Zaprezentowano porównanie procesów technologicznych wykonania podkładki pod kątem cech warstwy wierzchniej uzyskanych metodą wygładzania w odniesieniu do charakterystyki tego typu wyrobów uzyskanych metodami klasycznymi. Przeprowadzono analizę, stanu powierzchni, chropowatości powierzchni bocznej oraz twardości na przekroju podkładki wycinanej i wygładzanej. Wskazano na niedoskonałości tradycyjnych metod wycinania oraz możliwości poprawy jakości wyrobów uzyskanej w prezentowanej technologu. Słowa kluczowe: połączenia, warstwa wierzchnia, wygładzanie, wycinanie

EFFECT OF TECHNOLOGICAL PARAMETERS ON OUTSIDE LAYER CONSTITUATION OF WASHER IN HIGH-TOUGH JOINTS The analysis of outside layer of washers obtained in the method offine blanking has been presented in this paper. Measurement of roughness of surface side and hardness in the cross-section ofwasher obtained by ordinary blanking and fine blanking technology has been examined. The disadvantageous of traditional methods ofcutting out and possibilities of washer ofguality improvement of presented technology has been showed. Keywords: joints, waser, outside layer, fine blanking, ordinary blanking Wprowadzenie W połączeniach silnie obciążonych podkładka, jako element konstrukcyjny połączenia, stosowana przy wysokich wartościach momentu zamocowania (zaciskania), ma na celu zminimalizowanie „osiadania" materiału i zachowania ustawionego momentu dokręcenia złącza. Zastosowanie śruby o wysokich własnościach wytrzymałościowych, wykonanej z materiału ulepszonego cieplnie o podwyższonej twardości, wymusza zastosowanie elementu pośredniego odpornego na siły docisku wynikające z zadanego momentu dokręcenia między śrubą a elementem łączonym, wykonanym zazwyczaj ze stali lub żeliwa zwykłej jakości. Przyłożone obciążenie w fazie montażu oraz w trakcie eksploatacji powoduje odkształcenie sprężyste i plastyczne podkładki objawiające się „osiadaniem" (zmniejszenie grubości kosztem zwiększenia średnicy). Efekt ten prowadzi do spadku siły zacisku i w konsekwencji do obniżenia parametrów eksploatacyjnych połączenia. Wymagania, jakie według normy [1] powinna spełniać podkładka stosowana w połączeniach wysoko obciążonych, pokazano w tablicy l. W wymaganiach tych brak jest określenia cech warstwy wierzchniej na powierzchniach walcowych zewnętrznej i otworu. Właściwości eksploatacyjne (użytkowe) części maszyn zależą w bardzo dużym stopniu od jakości warstwy wierzchniej [2], Szacuje się, że ok. 80 % uszkodzeń części maszyn lokalizuje się w warstwie wierzchniej, np. efekt karbu. Standardowe wymagania ograniczające się do określenia kształtu, wymiarów, gatunku materiału, odchyłki płaskości, chropowatości powierzchni czołowych oraz twardości nie stanowią wystarczającej podstawy do właściwego doboru materiału wsadowego i technologii kształtowania wyrobu. Wynika stąd celowość poszukiwania takiego sposobu technologicznego, który zapewniłby nie tylko wymagania zawarte w normach ale dodatkowo ujmującego czynniki zapewniające odpowiednią jakość powierzchni współpracujących w połączeniu.

Charakterystyka procesów technologicznych wykonania podkładki Normy krajowe i zagraniczne, wskazując gatunek materiału i jego własności wytrzymałościowe, nie określają postaci materiału wyjściowego (pręt czy blacha) do wykonania podkładki [3+6]. Wyrób uzyskany z tego samego gatunku materiału w technologii wyciskania, walcowania czy ciągnienia posiada odmienne cechy wynikające ze specyficznych warunków różnych technologii. Kształt i wielkość Tablica l Cechy podkładki według normy [1] Table l Features of a washer according to a standard [1] Kształt i wymiary

Podkładka okrągła Dz = 030 ±0,5, Dw = 017,3. .17,7 grubość 4 ±0,3 lun 5 ±0,4

Materiał

Stal 65 lub 60G 0,57... 0,7% C, 0,5... 1 %Mn

Odchyłka płaskości

0,3 max.

Chropowatość powierzchni bocznych

Ra = 2,5

Twardość

36...42HRC

Wykonanie

Wymagane pokrycie lub konserwowane

Mgr inż. Janusz Czają — HSW — Trading Sp. z o.o.. Stalowa Wola, dr hab. ini. Romana Śliwa, prof. nzw. — Politechnika Rzeszowska. Rzeszów.

618

ziarna oraz jego rozkład w materiale polikrystalicznym formowanym w tak różnych procesach technologicznych jest inny. Fakt ten różnicuje te postaci materiału wyjściowego i powinien być uwzględniany w projektowaniu dalszych etapów przetwarzania dla otrzymania takich wyrobów, jak np. podkładki stosowane do odpowiedzialnych połączeń części maszyn. Ze względu na rodzaj zastosowanego materiału wyjściowego technologia wykonywania tych podkładek składa się z różnych operacji. Zasadnicze warianty technologii przedstawione są na rysunku l. Wariant I jako najprostszy w realizacji ma najszersze zastosowa-

nie w przy produkcji małoseryjnej i jednostkowej. W tej technologii otrzymujemy podkładkę, w której układ włókien jest prostopadły do powierzchni czołowych podkładki. Niektóre normy nie dopuszczają do stosowania w połączeniach tak wykonanych podkładek [5]. W wariancie II po wycinaniu otrzymujemy pierścień z naddatkami na średnicach, które są usuwane w kolejnej operacji (oznaczone1'). Naddatki są konieczne ze względu na mikropęknięcia powstające podczas wycinania w strefie kruchego pękania ujawniające się podczas obróbki cieplnej, oraz skosy wynikające z luzu pomiędzy stemplem a matrycą. W tej technologii otrzymujemy podkładkę

Technologia wykonywania podkładek Wariant l Mat. p ręt ciągn rony

Mat

Wariant II blacha g o rac o walcowana

Mat

Wariant III b l ach a gorąco walcowana

C jecie pręta

Cięcie pasa

Cięcie pasa

Tokarska - rewolwerowa

Pro słów a nie pasa

Prostowanle p asa

Szlifowanie w it ę p n e

Wycinanie pierścienia z n a d d a t k a m i 1)

W y c i n a n i e podkładki obie śrdnice na gotowo

H artowanie O dp uszczanie

Szlifowanie wstępne 2)

Szlifowanie wstępne 2)

Szlifowanie ostateczne

Toczenie obu średnic

Hartowanie Odpuszczanie

H ortowanie O dpuszczan ie

Szlifowanie ostateczn e

Szlifowanie o s t a t e c z n e

Rys. l. Warianty technologii wykonywania podkładek [7] Fig. 1. Alternative technologies for the preparation of washers [7]

D Suma czasów jednostowych wykonania

Wariant l

Wariant II

10 S112

Wariant III

Rys. 2. Porównanie czasów wykonania podkładki w różnych wariantach technologii. Fig. 2. Comparison of washer preparation times with the use of alternative technologies

Rys. 3. Położenie punktów pomiarowych do pomiaru chropowatości Fig. 3. Layout of the measuring points in roughness measurements

Tablica 2 Wartość parametru Ra dla różnych punktów pomiarowych Table 2 Value of parameter Ra for different measuring points Numer punktu pomiarowego

1

2

Pierścień wycinany

7

9

Podkładka wygładzana

1,8

3,0

3 10

2,2

4 6,8 2,8

5 10

2,5

6

7

7,8

6,6

1,6

2,1

8 10

2,2

9

10

11

10,4

7,2

9

1,9

1,7

2,0

12 12

1,3

13

14

15

16

6,8

9

8

8

0,9

1,1

1,2

1,0

17 14

0,9

18 10

1,0

619

o bardzo korzystnym prostopadłym do osi układzie włókien, zalecanym przez niektóre normy, np. [5]. W wariancie III wprowadzenie dokładnego wycinania obydwu średnic wyeliminowało konieczność późniejszej obróbki skrawaniem. Stosowane w wariancie II i III szlifowanie wstępne (oznaczo2) ne ) spowodowane jest koniecznością usunięcia przed obróbką cieplną warstwy odwęglonej, powstającej w procesie walcowania blachy na gorąco. Analiza prezentowanych technologii prowadzi do wniosku, że co prawda otrzymujemy wyrób spełniający wymagania zawarte w normach, ale różniący się ułożeniem włókien wynikającym z zastosowanego półfabrykatu, różną wielkością ziaren i ich rozkładem w wyrobie, różne są także parametry warstwy wierzchniej. Ważne znaczenie ma też koszt uzyskania wyrobu (rys. 2) [7]. W przypadku stosowania „tradycyjnej" metody wycinania obserwujemy w wyrobie charakterystyczne dla tej metody niekorzystne zjawiska takie jak: naderwania, skosy, wgniecenia, deformacja kształtu (tym większe, im materiał poddawany obróbce jest mniej plastyczny [8]). Dla wyeliminowania tych zjawisk w wariancie III zastosowano specjalnie opracowany przyrząd do jednoczesnego wycinania. W przyrządzie tym w jednym takcie realizowane są dwa zabiegi: wycinanie z powiększonym luzem (luz jednostronny > 7 % grubości blachy) oraz wygładzanie. Budowę i sposób działania wykrojnika przedstawiono w pracy [9].

Wobec takiego zróżnicowania efektów, wynikających z zastosowanych technologii wytwarzania tego elementu połączenia, zaproponowano sposób uwzględnienia także cech warstwy wierzchniej w ocenie i poszukiwaniu optymalnych rozwiązań technologicznych i konstrukcyjnych podkładki. Badania eksperymentalne Struktura fizyczno-chemiczna stref warstwy wierzchniej jest konstytuowana w procesie technologicznym kształtowania wyrobu a zwłaszcza podczas obróbki wykańczającej oraz w procesie użytkowania wyrobu (eksploatacji) [11]. Warstwa wierzchnia tylko wtedy może być efektywnie wykorzystana w doskonaleniu techniki wytwarzania i eksploatacji, gdy adekwatne pomiary jej parametrów zostaną właściwie wykorzystane w procesie projektowania dalszych etapów technologicznych. Parametry charakteryzujące warstwę wierzchnią, uzyskane po zakończeniu procesu technologicznego wytwarzania wyrobu, mają wpływ na późniejszą jego eksploatację. Dla podkładki wykonanej według wariantu III technologii opisanej w rozdziale 2 oraz dla porównania z pierścieniem po wycinaniu „tradycyjnym" dokonano oceny chropowatości (określenia parametru Ra w cyklu pomiarowym) w 18 charakterystycznych punktach pomiarowych, pokazanych na rysunku 3. Wyniki pomiarów chropowatości zestawiono w tablicy 2 i zilustrowano na wykresach

Wzdłuż wysokość

Rys. 4. Chropowatość otworu: a — pierścienia wycinanego, b — podkładki wygładzanej Fig. 4. Roughness of a hole of a — blanked ring, b — smoothed washer

Wzdłuż wysokości

Wzdłuż wysokości Wzdłuż obwodu

Wzdłuż obwodu

Rys. 5. Chropowatość powierzchni zewnętrznej: a — pierścienia wycinanego, b — podkładki wygładzanej Fig. 5. Roughness of an outer surface of a — blanked ring, b — smoothed washer

620

Tablica 3 Twardość HV10 na przekroju poprzecznym podkładki

ID

14

Table 3 HV10 hardness at the washer's cross-section

1 wycinanie |

12

—_

n

10

Ra 8 6 4

___j|_

i i

2 jl

L,

y i MII

1 2 3 4 5 6 7

[_

U 1U

£_

r

_

1

__

l i ii

,1

1

2

3

4

5

6

7

8

9

Pierścień wycinany

243

212

197

188

189

189

191

206

242

Podkładka wygładzana

261

236

228

232

227

238

251

271

J 1

Nr punktu

Twardość na przekroju

Rys. 6. Porównanie chropowatości podkładki wygładzanej i pierścienia wycinanego Fig. 6. Comparison of roughness of a smoothed washer and blanked ring

250

200

X •o l

l

100

7

8

9

10

11

12

13

14

15

16

17

Odległość od osi podkładki, mm

Rys. 9. Rozkład twardości na przekroju podkładki po wycinaniu i wygładzaniu Fig. 9. Hardness distribution on a washer's intersection after blanking and smoothing (rys. 4, 5, 6). Na rysunku 7 pokazano profil warstwy wierzchniej na średnicy zewnętrznej. Ponadto naprzekroju poprzecznym zmierzono twardość w punktach pokazanych na rysunku 8. Zestawienie wyników podano w tablicy 3, a na rysunku 9 pokazano rozkład twardości na przekroju podkładki. Analiza wyników i wnioski Rys. 7. Profil zmierzony na po wierzchni ach średnic zewnętrznych podkładki: a — pierścienia wycinanego, b — pierścienia wygładzanego — długość odcinka pomiarowego 1,25 mm Fig. 7. A profile measured on the surfaces of outer diameters of a washer: a — blanked ring, b — smoothed ring — length of a measuring segment — l .25 m

Rys. 8. Rozmieszczenie punktów pomiarowych na przekroju podkładki: a — podkładka po wycinaniu, b — podkładka po wygładzaniu Fig. 8. Layout of the measuring points on a washer's cross-section: a — washer after blanking; b — washer after smoothing

Otrzymane wyniki pomiarów chropowatości powierzchni bocznych podkładki jednoznacznie wskazują na wysoką jakość powierzchni po wygładzaniu, porównywalną z procesami bardzo dokładnej obróbki skrawaniem (dziewiąta klasa chropowatości) [10], przewyższającą jakością powierzchnię po wycinaniu „tradycyjnym". Wartość parametru Rn jest prawie jednakowa na całej powierzchni bocznej podkładki. Różnica między powierzchnią otworu (pp. 1+9) a powierzchnią zewnętrzną (pp. 10+18) wynika z zastosowanych materiałów na narzędzia (stempel otworu i stemplo-matryca ze stali narzędziowej, matryca zewnętrzna z węglika spiekanego G50). Należy przypuszczać, że wykonanie stempla z węglika spiekanego lub pokrycie twardymi powłokami podwyższy klasę chropowatości powierzchni obszarze otworu. Po wygładzaniu otrzymujemy podkładkę o powierzchniach bocznych prostopadłych do płaskich powierzchni górnej i dolnej (rys. 86). Zaokrąglenie górnej krawędzi podkładki wygładzonej jest zamierzone i wynika z konstrukcji przyrządu. Wygładzanie powoduje nieznaczne utwardzenie podkładki na całej szerokości przekroju (różnica ok. 45 HV10 w stosunku do wycinania ), przy czym widać wyraźnie różnicę pomiędzy twardością na środku przekroju i w obszarze blisko krawędzi. Zjawisko to, obserwowane zarówno w operacji wycinania jak i wygładzania, spowodowane jest oddziaływaniem narzędzia.

621

Tradycyjna technologia wykrawania (wariant II) nie daje możliwości otrzymania podkładki o wymaganych parametrach geometrycznych, w tym odpowiedniej struktury warstwy wierzchniej. Typowe wady spowodowane takim sposobem obróbki, tj. wysoka chropowatość — średnio Ra = 9, występowanie dwu stref chropowatości — w strefie ścinania i w strefie pękania (rys. 8a), uniemożliwiają przeprowadzenie prawidłowej obróbki cieplnej, powodując konieczność stosowania dodatkowych operacji obróbki skrawaniem, zarówno w celu zapewnienia wymaganych cech geometrycznych, jak też cech mechanicznych. Technologia w wariancie I nie posiada tych wad, jednakże jest technologią bardziej pracochłonną, a zastosowanie półfabrykatu w postaci pręta o układzie włókien równoległych do osi pogarsza właściwości eksploatacyjne podkładki. Wariant III, dzięki zastosowaniu odpowiedniego oprzyrządowania, łączy pozytywne cechy wariantu I (dokładność kształtowo-wymiarową, odpowiednio niską chropowatość) i wariantu II (korzystny układ włókien, niskie koszty wykonania). Utrzymanie parametru^ na poziomie ok. 2 poprawia znacznie parametry eksploatacyjne podkładki, zmniejszając niebezpieczeństwo powstawania mikropęknięć zwłaszcza w obszarze średnicy zewnętrznej w trakcie montażu i późniejszej eksploatacji połączenia. Nieznaczne utwardzenie podkładki spowodowane wycinaniem, ze względu na późniejszą obróbkę cieplną występującą w procesie wytwarzania, nie odgrywa istotnego znaczenia w procesie eksploatacji. W artykule przedstawiono propozycję zmierzającą do poprawy jakości wykonania podkładki jako elementu konstrukcyjnego połączenia ponad wymagania określone w standardach. Wobec niejednoznacznie określonych wymagań stawianych podkładkom, wynikającym z faktu niedostatecznego poznania wpływu różnych parametrów konstrukcyjnych i technologicznych na późniejszą eksploatację połączenia wysoko obciążonego, celowe jest prowadzenie dalszych

BEATA SMYRAK TADEUSZ KNYCH ANDRZEJ MAMALA

badań zmierzających do ścisłego określenia tychże parametrów a w konsekwencji do dokładnego sformułowania wymagań odnośnie tego typu elementów konstrukcyjnych, łącznie z propozycją uwzględnienia w modyfikacji dotyczących odnośnych norm. Literatura 1. ZN-90/HSW-0615. Podkładki do śrub i wkrętów do produkcji licencyjnej HSW S.A., 1.11.1990. 2. ŻebrowskiH., WieczorkowskiK.: Kształtowanie warstwy wierzchniej części maszyn. II Międzynarodowa Konf. Nauk.-Techn. „Wpływ technologii na stan warstwy wierzchniej — WW'93", Gorzów Wlkp. 1993. Studia i Materiały, Seria: Referaty, t. 12, nr l, s. 25-5-50. 3. F-16.101. Hardened Washers. International Harvester Engineering Standards. USA, Maj 1978. 4.28E. Hardened Plain Washers, Ingersoll-Rand Engineering Standards, Oct. 1991.

5. D01643. Washer (Large) (Heat-treated), Komatsu Engineering Standards, 16Nov 1995. 6. PN-83/M-82039. Podkładki okrągłe do połączeń sprężanych. PKNMiJ, Warszawa 1983. 7. Czają J., Śliwa R.: Problemy konstrukcyjno-technologiczne w kształtowaniu podkładek do połączeń wysoko-wytrzymałościowych. Rudy Metale 2000, t. 45, nr 4, s. 257. 8. Romanowski W.: Poradnik obróbki plastycznej na zimno. WNT, Warszawa 1976. 9. Sińczak J., Kuczera M.: Analiza procesu wytwarzania pierścieni metodą wykrawania i wygładzania tarciowego powierzchni cięcia. Obróbka Plastyczna Metali, 2002, t. 13, nr 5. s. 5*12. 10. PuffT.: Technologia Budowy Maszyn. PWN, Warszawa 1982. 11. Górecka R., Polański Z.: Metrologia warstwy wierzchniej, WNT, Warszawa 1983.

Rudy Metale R 50 2005 nr 10-11 UKD669-124:669.715'721'782:539.419:620.17:669-426

NAWRÓT l NIEAKTYWNOŚĆ REOLOGICZNĄ DRUTÓW ZE STOPU AlMgSi JAKO SKUTEK UJEMNYCH GRADIENTÓW OBCIĄŻENIA W artykule zamieszczono wyniki badań wpływu zmiany obciążenia na zachowanie reologiczne drutów ze stopu AlMgSi gat. 6201. Badano charakterystyki pełzania i relaksacji naprężeń w stanie jednoosiowego rozciągania w warunkach wymuszonych ujemnych gradientów obciążenia. Stwierdzono, że procesy te wykazują analogiczne zachowanie. W szczególności zaobserwowano trzy typy reakcji na odciążenie materiału z historią reologiczną, a mianowicie: osłabienie reologiczne (zmniejszenie intensywności procesów po spadku obciążenia), nieaktywność reologiczną (ustanie procesu pełzania bądź relaksacji naprężeń) oraz nawrót (skracanie dlugości materiału w przypadku pełzania lub wzrost obciążenia w przypadku procesu relaksacji). Zachowania te posiadają charakter przejściowy, przy czym o ile pierwsze dwa z wymienionych są charakterystyczne dla małych, o tyle nawrót jest już domeną dużych i szybkich spadków obciążenia. Analizowany problem obok niewątpliwej atrakcyjności naukowej posiada ważne znaczenie aplikacyjne wynikające z rzeczywistych problemów eksploatacyjnych bezrdzeniowych przewodów rozpiętych w przęsłach napowietrznych linii elektroenergetycznych, w których z samej natury rzeczy występują cyklicznie zmienne przebiegi naprężenia i temperatury. Umiejętność sterowania reologicznym zachowaniem się przewodu (osłabienie, czas martwy, nawrót) można wykorzystać rn.in. do sterowania chwilową obciążalnością prądową linii, co w wielu przypadkach daje się przełożyć na wzrost ich mocy przesyłowych. Słowa kluczowe: pełzanie, relaksacja naprężeń, reologia, nawrót po pełzaniu, AlMgSi, przewody, linie napowietrzne Mgr ini Beata Smyrak. dr hab. ini Tadeusz Knych, prof. nzw.. dr ini Andrzej Mamala — Akademia Górniczo-Hutnicza, Wydział Metali Nieżelaznych. Kraków.

622

REGRESS STATE AND RHEOLOGICAL INACTWTY OF AlMgSi WIRES AS THE EFFECT OF NEGATIYE STRESS GRADIENTS The aniele treats about the results of a research on a creep process of AlMgSi (ofthe sort 6201) wires and conductors assignedfor the production ofoverhead electro-energetic lines. The main aim ofthe research is an experimental analysis of a material's rheological behaviour in conditions ofvariable and in particular negative stress gradient. After implementing stress' negative gradient during a creep o f AlMgSi wires tree ways ofmaterial's behaviour have been stated: rheological weakening (momentary decrease of a creep ratę or stress relcucation), rheological inactivity (momentary pause of a creep deformation or stress relaxation) connected with a new material's thermodynamic stałe and regress state (shortening ofthe length of specimen in case of creep and increase of stress in case of stress relaxation). Detailed analysis of regress state demonstrated that his magnitude and his duration depend on the magnitude, the relieve velocity and the rheological history ofthe material in the case ofthe creep as well as the stress relamtion, Based on experimental analysis it wasfound out that negative stress gradients may usefor the simulation of stress changes and creep deformation ofoverhead electro-energetic conductors. Results ofsirnulation is creating a broad spectrum ofpossibilities to control the rheologicalprocesses (rheological weakening, rheological inactivity, regress state) by changing the creep function parameters (a, T). Itforms the basisfor using the simulation to dynamically control current-carrying capacity ofpower lines. Keywords: creep, stress relaxation, rheology, regress state, AlMgSi, conductors, overhead lines Wprowadzenie Reologiczne zachowanie się materiału w zmiennych warunkach naprężenia i temperatury jest przedmiotem wielu analiz i rozważań naukowych. Zarówno dla mechaników, jak i fizyków ciała stałego efekty związane z utratą aktywności Teologicznej, pojawianiem się dodatkowych przejściowych zachowań w warunkach ujemnych gradientów naprężenia, były szczególnie interesującym zagadnieniem, nie tyle z utylitarnego, co z poznawczego punktu widzenia; przy czym o ile w latach siedemdziesiątych i osiemdziesiątych ubiegłego stulecia zagadnienia te były głównie przedmiotem badań podstawowych, o tyle w ostatnim okresie zauważa się coraz to większe zainteresowanie aplikacyjną stroną omawianych zjawisk. Próba wykorzystaniautwardzalnych wydzieleniowo stopów aluminium-magnez-krzem w charakterze materiału na bezrdzeniowe przewody do napowietrznych linii elektroenergetycznych oraz charakter ich temperaturowo-naprężeniowej pracy zwrócił uwagę na formalne podobieństwo procesu pełzania przewodów z procesami Teologicznymi, zachodzącymi w warunkach zmiennego naprężenia i temperatury. Owa analogia wynika z faktu, że przewód rozpięty w przęśle poddawany jest cyklicznie w rytmie dobowym (dzień/noc) i rocznym (pory roku) zmianom temperatury, a w ślad za tym, zgodnie z równaniem stanu wiszącego przewodu, dobowym i rocznym zmianom naprężenia. Mówiąc dokładniej, w trendzie wzrostu temperatury następuje spadek naprężenia w przewodzie i na odwrót. Taki charakter pracy przewodu może być źródłem specyficznego zachowania Teologicznego, a w szczególności nawrotu i utraty podatności na pełzanie. W pracy [2] autorów niniejszego artykułu przedstawiono wyniki badań wpływu ujemnych gradientów naprężenia na generowanie czasów martwych (nieaktywność reologiczna) w procesie pełzania. Wykazano, że proces pełzania przewodów może ustać sumarycznie na tysiące godzin. Wcześniejsze badania na ten temat, w odniesieniu do stopów AlMgSi, znajdujemy w pracy [1]. W [4] zamieszczono badania wpływu ujemnych gradientów obciążenia na przebieg procesu relaksacji naprężeń i wykazano adekwatność wtórnych procesów reologicznych ujawnianych na sposób pełzania i relaksacji naprężeń w warunkach wymuszonego spadku obciążenia. Próby świadomego sterowania procesem pełzania drutów i przewodów, wykazały m.in. wpływ wielkości spadku naprężenia, odkształcenia pełzania pierwotnego i prędkości spadku naprężenia na zmianę aktywności Teologicznej materiału. Wyróżniono trzy reakcje na ujemny gradient naprężenia w trakcie procesu pełzania, zależne od wielkości i prędkości spadku obciążenia, a mianowicie: osłabienie, charakteryzujące się zmniejszeniem prędkości pełzania, ustanie odkształcenia pękania (czas martwy) i skracanie się długości pomi-

mo stabilizacji naprężenia na dolnym poziomie zwane nawrotem [2]. Niniej szy artykuł j est poświęcony badaniom nawrotu j ako efektu szybkich i dużych spadków naprężenia. W podsumowaniu pracy zamieszczono przykład symulacji efektów wynikających z faktu zmniejszenia całkowitego przyrostu długości przewodu na skutek czasowego ustawania aktywności Teologicznej materiału w trendach ujemnych gradientów naprężenia i temperatury. Analiza stanu zagadnienia Wymuszenie skokowego spadku obciążenia w trakcie realizacji procesu pełzania drutów ze stopu AlMgSi, oprócz spodziewanego zmniejszenia prędkości pełzania, wprowadza dodatkowe ekstra-zachowanie się materiału bezpośrednio po odciążeniu [2, 3]. Otóż okazuje się, iż pomimo stabilizacji obciążenia na dolnym poziomie materiał nadal się skraca, a następnie po osiągnięciu minimalnej wartości odkształcenia, obserwuje się stopniowy przyrost długości, aż do osiągnięcia wartości, jaką uzyskał podczas pełzania pod obciążeniem pierwotnym. Opisaną sytuację ilustruje rysunek l, na którym górny wykres przedstawia schemat zmiany obciążenia, a dolny przebieg odkształcenia pełzania. Podobną reakcję materiału zauważamy po wymuszonym zmniejszeniu obciążenia w trakcie procesu relaksacji naprężeń, kiedy to obserwuje się efekt przejściowego wzrostu naprężenia, pomimo ustalenia długości próbki na nowym dolnym poziomie [4].

11 r

j 0,2 UJ

U 015 jj g

120

1

1

-

-

_ — ^r•*-——

100

_^zz: -A

80 | UJ

60 m

, 0,1.

et 40 |

0

20

0

(

50

100

150

200

250

300

350

400

450

0 5 00

CZAS. h

Rys. l. Charakterystyki pełzania drutów AlMgSi w warunkach ujemnego gradientu naprężenia [2] Fig. 1. Characteristics of creep of AlMgSi wires in conditions of rapid stress decrease [2]

623

Opisaną sytuację ilustruje rysunek 2, na którym wykres górny przedstawia przebieg relaksacji naprężeń w warunkach ujemnego gradientu obciążenia, zaś wykres dolny stopień relaksacji dany wyCTO -
Rys. 2. Charakterystyka relaksacji naprężeń oraz stopnia relaksacji drutów AlMgSi w warunkach wymuszonego spadku naprężenia z poziomu naprężenia 136 MPa/1 h do wartości 36 MPa [4] Fig. 2. Stress relaxation and coefficient of stress relaxation of AlMgSi wires in stress negative gradients, initial stress — 136 MPa/1 h — 36 MPa [4]

Rys. 3. Schematyczne ujęcie różnych reakcji materiału na procesy obciążenia i odciążenia [5] Fig. 3. Behaviour for yarious combinations of elastic, anelastic and plastic deformation [5]

624

ze względu na występowanie tzw. sprężystości opóźnionej (asprężystości). Lubahn [5] określa ją jako stopniowy powrót to początkowej długości materiału, występujący po jego odciążeniu. Natomiast w przypadku pełzania materiału dodatkowe skracanie określa jako anelastic creep. O ile w przypadku obciążania trudno jest rozseparować poszczególne składowe odkształcenia, to w przypadku odciążania można już w sposób jawny wyróżnić część odkształcenia sprężystego, asprężystego i plastycznego (rys. 3). W literaturze przedmiotu zjawisko związane z występowaniem sprężystości opóźnionej jest opisywane przez mechaników wprost jako nawrót. Przy czym wyróżnia się nawrót sprężysty i niesprężysty [6], Trąmpczyński [7] w swojej pracy posługuje się pojęciem pękanie wsteczne podobnie jak Czech [8], w pracy Osipiuka [9] znajdujemy z kolei określenie pękanie do tylu. Z kolei w terminologii metaloznawczej znajdujemy próby określenia powyższego zjawiska jako efekt back stress, creep anelasticity, backflow, backwardcreep. Autorzy niniejszej pracy posługują się pojęciem nawrotu po pełzaniu i analogicznie po relaksacji naprężeń. Zastosowane pojęcie należy kojarzyć wyłącznie z nawrotem, z jakim mamy do czynienia po procesie Teologicznym, a nie z nawrotem występującym po odciążeniu próbek badanych na rozciąganie [5, 6]. Choć do dzisiaj nie stworzono jednolitej teorii, w pełni opisującej i identyfikującej źródła nawrotu, co wynika przede wszystkim z mnogości parametrów wpływających na jakościowy i ilościowy charakter powyższego zjawiska, to w literaturze przedmiotu można znaleźć wiele interesujących i przekonywających prób mechanistycznego i fizykalnego opisu tego zjawiska. O ile fenomenologiczne podejście sprowadza się do wyznaczenia modelu mechanicznego, który opisywałby zgodnie z wynikami doświadczeń Teologiczne zachowanie się materiału w warunkach ujemnego gradientu, to fizykalne próby opisu uwzględniają przede wszystkim mechanizmy kontrolujące proces. I tak, w pracach Ahląuista, Nixai Solomona[10, 11], znajdujemy próbę wytłumaczenia ustania procesu pełzania w trendzie spadku naprężenia jako rezultatu ruchu dyslokacji w przeciwną stronę, niż ruch dyslokacji w procesie pełzania pierwotnego, i ich znoszenia się, co w efekcie może spowodować ustanie, a nawet ujemne pełzanie. Z kolei w pracy Gibelinga [12] przytacza się prowadzone przez Davisa [17] badania pełzania polikrysztalów i monokryształów miedzi w warunkach dużych ujemnych gradientów naprężenia, na podstawie których stwierdzono zjawisko nawrotu jedynie w przypadku polikryształów, sugerując, iż w przypadku nawrotu zasadniczą rolę muszą odgrywać granice ziaren. Jednakże autor pracy [12] podobnie jak Ćadek [13] i Neu [14] ostatecznie tłumaczy zjawisko nawrotu jako tzw. back stress, którego źródłem może być lokalny wzrost energii odkształcenia w obszarach, gdzie dyslokacje są blokowane przez przeszkody (np. druga faza, wtrącenia, granice ziaren) lub też umocnienie pętli dyslokacyjnych, które się wyginaj ą pod wpływem naprężenia. Yawari [15] doszukuje się przyczyn „back stressu" w niejednorodności naprężeń wewnętrznych, które powstają w wyniku tworzących się podczas odciążania nisko-energetycznych dyslokacyjnych substruktur. Gibeling [12] w swojej pracy twierdzi, iż back stress ujawnia się po odciążeniu w wyniku przegrupowania dyslokacji z wnętrza ziarna do ich granic, czyli z obszarów mniej umocnionych do obszarów bardziej umocnionych. Analizując krzywą pełzania w warunkach dużego ujemnego gradientu naprężenia, a szczególnie jej część przedstawiającą zjawisko nawrotu, można wyróżnić wg autora [12] kilka charakterystycznych etapów nawrotu (rys.4), a mianowicie: A — Przejściowe (chwilowe) skracanie materiału bezpośrednio po odciążeniu, B — Zależne od czasu płynięcie do tyłu (backflow), C — Czasowe ustanie pełzania (zero creep), D — Pełzanie do przodu, E— Nowy stan ustalony. W zależności od wielkości spadku naprężenia niektóre obszary mogą zdominować pozostałe. I tak w przypadku małych gradientów obciążenia, według Gibelinga obszary B oraz C nie występują. O ile procesy pełzania w warunkach zmiennych parametrów

Tablica l Parametry procesu pełzania dla różnych wartości spadku naprężenia Table l Research procedures parameters of stress variation influence on creep process

T °C

MPa

i h

a2 MPa

IAO/O, %

20 20 20 20

136 136 136 68

1 1 1 1

130 102 68 34

4,5 25 50 50

CT

1

Rys. 4. Krzywa pełzania w warunkach odciążenia [14] Fig. 4. Creep characteristic in unloading trends [14]

T

Tablica 2 Parametry procesu pełzania dla różnych prędkości spadku naprężenia Table 2 Research procedurę parameters of an influence of stress decrease yelocity

^^^*WHSUliiAAMi^i^» " JUPWIllHPIIPm

T °C

°i MPa

20 20 20

136 136 136

Rys. 5. Zjawisko nawrotu w aluminium po wymuszeniu ujemnego gradientu naprężenia w trakcie procesu relaksacji naprężeń Fig. 5. Stress change of aluminium with time in stress relaxation tests

Cel pracy. Program badań Celem pracy jest próba odpowiedzi na pytanie, jakie warunki są niezbędne do ujawnienia zjawiska nawrotu w drutach ze stopu AlMgSi i czy jest ono sterowalne? Aby odpowiedzieć na tak postawione pytanie należy przede wszystkim określić wpływ czynników wywołujących zjawisko nawrotu. Stąd też w pracy przeprowadzono badania uwzględniające wpływ wielkości i prędkości spadku obciążenia oraz historii reologicznej materiału na charakterystyki pełzania i relaksacji naprężeń. Badania polegały na przeprowadzeniu testów pełzania i relaksacji naprężeń drutów o średnicy 2,9 mm z utwardzalnego wydzieleniowo stopu AlMgSi serii 6xxx, którego własności reologiczne opisuje funkcja w postaci

MPa

0,

Acr MPa/h

1 1 1

102 102 102

skokowa 680 17

Tablica 3 Parametry procesu relaksacji naprężeń dla różnych wartości spadku naprężenia

Time, min

stanowią wdzięczny i chętnie podejmowany przez naukowców temat, to problem relaksacji naprężeń szczególnie w warunkach ujemnych gradientów naprężenia jest w znacznie mniejszym stopniu rozpoznany. I tak np. w pracy [16] przedstawiono wyniki badań procesu relaksacji naprężeń w próbkach aluminiowych, które zostały całkowicie odciążone po pewnym czasie trwania procesu relaksacji. Pomimo spadku naprężenia z poziomu 35 MPa do wartości O, rejestrowane naprężenie stopniowo wzrastało aż do wartości 12 MPa. Powyższą sytuację przedstawia rysunek 5. Podobnie jak w przypadku pełzania, zjawisko nawrotu autor pracy [16] tłumaczy jako wynik przegrupowywania się układów dyslokacyjnych z wnętrza ziaren do ich granic.

i h

T

Table 3 Research procedures parameters of stress variation influence on stress relaxation

T °C

CT i MPa

20 20 20

136 136 136

i h

MPa

2

lAo/cjJ %

1 1 1

120 102 36

UJ 25 73,5

T

CT

e„ = 0,00000717 o1'85 e°'02T T0'20' Wybór materiału do badań wynika z faktu strategicznego znaczenia przewodowych stopów AlMgSi w budowie bezrdzeniowych przewodów przeznaczonych do napowietrznych linii elektroenergetycznych wysokich napięć. Testy pełzania i relaksacji naprężeń wykonano zgodnie z programem zamieszczonym w tablicach 1-K3. Wyniki badań i ich analiza Wyniki badań Teologicznego zachowania się drutów przedstawiono na rysunkach 6+9. Przedstawione na rysunku 6 charakterystyki wskazuj ą jednoznacznie naistnienie trzech odmiennych reakcji materiału na odciążenie. Pierwsza charakteryzuje się wyłącznie chwilowym zmniejszeniem prędkości pełzania, druga — czasowym ustaniem procesu i trzecia, typowa dla dużych spadków naprężenia charakteryzująca się dalszym spadkiem odkształcenia pomimo stabilizacji naprężenia na

625

dolnym poziomie. Szczegółowa analiza krzywej nawrotu po pełzaniu wykazuje, iż w przypadku dużych spadków naprężenia zauważamy, zgodnie z wykresami przedstawionymi na rysunkach 9 i 10, że charakterystyka e^(i) posiada dużą depresję i z czasem osiąga plateau na dolnym poziomie. Natomiast mniejszy spadek naprężenia np. o 34

Rys. 9. Nawrót po pełzaniu dla dużego gradientu naprężenia Fig. 9. Regress state after creep (large gradient stress)

O PEŁZANIE WTORNE-13SUPaf1h- )2fl Ufa O

PEŁZANIEWTÓRNE-IMUparth-IOlUPa

~*-PEŁZANIE WTÓRNE-13* UPa/1 h- 68 UPa

10

12

14

16

1D

20

22

24

26

28

CZAS, h

Rys. 6. Charakterystyki pełzania drutów w warunkach ujemnego gradientu naprężenia dla różnych wielkości Aa po l h trwania procesu pierwotnego Fig. 6. Creep characteristics of wires with various stress decrease Aa aftcr l h primary creep

Rys. 10 Nawrót po pełzaniu dla małego gradientu naprężenia Fig. 10 Regress state after creep (smali gradient stress) PRĘDKOŚĆ SPADKU - łfi MPa/h -O- PRĘDKOŚĆ SPADKU - 680 MPa/h -*- ODKSZTAŁCENIE

0,00

4

PEŁZANIA-PRĘDKOŚĆ SKOKOWA

5

6

CZAS, h

Rys. 7. Charakterystyki pełzania drutów dla różnych prędkości spadku naprężenia, przy czym wielkość Aa wynosiła 34 MPa Fig. 7. Creep relationship during unloading at various yelocities (Aa = 34 MPa)

120 •

Eggi : -,

1

"

"*

S

*

^

i 40 •o SPADEK NAPRĘŻENIA*16 MPa

SPADEK NAPRĘŻENIA=34MPa

\-

-ff SPADEK NAPRĘŻENIA =100MPa \ 0

CZAS, h

Rys. 8. Charakterystyki relaksacji naprężeń dla różnych wielkości wymuszonych spadków naprężenia po l h trwania procesu pierwotnego Fig. 8. Results of stress relaxation of AlMgSi wires in various stress negative gradients

626

MPa (rys. 9) powoduje, iż nawrót jest mniejszy i odkształcenie po osiągnięciu dolnego poziomu od razu wzrasta asymptotycznie zmierzając do charakterystyki właściwej dla dolnego poziomu obciążenia. Nie występują obszary Gibelinga typowe dla nawrotu wywołanego dużym ujemnym gradientem naprężenia. Wyniki pełzania w warunkach skokowego spadku naprężenia z poziomu 136 MPa/1 h do poziomu 102 MPa, zgodnie z wykresem zamieszczonym nary sunku 6, pozwalają wyznaczyć długość trwania nieaktywności Teologicznej, który w tym przypadku wynosi ok. 12 h. Jeśli natomiast ten sam spadek naprężenia realizowany jest z mniejszą prędkością odciążania np. 68 MPa/h, co przedstawiono na rysunkach 11 i 12, zauważamy wyłącznie przejście materiału w stan czasu martwego bez efektu nawrotu po pełzaniu. Co więcej, długość trwania tej fazy jest znacznie krótsza, niż w przypadku prędkości skokowej i wynosi ok. 5 h. Analiza wyniku w układzie logarytmicznym (rys. 12) oraz współczynników krzywej pełzania świadczy o istotnym wpływie mniejszych prędkości odciążania na charakter pełzania. Współczynniki charakterystyki pełzania dla tego przypadku są prawie identyczne ze współczynnikami typowymi dla pełzania w warunkach stałego naprężenia, ale dla dolnego poziomu naprężenia, a więc — 102 MPa. Wyniki badań relaksacji naprężeń wskazują na podobny wpływ wielkości ujemnego gradientu naprężenia na dalszy przebieg procesu relaksacji. Przy czym w tym przypadku efekt nawrotu odbywa się nasposób wzrostunaprężeniapomimo stabilizacji wartości odkształcenia na dolnym poziomie. Analizując wyliczone wartości stopnia relaksacji, a więc stopień zmiany naprężenia w trakcie procesu relaksacji, zgodnie z wykresem na rysunku 13, zauważamy podobny efekt jak przy pełzaniu. Powyższe wyniki potwierdzają przypuszczenia o kompatybilności procesów relaksacji naprężeń i pełzania.

Podsumowanie

Rys. 11. Charaktery styka odkształcenia całkowitego, odkształcenia sprężystego i odkształcenia pełzania pierwotnego w warunkach 136 MPa/1 h, odciążenie z prędkością 68 MPa/h do poziomu naprężenia 102 MPa, pomiar tensometryczny Fig. 11. Total deformation, elastic deformation and creep in trend of decrease stress 136MPa/l h — 102 MPa, velocity of unloading — 68MPa/h

Zaprezentowane w niniejszej pracy zachowanie reologiczne materiału w warunkach ujemnego gradientu naprężenia posiada istotne, o czym była wcześniej mowa, znaczenie z punktu widzenia analizy pracy przewodów napowietrznych linii elektroenergetycznych. Biorąc pod uwagę fakt, iż nieakty wność Teologiczna, która w zależności od charakteru zmiany obciążenia, może się ujawniać bądź na sposób czasowego ustania odkształcenia pełzania (ustania spadku obciążenia podczas relaksacji) bądź jako nawrót po pełzaniu (nawrót po relaksacji naprężenia), można się spodziewać występowania każdego z wymienionych efektów w różnych warunkach pracy przewodu. Czas martwy może być efektem takiej naturalnej konfiguracji zmian naprężenia w przewodzie, wynikających z dobowych cykli zmian temperatury, która powoduje czasowe ustanie procesu pełzania bądź relaksacji naprężeń. Z kolei nawrót po pełzaniu, będący

^E^z

» FUNKCJA PEŁZANIA • UFP A FUNKCJA PIERWOTNA PEŁZANIA m EKSPERYMENT

STOSUNEK (CT,'
Rys. 14. Zależność długości czasu martwego w funkcji wielkości spadku naprężenia Fig. 14. Dcad time value as a function of stress change degree

Rys. 12 Charakterystyka odkształcenia całkowitego, odkształcenia sprężystego i odkształcenia pełzania pierwotnego w warunkach 136MPa/l h, odciążenie z prędkością 68 MPa/h do poziomu naprężenia 102 MPa w układzie logarytmicznym, pomiar tensometryczny Fig. 12. Wire creep characteristic in trend of decrease stress 136MPa/lh— 102 MPa, velocity of unloading — 68MPa/h, logarithmic system

^^^7S^l A NAPRĘŻENIE • ZWMPi » NAPRĘŻENIE- 13SMPI . NAPRĘŻENIE • 102 MP « NAPRĘŻENIE - 85 MPa

100

1000 CZAS, h

Rys. 15. Przykład wyznaczenia długości czasów martwych w oparciu o uogólnioną funkcje pełzania Fig. 15. The calculation of the length of adead time SPADEK NAPRĘŻENIA • 10MPa J

-Q- SPADEK NAPRĘŻENIA -32 MPa -«- SPADEK NAPRĘŻENIA .68 MPa

\

-*- SPADEK NAPRĘŻENIA • 100 MPa

Tablica 4 Parametry geometryczne i fizykomechaniczne przewodu Table 4 Geometrical and physical-mechanical parameters of the conductor

Rys. 13. Charakterystyki stopnia relaksacji drutów w warunkach ujemnego gradientu naprężenia dla różnych wielkości ACT Fig. 13. Relationship of coefficient of stress relaxation in trend of yarious decrease stress ACT

Moduł sprężystości przewodu, MPa Wsp. rozszerzalności cieplnej przewodu, 1/°C Obliczeniowa siła zrywania przewodu, kN Siła zrywania przewodu, kN Ilość drutów Średnica przewodu, mm Rezystancja przewodu, S2/km

60000 0.000023 139,8 132,8 61 26,1 0,0802

627

Tablica 5 Dane do symulacji stanu mechanicznego przewodu Table 5 Data for simulation of the mechanical state of the conductor 1 85

Charakterystyka pełzania przewodu

0217

0 209

2

02lr

ep = 0,00001 15 a'- y-

Ep = 0,00001 19 a -
M AT =60 In W

400

400

Temperatura montażu, °C

6 — temp. otoczenia + 40 obciążalność prądowa

6 — temp. otoczenia + 40 obciążalność prądowa

Czas trwania symulacji, h

87600

87600

730

730

Naprężeniowo-temperaturowy ekwiwalent reologiczny przewodu Rozpiętość przęsła a, m

Krok czasowy, h

: ROZKŁAD ZMIAN NAPRĘŻENIA ^PRZEWODZIE - PROCES PEŁZANIA PROCES PEŁZANIA W WARUNKACH STAŁEGO NAPRĘŻENIA 8760

0.20

ROZKŁAD ZMIAN NAPRĘŻENIA W PRZEWODZIE PROCES PEŁZANIA PROCES PEŁZANIA W WARUNKACH STAŁEGO NAPRĘŻENIA

0,10 0.00 O

17520 26260 35040 43800 52560 61320 70080 78840 87600

8760

17520 26280 35040 43800 52560 61320 70060 78840 87600 CZAS. h

CZAS, h

Rys. 16. Symulacja pełzania przewodu w warunkach stałego (68 MPa/40 °C) oraz zmiennego naprężenia, dla wartości ekwiwalentu — n/cp = 88 i rozpiętości przęsła — 400 m. Czas trwania symulacji — 10 lat (87 600 h) Fig. 16. Simulation of creep deformation in a conductor over a period of 10 years, span a = 400 m, n/

628

a2M

T

Rys. 17. Symulacja pełzania przewodu w warunkach stałego (68 MPa/40 °C) oraz zmiennego naprężenia, dla wartości ekwiwalentu — n/cp = 60 i rozpiętości przęsła — 400 m. Czas trwania symulacji — 10 lat (87 600 h) Fig. 17. Simulation of creep deformation in a conductor over a period of 10 years, span a - 400 m, n/ę = 60 K 0 ile przewód o ekwiwalencie — = 88 K rozpięty w przęśle o rozpiętości 400 m w stałych warunkach naprężenia 85 MPa i temperatury T = 40 °C osiąga po 10 latach wartość odkształcenia pełzania EP = 0,758 %o, to w przypadku cyklicznie zmiennego naprężenia 87600/1

1 temperatury wartość e p /

S7600»

wynosi 0,562 %o, co przedstawiono na '

rysunku 16. Podobną sytuację obserwujemy w przypadku materiału o niższym ekwiwalencie Teologicznym — = 60 K (rys. 17)e„ (p

^87600*

dla stałych warunków naprężenia! temperatury wynosi 0,608 %o, a w przypadku cyklicznie zmiennych parametrów a, T otrzymujemy wartość Bp = 0,53 %c, przy czym zauważamy, iż różnica 87600i

pomiędzy wartościami odkształcenia pełzania 10-letniego jest znacznie mniejsza niż w przypadku ekwiwalentu — = 88 K. Wyniki symulacji pozwalają stwierdzić, iż rzeczywisty czas trwania pełzania jest krótszy niż całkowity czas eksploatacji przewodu. I tak w przypadku przewodu o ekwiwalencie — = 88 K, rozpiętym w przęśle 400 m, sumaryczny czas pełzania wynosi 50 370 h, tj. 57 % 10-letniego okresu pracy przewodu, natomiast w przypadku przewodu o ekwiwalencie — = 88 K otrzymuje się dłuższe czasy

rzeczywistego pełzania— 51 830 h, tj. 59 % 10-letniego okresu pracy. Na podstawie przedstawionej symulacji zmian naprężeń w przewodach ze stopu AlMgSi w napowietrznych liniach elektroenergetycznych można przyjąć, że górną oceną szacowania odkształcenia pełzania są procesy odbywające się w warunkach stałych parametrów, co stanowi podstawę do budowy mechaniczno-reologicznego modelu zachowania się przewodu rozpiętego w napowietrznych liniach elektroenergetycznych. Wnioski Na podstawie przeprowadzonych badań procesu pełzania i relaksacji naprężeń drutów ze stopu AlMgSi (seria 6xxx) w warunkach ujemnych gradientów naprężenia stwierdza się że: 1. Druty ze stopu AlMgSi (seria 6xxx) wykazują w warunkach ujemnych gradientów naprężenia trzy typy zachowania Teologicznego: osłabienie, brak aktywności i nawrót. Zachowania te są cechą zarówno procesu pełzania, jak i relaksacji naprężeń. 2. O tym, który typ zachowania wystąpi, decyduje wielkość i prędkość spadku naprężenia, przy czym duże i skokowe gradienty naprężenia generują nawroty po pełzaniu z charakterystycznym plateau, zaś mniejsze gradienty wywołują zmniejszenie prędkości pełzania lub utratę aktywności Teologicznej. 3. Wszystkie efekty, będące skutkiem ujemnych gradientów naprężeń realizowanych w trakcie procesów Teologicznych istotnie wpływają na ograniczenie niekorzystnych z punktu widzenia eksploatacyjnego trwałych przyrostów długości przewodów rozpiętych w napowietrznych liniach elektroenergetycznych. 4. Na podstawie symulacji stwierdzono, iż można przyjąćjako górną ocenę zachowania Teologicznego wiszącego przewodu procesy zachodzące w warunkach stałych wartości naprężenia i temperatury, a uzyskaną w warunkach rzeczywistych rezerwę naprężeń można spożytkować m.in. na wzrost obciążalności prądowej linii. Literatura l . Charakterystyki pełzania drutów i przewodów ze stopu AlMgSi przeznaczonego na napowietrzne przewody samonośne w aspekcie parametrów technologii wytwarzania i przetwarzana walcówki na drut oraz budowy i sposobu wytwarzania żył, projekt badawczy nr 7T08B 008 15, Wydział Metali Nieżelaznych AGH, lipiec 2001.

BARTOSZ WIŚNIEWSKI STEFAN SZCZEPANIK

2. SmyrakB., Knych T., MamalaA.: Wybrane zagadnienie Teologicznego zachowania się drutów ze stopu AlMgSi w warunkach zmiennego naprężenia i temperatury. Rudy Metale 2005, r. 50, nr 4, s. 183+192. li.SmyrakB., KnycliT., MamalaA.: Badania wpływu nieaktywnych faz procesu pełzania drutów ze stopu AlMgSi na stan mechaniczny przewodów w napowietrznych liniach wysokich napięć. III Sympozjum Mechaniki Zniszczenia Materiałów i Konstrukcji Augustów 2005, s. 389+393. 4. Smyrak B., Knych T., MamalaA.: Wpływ historii obciążenia na relaksację naprężeń drutów ze stopu AlMgSi. Rudy Metale 2005, r. 50, nr 7, s. 395+401. 5. Lubahn J. D., FelgerR. P.: Plasticity and creep of metals. John Wiley and Sons, new York-London 1961. 6. Malinin N. N., Rżysko J.: Mechanika materiałów. PWN, Warszawa 1981. 7. Trąmpczyński W.: Badanie wpływu historii obciążenia na pełzanie metali w złożonym stanie naprężenia, IPPT PAN, 1985. 8. Czech M., Anisimowicz M.: Analiza doświadczalna i teoretyczna pełzania wstecznego. I Sympozjum — Zagadnienia Pełzania Materiałów Białystok 1983, s. 53+60. 9. Osipiitk W.: Efekty deformacyjne po obniżeniu naprężenia podczas pełzania stopu PA4. Pr. Nauk. Instytutu Inżynierii Lądowej Politechniki Wrocławskiej nr 38, seria Konferencje nr 14, 1987, s. 79+83. 10. Ahlquiat C. N., Nix W. D.: The measurement of interna! stresses during creep of Al and AlMg alloys. Acta Metallurgica, 1971, nr 19. 11. Salomon A. A. Nix W. D.: Interpretation of high temperaturę plastic deformation in terms of measured effecn've stresses. Acta Metallurgica 1970, nr 18. 12. Gibeling J. C., Nix W. D.: Obseryations of anelastic backflow following stress reductions during creep of pure metals. Acta Metalurgica, 1981, vol. 29. 13. ĆadekJ.: Creep in metallic materials. Academia Prague 1988. 14. Neu R. W.. Scott D. T., Woodmansee M. W.: Measurement and modelling of back stress at intermediate to high homologous temperatures. International Journal of Plasticity 2000, nr 16. 15. Yawari P., Mohamed F. A. Langdon, T. G.: Creep and substructure formation in Al-5%Mg solid solution alloy. Acta Metalurgica 1981, nr 29. 16. Lee H., Zhang P., Bravman J. C.: Stress relaxation in free-standing aluminum beams. Thin Solid Films 2005, nr 476, s. 118+124. 17. Davics W., Nelmes G.. Williams K. R., Wihhire B.: Metal Science, 1983, nr 7, s. 87.

Praca jest realizowana w ramach projektu badawczego pt. „Analiza charakterystyk naprężeniowych napowietrznych przewodów elektroenergetycznych ze stopów AlMgSi", finansowanego ze środków Ministerstwa Nauki i Informatyzacji (nr projektu: 3T08B07828)

Rudy Metale R 50 2005 nr 10-11 UKD 669-177:539.5:669-158:621.162.5:669.112.227

WPŁYW WARUNKÓW CHŁODZENIA PO ODKSZTAŁCENIU W ZAKRESIE AUSTENITYCZNYM NISKOSTOPOWEJ STALI SPIEKANEJ O ZAWARTOŚCI 0,4 % WĘGLA NA STRUKTURĘ l WŁASNOŚCI W artykule przedstawiono wyniki badań wpfyw sposobu chłodzenia po kuciu w temperaturze 940 °C spiekanej stali na osnowie proszku Distaloy DC-1. Jako warianty chłodzenia zastosowano oziębianie w wodzie, oleju oraz chłodzenie na powietrzu lub w piasku. Określono wlasności spiekanej stali po procesie spiekania, jej własności po hartowaniu w wodzie i odpuszczaniu w temperaturze: 250, 350 i 550 °C oraz po kuciu w zadanej temperaturze i bezpośrednio chłodzeniu w wodzie, oleju, na powietrzu i w piasku. Kuta spiekana stal po hartowaniu została odpuszczana w zadanych temperaturach. W wyniku badań otrzymano materiały konstrukcyjne o dobrych własnościach w połączonych procesach kucia i obróbki cieplnej. Słowa kluczowe: spiekana stal, struktura, kucie matrycowe, prędkość chłodzenia, własności mechaniczne Mgrinż. Bartosz Wiśniewski, prof. drhab.ini Stefan Szczepamk — Akademia Górniczo-Hutnicza, Wydzia) Metalurgii i Inżynierii Materiałowej, Kraków.

629

INFLUENCE OF COOLING CONDITIONS AFTER FORMING IN AUSTENITIC RANGĘ OF LOW ALLOY PM STEEL WITH CONTENT OF 0.4 % C ON STRUCTURE AND PROPERTIES The paper presents results ofthe research on influence ofcooling ratio afterforging ofPM steel based on Distaloy DC-1 powderon thestructure and mechanical properties. The properties ofPMsteelwereexaminedaftersinteringandaftersintering and quenching in water and tempering at 250, 350, 550 °Cfor l h as well afterforging in given temperaturę and cooling in water, oil, air and in sand. Forged steel after quenching was tempered in the same temperaturę as a sinter. The constructive materials with good mechanical properties were obtained by hotforging and heat treatment from one heating before forming, Keywords: sintered steel, structure, forging, cooling ratę, mechanical properties

Wstęp Technologia kucia spiekanych materiałów porowatych znana jest od połowy lat siedemdziesiątych ubiegłego wieku i znajduje coraz szersze zastosowanie w przemyśle. Prezentowane w literaturze krajowej i zagranicznej publikacje dotyczą procesów kucia, zagęszczenia materiału, stanu odkształcenia, własności po kuciu i zastosowanej obróbki cieplnej [1-5-3, 5*8] dla dobranego składu chemicznego materiału wyjściowego w postaci mieszanki proszków. Drogą kucia spieków wykonuje się elementy konstrukcyjne układów mechanicznych, np. korbowody, koła zębate, itp. Dla tych wyrobów wymagane są duże gęstości oraz odpowiednie własności wytrzymałościowe i użytkowe, niemożliwe do uzyskania tradycyjnymi metodami metalurgii proszków, tj. przez prasowanie i spiekanie [4]. Odkształcanie na gorąco realizowane na drodze kucia w matrycach zamkniętych daje możliwość uzyskania bardzo dużego zagęszczenia spiekanej stali z jednoczesnym uzyskaniem drobnoziarnistej struktury materiału [8]. Zastosowanie obróbki cieplnej bezpośrednio po odkształceniu może umożliwić otrzymanie w sposób kontrolowany założonej struktury materiału, a przez to wymaganych własności mechanicznych wyrobu [9]. Cel i zakres badań Celem badań była analiza wpływu warunków chłodzenia spiekanych stali bezpośrednio po ich odkształceniu w zakresie austenitycznym w procesie kucia matrycowego. Jako warianty chłodzenia przyjęto hartowanie, chłodzenie na powietrzu i w piasku. Obróbka cieplna materiału bezpośrednio po odkształceniu eliminuje dodatkowe nagrzewania i daje duże oszczędności energetyczne w procesie wytwarzania [2, 3]. Zakres badań obejmował:

— przygotowanie i wykonanie próbek ze spiekanej stali konstrukcyjnej na osnowie proszku stopowego Distałoy DC-1 oraz zbadanie jej własności w zależności od zastosowanej obróbki cieplnej, — opracowanie wpływu odkształcania w zakresie austenitycznym spieków i chłodzenia po ich kuciu w matrycach zamkniętych z różnymi wariantami: w wodzie, oleju, na powietrzu lub w piasku. Wymagało to określenia temperatury krytycznej dlabadanej stali spiekanej. Do badań przygotowano mieszankę na osnowie proszku Distaloy DC-1 wyprodukowanym przez firmę Hoganas, zawierającą z węgiel w postaci grafitu w ilości 0,4 % oraz 0,5 % środka poślizgowego Kenolube. Składnikami stopowymi tego proszku są molibden w ilości 1,5 % i nikiel w ilości 2 % wprowadzony dyfuzyjnie do żelaza. Tak dobrany skład chemiczny mieszanki proszku zapewnia wysoką hartowność oraz wysokie własności wytrzymałościowe otrzymanych z niej wyrobów spiekanych [6, 7]. Opis przebiegu badań Mieszankę proszku Distaloy DC-1, grafitu i środka poślizgowego przygotowano w mieszalniku dwustożkowym przez mieszanie przez 3 godz. Z otrzymanej mieszanki przygotowano wypraski w postaci płaskowników o wy mi arach 4 x 10 x 100 mm prasowane naciskiem jednostkowym 600 MPa, które były przeznaczone do badania własności materiału w stanie spiekanym. Natomiast do kucia przygotowano próbki w kształcie walca o średnicy 48 mm i wysokości ok. 12 mm, które prasowano z naciskiem jednostkowym 450 MPa. Tak uzyskane wypraski poddano spiekaniu w warunkach przemysłowych w Zakładzie POLMO Łomianki S.A. Spiekanie przeprowadzono w temperaturze 1120 °C w czasie 40 min w atmosferze ochronnej endogaz.

\ \ \ \

1 n -

\ olej % v* ••*», wod«

•"•"•-n. 10

^_^__^ *—^

-Ł*-tl

20

30

40

50

60

Czas, s

70

80

90

100

200

400

600

800 1000 1200 1400 1600 1800 Czas, s

Rys. 1. Krzywe chłodzenia spiekanych wyprasek w różnych ośrodkach: a — w wodzie (100 °C/s) i oleju (44 °C/s) oraz b — na powietrzu (1,9 °C/s) i w piasku (1,7 °C/s) Fig. 1. Cooling curves for PM sinter: a — in water (100 °C/s) and in oil (44 °C/s), b — in air (1.9 °C/s) and in sand (1.7 °C/s)

630

Na podstawie badań dylatometrycznych określono dla spiekanej stali temperaturę Ac3, która wynosi 830 °C. Do odkształcania w procesie kucia przyjęto temperaturę 940 °C. Materiał przed kuciem nagrzewano do tej temperatury w czasie 10 min i wytrzymywano w niej przez 20 min. Określono również krzywe chłodzenia wyprasek w różnych ośrodkach chłodzących, tj. podczas chłodzenia w wodzie i oleju oraz na powietrzu i w piasku (rys. 1). Takie same warunki nagrzewania zastosowano do austenityzowania spiekanej stali przed jej hartowaniem. Obróbka cieplna spieku polegała na nagrzaniu materiału spiekanego do temperatury austenityzacji, tj. 940 °C i wytrzymaniu w tej temperaturze przez 20 minut. Następnie materiał oziębiano w wodzie. Po hartowaniu przeprowadzono jego odpuszczanie w temperaturze: 250, 350 lub 550 °C w czasie l h. Kucie matrycowe realizowano na stanowisku w Pracowni Przetwórstwa Stopów i Materiałów Specjalnych na Wydziale Metalurgii i Inżynierii Materiałowej AGH, które składa się z pieca grzewczego z atmosferą ochronną (argon) i prasy śrubowej PS-100. Podczas kucia dokonuje się pomiaru siły w czasie odkształcania. Odkształcenie nagrzanych do temperatury 940 °C walcowych próbek ze spiekanych stali odbywało się w matrycy zamkniętej, podgrzewanej do temperatury ok. 300 °C. Bezpośrednio po odkuciu odkuwek ze spiekanych stali, odbywało się ich chłodzenie w czterech ośrodkach chłodzących. Kute spiekane stale oziębiane po odkształceniu w wodzie lub oleju odpuszczano w temperaturze 250, 350 i 550 °C w czasie l h. Określono następujące własności otrzymanych materiałów: gęstość, wytrzymałość na rozciąganie, wytrzymałość na zginanie oraz twardość.

dość na przekroju próbek określono metodą Brinella (kulka 2,5 mm) i wynosi 223 ± 12 HB. Zawartość niklu i molibdenu w spiekanej stali ma wpływ na uzyskaną strukturę po jej spiekaniu. Na rysunku 3a przedstawiono strukturę na zgładzie nietrawionym, która pokazuje kształt, wielkość i rozmieszczenie porów. Na rysunku 3b pokazano strukturę spiekanej stali po trawieniu nitalem oraz na rysunku 3c powierzchnię przełomu uzyskaną w próbie rozciągania. Pomimo powolnego chłodzenia w piecu po spiekaniu (0,3°/s) składnikami struktury są przede wszystkim bainit (duże jasne pola), ferryt (ciemne pola) i perlit (szare pola) oraz pory (rys. 3b). Obróbka cieplna spieków polegała na hartowaniu w wodzie po austenityzowaniu w czasie 20 min w temperaturze 940 °C. Następnie spieki poddano odpuszczaniu w temperaturze 250, 350,550 °C. Materiał po hartowaniu ma strukturę martenzytyczną. Wraz ze wzrostem temperatury odpuszczania martenzyt ulega przemianie. Elementami mikrostruktury widocznymi na rysunku 4 są odpowiednio: a — martenzyt iglasty, b, c — martenzyt odpuszczony oraz d — sorbit po odpuszczaniu w temperaturze 550 °C. W strukturze wystęStempel

Wyniki badań Wtasności i struktura spiekanej stali Gęstość spieku wynosi 6,78 ± 0,14 g/cnr, co stanowi 86 % gęstości względnej materiału litego. Wytrzymałość na rozciąganie spiekanej stali wynosi 617 + 72 MPa, a na zginanie, wyznaczona w próbie trójpunktowego zginania, wynosi 1023 ± 32 MPa. Twar-

Rys. 2. Matryce do kucia spiekanych stali Fig. 2. Die for forging PM steels

-f.

j>

, K>&

, »/ Ł

f

Rys. 3. Mikrostruktura spiekanej stali o gęstości 6,78 g/cm po spiekaniu w temperaturze 1120 °C w czasie 40 min w atmosferze endogazu: a — zglad nie trawiony, b — zglad trawiony nitalem, c — przełom

*"*'::''*'« WDIS.Ymm 15.0kV xl.5k

Fig. 3. Microstructure of PM steel with 6.78 g/cm3 density after sintering at 1120 °C during 40 min in endogas: a — not etched, b — etched with nital, c — destruction surface

631

d m

c

.dii

Rys. 4. Mikrostruktura spiekanej stali po hartowaniu w wodzie —a i dodatkowo odpuszczaniu w temperaturze: b — 250 °C, c -— 350 °C, rf — 550 °C w czasie l h. Trawione nitalem Fig. 4. Microslructure of PM steel after ąuenching in water — a and tempering at: b — 250 °C, c — 350 °C, d — 550 °C for l h. Etched with nital pują także jasne obszary bogate w nikiel, co jest spowodowane jest dyfuzyjnym sposobem wprowadzenia tego pierwiastka do proszku żelaza. Na powierzchniach zgładów widoczne są również czarne pory. Własności spiekanej stali po hartowaniu są mało stabilne. Naprężenia wewnętrzne spowodowane obecnością porów oraz strukturą martenzytyczną powodują duży rozrzut własności wytrzymałościowych tego materiału po hartowaniu. Odpuszczanie w temperaturze 250 °C powodowało zmniejszenie naprężeń wewnętrznych, przez co wystąpił wzrost wytrzymałości materiału i poprawa jej stabilności. Po wyższych temperaturach odpuszczania własności wytrzymałościowe obniżały się, bez przyrostu własności plastycznych materiału. W przeprowadzonych próbach rozciągania zarówno dla spieku, jak i dla materiału poddanego obróbce cieplnej, wydłużenie nie przekraczało l %.W tablicy l zestawiono własności wytrzymałościowe spiekanej stali i poddanej obróbce cieplnej. Własności i struktura spiekanej stali po kuciu Gęstość spiekanej stali po kuciu w temperaturze 940 °C wynosi 7,54 +0,06 g/cm , co stanowi 96 % gęstości względnej materiału litego. W wyniku kucia wyprasek ze spiekanej stali z odkształceniem e = 20 % nastąpił wzrost gęstości materiału o 10 % w stosunku do gęstości początkowej. Zmierzona siła podczas odkształcenia na gorąco wynosiła ok. 800 kN, a czas odkształcenia na prasie śrubowej PS-100 w matrycy zamkniętej materiału wynosi ok. 0,015 s. Na rysunku 5 przedstawiono strukturę widoczną na nietrawionym zgładzie kutej spiekanej stali chłodzonej na powietrzu a oraz jej przełom uzyskany w próbie rozciągania b. Widoczne jest dobre zagęszczenie tworzywa i rozmieszczone drobne pory (rys. 5
632

Tablica l Table l Rodzaj OC spieku hartowanie/odpuszczanie

°C BezOC

940

940/250 940/350 940/550

Wytrzymałość na zginanie MPa

Wytrzymałość na rozciąganie MPa

1048 ±151 11121597 1406 ±406 1299 ±249 1183+293

617+72

—

650 ±86 754 ±205 742 ±363

Twardość Brinella

HB 223 ±12 380 ±26 313 ±21 331 ±25 253 ±34

Po chłodzeniu materiału w piasku lub powietrzu bezpośrednio po kuciu w temperaturze 940 °C występują składniki struktury jak w strukturze spiekanej stali, jednak z mniejszą liczbą porów. W mikrostrukturze przeważa bainit, pozostałą część struktury tworzy ferryt, nietrawiące się jasne obszary bogate w nikiel oraz małe pory (rys. 6). Struktura po kuciu jest drobnoziarnista, a porowatość mniejsza niż w spiekanej stali, co będzie miało wpływ na własności wytrzymałościowe. W wyniku hartowania spiekanej stali bezpośrednio po jej kuciu w temperaturze 940 °C w wodzie lub oleju otrzymuje się tworzywo o strukturze martenzytycznej, podobnie jak dla stali hartowanej po spiekaniu. W strukturze materiału po odkształceniu plastycznym występuje mniejsza liczba porów. Na rysunku 7 przedstawiono przykładowe mikrostruktury spiekanej stali i po odkształceniu plastycznym, i bezpośrednio po nim oziębianiu w wodzie lub oleju i odpu-

szczaniu w temperaturze 250 °C. Wpływ odkształcenia plastycznego na gorąco na własności spićkanej stali jest znaczący. Hartowanie bezpośrednio po odkształcaniu silnie wpływa na przyrost własności wytrzymałościowych, co związane jest z obecnością struktury martenzytycznej po tym zabiegu. Dodatkowe zagęszczenie materiału na gorąco powoduje również

4* '

stabilizację własności. W tablicy 2 zestawiono własności wytrzymałościowe. Wydłużenie dla materiału kutego i chłodzonego na powietrzu lub w piasku wynosi 2,0-^2,5 %. Wydłużenie materiału hartowanego i odpuszczanego w różnych temperaturach nie przekraczało l %. Porównując własności materiałów otrzymanych przez kucie spiekanej

< , V t

Rys. 5. Struktura kutej spiekanej stali w temperaturze 940 °C i chłodzonej na powietrzu a (nie trawiona) i jej powierzchnia przełomu b Fig. 5. Structure of PM steel after forging at 940 °C and cooling in air a (not etched) and the destruction surface b

m

Rys. 6. Mikrostruktury spiekanej stali po kuciu w temperaturze 940 °C i chłodzeniu: a — na powietrzu, b — w piasku. Trawiono nitalem Fig. 6. Microstructure of PM steel after forging at 940 °C and cooling: a — in air, b — in sand. Etched with nital

«'

'

~i-#I

?«..; :^'t~

1

"

f

Rys. 7. Mikrostruktury spiekanej stali po kuciu w temperaturze 940 °C i bezpośrednio po nim oziębianiu: a — w wodzie, b — w oleju i dodatkowo odpuszczaniu w temperaturze 250 °C w czasie l h. Trawiono nitalem Fig. 7. Microstructure of PM steel after forging at 940 °C and cooling: a — in watcr, b — in oil and additional tempering at 250 °C for l h. Etched with nital

633

Tablica 2 Table 2 Ośrodek chłodzący po kuciu/odpuszczanie

°C Powietrze Piasek Woda Woda/250 Woda/350 Woda/550 Olej Olej/250

Wytrzymałość na zginanie MPa

Wytrzymałość na rozciąganie MPa

1542190 1795 ±126 1872 ±156 2221 ±254 1679 ±128 1791 ±296 2152+245 2348 ±34

983 ±63 968 ±90 1352 +269 1390 ±50 1157 ±180 1091 ±213 979 ±104 1086 ±151

Twardość

HB 303 ±33 269 ±17 512 ±19 454 ±45 383 ±21 382 ±42 495 ±30 499 ±42

stali i poddanych bezpośredniej obróbce cieplnej, z własnościami spiekanej stali poddanej hartowaniu i odpuszczaniu przy tych samych parametrach, zauważyć można wzrost wytrzymałości na zginanie o 50+70 %, wytrzymałości na rozciąganie o 50+100 % i twardości o 20+35 %. Wytrzymałość na rozciąganie kutych stali po odpuszczaniu w temperaturze 250 °C wynosi 1400 MPa, a twardość ponad 450 HB. Są to bardzo dobre wyniki wytrzymałościowe, jakich oczekuje się od stali konstrukcyjnych [l, 2]. Najlepsze własności otrzymano dla materiału hartowanego bezpośrednio po kuciu, zarówno w wodzie lub w oleju i poddanego odpuszczaniu w temperaturze 250 °C. Występuje różnica pomiędzy własnościami materiału po hartowaniu w wodzie i w oleju. Wytrzymałość na zginanie oraz twardość tak otrzymanych materiałów jest zbliżona, a wytrzymałość na rozciąganie materiału oziębianego w oleju jest o 300 MPa niższa od oziębianego w wodzie, pomimo braku różnic w mikrostrukturze obserwowanej na mikroskopie świetlnym, która w obu przypadkach jest martenzytyczna. Wnioski Przeprowadzone badania wykazują, że spiekaną stal z proszku

Distaloy DC-1 można kształtować plastycznie na gorąco.W wyniku kucia uzyskano tworzywa o zagęszczeniu wynoszącym 96 % gęstości teoretycznej materiału litego. Powoduje to, że własności wytrzymałościowe tych materiałów są 1,5 do 2 razy wyższe od własności materiału spiekanego po tych samych zabiegach obróbki cieplnej. W wyniku hartowania badanej stali otrzymano struktury martenzytyczne. Najlepsze własności wytrzymałościowe ma tworzywo uzyskane przez kucie spiekanej stali, bezpośrednio po jej odkształceniu, hartowaniu i po odpuszczaniu w temperaturze 250 °C przez l godz. Wraz ze wzrostem temperatury odpuszczania obniżają się własności wytrzymałościowe, a cechy plastyczne materiału nie wzrastają. Badania te potwierdzają możliwość uzyskania tworzy w konstrukcyjnych w skróconym procesie, łączącym odkształcanie na gorąco z bezpośrednio po nim hartowaniu, z pominięciem dodatkowej pełnej obróbki cieplnej. Literatura 1. Hendrickson A., Machmeier P., Smith D.: Impact forging of sintered steel preforms. Powder Metallurgy. 2000, t. 43, nr 4, s. 327+344. 2. Krebsoge advances powder forging — Metal Powder Report. January 1995 nr l, s. 34+39. 3. Ratzi R., Orth P.: Sinterhardening reduces costs for manuał transmission synchronizer parts — Metal Powder Report. July/August 2000, nr 7/8, s. 20+25. 4. Capus J.: PM advances in automotive application — Metal Powder Report. May 2001, nr 5, s. 20+24. 5. Szrzepanik S., Wiśniewski B., Wójtowicz T.: Struktura i wybrane własności spiekanej stali niskostopowej o zawartości 0,25 % C poddanej obróbce cieplno-plastycznej. Rudy Metale 2004, t. 49, nr 9, s. 462+467. 6. You.seffi M., Wright C., Jeyacheya F.: Effect of carbon content, sintering temperaturę, density, and cooling ratę upon properties of prealloyed Fe-1.5 Mo powder. Powder Metallurgy 2000, t. 43, nr 3, s. 270+274. 7. Stephenson T. F., Singli T., Campbell: Finer powder additions can mąkę harder, tougher steels. Metal Powder Report 2004, nr 3, s. 26+30. 8. SzczepanikS.: Teoretyczne i technologiczne aspekty kucia spiekanych stali. ZN AGH nr 137, Kraków 1991. 9. Szczepanik S.: Selected Problems of Die-Forging of PM Steel Products. Steel Research International 2005, t. 76, nr 2/3, s. 219+225. Praca naukowa finansowana przez KBN ze środków na nauką w latach 2005/2006 jako projekt badawczy nr 3 T08D 025 29.

Redakcja 634

HM m TWORSTW '"'*!»'"

UMINWM ALUMINIUM PROCESSING

Redaktor o d p o w i e d z i a l n y : dr hab. inż. WOJCIECH LIBURA, prof. n z w . Rudy Metale R 50 2005 nr 10-11 UKD 669.715'721'782:669.017.3: :669-l 26:669-158:621.777:621.746.4

ANTONI WOZNICKI JAN RICHERT

WPŁYW NOWYCH WARUNKÓW HOMOGENIZACJI NA PODATNOŚĆ WLEWKÓW AlMgSi DO WYCISKANIA W STANIE T5 Przedstawiono wyniki przemysłowych prób wyciskania wlewków ze stopów AlMgSi (6060 i 6063). Próby przeprowadzono na wlewkach, które chłodzono po homogenizacji na nowym zmodernizowanym stanowisku. Stwierdzono, że rozdrobnienie cząstek fazy Mg2Si w nowych wlewkach jest znacznie intensywniejsze niż we wlewkach otrzymywanych przed modernizacją stanowiska chłodzenia. Osiągnięto wie_kszą podatność do wyciskania i wyższe własności wytrzymałościowe wyciskanych wyrobów. Słowa kluczowe: stopy AlMgSi, homogenizacja wlewków, podatność do wyciskania

AŃ EFFECT OF NEW CONDITIONS OF HOMOGENIZATION ON EXTRUDABILITY OF THE AlMgSi BILLETS IN T5 TEMPER The results ofindustrial testsfor extrusion billets from the AlMgSi (6060 i 6063) alloys werepresented. Tests were conducted on billets, which was cooled after homogenizing treatment on new modernized station. It wasfound, that the fragmentation of the Mg2Siphaseparticles in new billets is considerably intense than in billets received before modernization ofcooling station. The larger extrudability and the higher strength properties ofextrusions were achieved. Keywords: AlMgSi alloys, billets homogenization, extrudability Wprowadzenie

zwłaszcza z uwzględnieniem nowych wyników badań. Problem doboru najkorzystniejszych warunków wyciskania Profile wyciskane ze stopów AlMgSi znajdują szerokie zastosowlewków ze stopów serii 6xxx z przesycaniem na wybiegu prasy, wanie w wielu gałęziach przemysłu, między innymi w budownicjest bardzo istotny z punktu widzenia wydajności produkcji i jakości twie, motoryzacji i lotnictwie. Stanowią one główną część produkcji wytwarzanych kształtowników. Zagadnienie to jest przedmiotem zakładów oferujących wyroby wyciskane z aluminium i jego stopów. ścisłej współpracy między Grupą KĘTY S.A. i Wydziałem Metali Rosnąca konkurencja na rynku oraz coraz wyższe wymagania staNieżelaznych AGH. Badania przemysłowych warunków wyciskania wiane przez odbiorców sprawiają, że producenci nieustająco doskostopów AlMgSi, przeprowadzone kilka lat wcześniej, wykazały, nalą technologie produkcji, niejednokrotnie współpracując z ośrodże uzyskane wyniki nie są korzystne [ l ]. Zauważono, że chcąc osiągkami naukowo-badawczymi. W celu zapewnienia skutecznej konnąć poprawę warunków wyciskania stopów AlMgSi z przesycaniem kurencji rynkowej, wyroby wyciskane powinny charakteryzować się na wybiegu prasy, należy przede wszystkim polepszyć strukturę wysokimi własnościami wytrzymałościowymi, bardzo dobrą jakowlewków przeznaczonych do wyciskania w stanie T5, zwłaszcza ścią powierzchni oraz wąskimi tolerancjami wymiarowymi. Nie- przez zwiększenie szybkości chłodzenia po homogenizacji. zbędne jest także zapewnienie wysokiej wydajności procesów proPrawidłowa mikrostruktura wlewków, otrzymana po homogenizadukcyjnych, co pozwala na obniżenie cen wyrobów. Spełnienie tych cji z zastosowaniem odpowiedniej szybkości chłodzenia, powinna warunków jest możliwe jedynie wówczas, gdy cały proces technolocharakteryzować się dużą liczbą drobnych cząstek fazy Mg2Si. Jedynie giczny zostanie odpowiednio udoskonalony i unowocześniony, drobne cząstki fazy Mg2Si zdążą się rozpuścić w całości na bardzo Dr inż. Antoni Wożnicki, dr hab. inż. Jan Richert, prof. nzw. — Akademia Górniczo-Hutnicza w Krakowie

635

,Mg2Si /

O-—-

T 0 (415»C)

modernizacji, a także uzyskanych krzywych chłodzenia. Głównym celem badań, przedstawionych w niniejszej pracy jest wykazanie wpływu dokonanej modernizacji na poprawę warunków technologicznych wyciskania stopów AlMgSi z przesycaniem na wybiegu prasy, czyli w stanie T5. Wyniki badań

Rys. 1. Schemat warunków temperaturowych rozpuszczania cząstek fazy Mg2Si w kotlinie odkształcenia podczas wyciskania stopów AlMgSi (6063) z przesycaniem na wybiegu prasy; T0 — temperatura nagrzewania wlewków, T5 — temperatura solvusu, Te, ve — temperatura i prędkość wypływu stopu z matrycy Fig. 1. Temperaturę conditions of Mg2Si particles dissolution in deformation żonę during extrusion of AlMgSi alloys (6063) with solution heat treatment at the press output TQ — billet preheating temperaturę, 7^. — solvus temperaturę, Te — exit temperaturę, ve — exit speed krótkiej drodze ich przemieszczania w obszarze kotliny odkształcenia. Za matrycą stop ulega już bardzo intensywnemu chłodzeniu. Tylko całkowite rozpuszczenie cząstek fazy Mg7Si gwarantuje, że intensywne chłodzenie na wybiegu prasy pozwoli przekształcić stop opuszczający matrycę w pełni przesycony roztwór stały (rys. 1). Są to optymalne warunki wyciskania stopów AlMgSi w stanie T5, które w dodatku pozwalają uzyskać znaczny wzrost prędkości wypływu wyrobu z matrycy, co wynika ze zmiany mechanizmu lokalnego nadtapiania powierzchni, mianowicie z niekorzystnego, eutektycznego na korzystny, solidusowy. Wysokie własności wytrzymałościowe wyrobów wyciskanych można osiągnąć tylko dzięki pełnemu przesyceniu stopu na wybiegu prasy [2^4], Jak zaznaczono wyżej, wlewki o pożądanej strukturze otrzymuje się dzięki zastosowaniu odpowiedniej szybkości ich chłodzenia z temperatury homogenizacji. Realizacja tego celu w warunkach przemysłowych nie jest łatwa, gdyż wiąże się ze znacznymi nakładami finansowymi na zakup lub modernizację stanowiska chłodzenia wlewków po homogenizacji. Duże cząstki fazy Mg2Si, widoczne w mikrostrukturze wlewków, świadczą o zbyt niskiej szybkości ich chłodzenia po homogenizacji. W takich przypadkach modernizacja stanowiska jest niezbędna. Należy jednak zaznaczyć, że zbyt duża szybkość chłodzenia jest także niekorzystna. Na przykład, gwałtowne chłodzenie wodą prowadzi do znacznego przesycenia stopu i utworzenia niestabilnej mikrostruktury, o dużej skłonności do rozpadu podczas późniejszego nagrzewania wlewków do wyciskania, co przyczynia się do obniżenia własności wytrzymałościowych wyrobów wyciskanych z przesycaniem na wybiegu prasy [4, 5], Zatem, określenie właściwej szybkości chłodzenia wlewków z temperatury homogenizacji, ma decydujące znaczenie w uzyskaniu wysokiej wydajności procesu wyciskania i jakości otrzymywanych wyrobów. W tym celu wykonano obszerne badania przemysłowe i laboratoryjne. Na podstawie tych badań stwierdzono, że optymalna szybkość chłodzenia wlewków ze stopów AlMgSi z temperatury homogenizacji wynosi ok. 560 °C/h [4, 6]. Na ich podstawie przeprowadzono znaczną modernizację konstrukcyjną stanowiska chłodzenia wlewków opuszczających piec firmy HPI, w którym prowadzona jest ciągła homogenizacja wlewków w Segmencie Wyrobów Wyciskanych Grupy KĘTY S.A. Poniżej przedstawiono wyniki przemysłowych prób wyciskania, przeprowadzonych na nowych wlewkach, które otrzymano dzięki oryginalnej modernizacji stanowiska chłodzenia wlewków. Ze względu na przygotowywane zgłoszenie patentowe nie ujawniono sposobu

636

Przemysłowe próby wyciskania wykonano w Zakładzie Stopów Miękkich Segmentu Wyrobów Wyciskanych Grupy KĘTY S.A. Do badań przyjęto stopy AlMgSi w gatunkach 6060 i 6063. W tablicy l podano składy chemiczne wytopów, a także zawartości faz Mg2Si i nadmiarowego krzemu, które obliczono według metodyki przedstawionej w pracy [7]. Pochodzące z odlewu półciagłego wlewki o średnicy 178 mm, homogenizowano w temperaturze 580 °C przez 3 godziny, a następnie chłodzono na nowym, oryginalnie zmodernizowanym stanowisku, zapewniającym do temperatury 250 °C znacznie intensywniejszy nadmuch powietrza, w stosunku do stanowiska poprzedniego. Po homogenizacji z wlewków pobrano próbki do badań mikrostruktury. Przed wyciskaniem wlewki nagrzewano do stosunkowo niskich temperatur, mieszczących się w zakresie 390-5-440 °C. Do tego celu stosowano nowoczesną nagrzewnicę gazową. Wszystkie procesy wyciskania prowadzono izotermicznie, zapewniając prawie na całej długości prasówki jednakową temperaturę wypływu, wynoszącą 550 °C. W celu zapewnienia izotermicznych warunków procesu, czoło wszystkich wlewków dogrzewano do temperatury wyższej o 35 °C. Poza tym, prędkości stempla prasy, a tym samym prędkości wypływu z matrycy osiągane w poszczególnych procesach, dobierane były automatycznie za pomocą sprzężenia układu sterowania prasą z pirometrem mierzącym temperaturę wypływu z matrycy. Dzięki temu na początku etapu wyciskania dochodziło do samoczynnego wzrostu prędkości wypływu, aż do uzyskania temperatury wypływu wynoszącej 550 °C. W dalszym etapie procesu prędkość wyciskania ulegała stabilizacji, a zachodząca samoczynnie zmiana tej prędkości wynikała z warunków utrzymywania stałej, założonej temperatury wypływu. Dzięki temu, że prędkość wypływu metalu z matrycy była wartością wynikową każdej próby wyciskania, a nie manualnie dobieraną, uzyskano wysoką dokładność porównawczą badanych procesów, pozwalającą na dokładną ocenę podatności wlewków do wyciskania. Podczas prób wyciskano trzy rodzaje kształtowników, mianowicie kątowniki na dwuotworowych matrycach zwykłych oraz dwa profile puste na matrycach mostkowych. Po dokładnym oznaczeniu, wyciśnięte kształtowniki poddano starzeniu w warunkach przemysłowych. Następnie ze środkowej i końcowej części wystarzonych kształtowników pobrano próbki do badań mikrostruktury i własności mechanicznych. Do badań mikrostruktury próbek, pobranych z wlewków po homogenizacji, wykorzystano skaningowy mikroskop elektronowy. Dzięki możliwości analizy widma promieniowania wybranych obiektów struktury, dokonano identyfikacji obserwowanych faz. Ustalono, że ciemny odcień mają cząstki fazy Mg2Si, a jasny — cząstki faz Tablica l Skład chemiczny stopów AlMgSi przyjętych do badań Table l Chemical composition of AlMgSi alloys chosen for investigations

Gatunek stopu 6060 6063

Zawartość głównych składników, % wag.

Zawartość faz, % wag.

Mg

Si

Fe

Mn

Mg2Si

nadmiar Si

0,39 0,47

0,42 0,48

0,22 0,23

0,03 0,04

0,61 0,74

0,13 0,14

Rys. 2. Niekorzystne i korzystne mikrostruktury wlewków obserwowane na skaningowym mikroskopie elektronowym przed (a, b) i po (c, d) modernizacji stanowiska chłodzenia; pow. 2000x Fig. 2. Unfavourable and favourable microstructures of billets observed by using SEM a — before and b — after modernization of cooling station, magnification 2000x

żelazowe krzemowych (rys. 2). Do ilościowej analizy struktury wlewków wykorzystano program komputerowy STRUKTURA l .0. Analizowano po 10 zdjęć mikrostruktury z 2000 powiększeniem i polem powierzchni wynoszącym 3231 |^m2. Wszystkie zdjęcia poddano binaryzacji, zabarwiającej cząstki fazy Mg0Si na czarno, a osnowę i cząstki faz żelazowo-krzemowych na biało. W ten sposób na przetworzonych zdjęciach mikrostruktury uwidoczniono jedynie cząstki fazy Mg2Si. Następnie za pomocą programu komputerowego określano ich liczbę i pole powierzchni. Wyniki zapisywano w pliku Excela, umożliwiającym dalsze przetwarzanie danych liczbowych. Z pola powierzchni oraz teoretycznego założenia kołowego kształtu, obliczano średnicę, wyrażającą średni wymiar liniowy każdej cząstki widocznej w mikrostrukturze badanych wlewków. Zebrane wyniki podzielono na klasy, by za pomocą odpowiednich histogramów dokonać oceny statystycznej jakości badanych wlewków. Otrzymane wyniki porównano także z wcześniejszymi badaniami, dotyczącymi jakości wlewków otrzymywanych przed modernizacją stanowiska chłodzenia [8]. Na podstawie przeprowadzonych badań stwierdzono, że dzięki odpowiedniej modernizacji stanowiska chłodzenia wlewków po homogenizacji, uzyskano znaczącą poprawę ich jakości. W strukturze nowych wlewków nie stwierdzono obecności największych, bardzo niekorzystnych cząstek fazy Mg2Si o rozmiarach przekraczających 4 \im, które wcześniej niejednokrotnie obserwowano. W nowo produkowanych wlewkach liczba cząstek o średnicach z przedziału 2^-4 |am spadła o połowę, a ich pole powierzchni aż o 75 %. Jednocześnie we wlewkach chłodzonych szybciej z temperatury homogenizacji, zaobserwowano wzrost liczby drobnych cząstek, o rozmiarach nie przekraczających l ^m, przy równoczesnym spadku ich powierzchni (rys. 2 i 3). Zatem można stwierdzić, że dzięki przeprowadzonej modernizacji stanowiska chłodzenia wlewków po homogenizacji osiągnięto wysoki poziom rozdrobnienia cząstek fazy MgoSi w nowo produkowanych wlewkach. Zaobserwowana podczas prób przemysłowych wysoka podatność wlewków do wyciskania, jednoznacznie potwierdza korzystny charakter zmian ich struktury po dokonaniu modernizacji stanowiska

Po modernizacji

b

Przed modernizacją

/

!»2 100

™, ,

„„.™™„„„^

00,5-1Mm

„

a

„„_™_~.

o> 80 ^

, „

E

47,70

S 60 1 4° 1 20

/

18,11

jiC'^-/!,"^! 128 4,37 KX"jg|' Q Po modernizacji

J\A

7 28 8 7£ ° ^T?™^^™" 64

_

H::

LJi-2Mm ^2-4um > 4 '• im

>,

£

129,2, ff"\^

^_

E -•' 120

* *»* i * **« 1 * •* , * * *• '

iii

>OQ :::

^< ^<

?

Przed modernizacją

Rys. 3. Histogramy rozkładu a —• liczby i b — powierzchni cząstek fazy Mg2Si we wlewkach chłodzonych po homogenizacji na zmodernizowanym i nie zmodernizowanym stanowisku Fig. 3. Distribution of number and size of Mg2Si particles in billets cooled after homogenization on modernized and previous station

637

chłodzącego wlewki z temperatury homogenizacji (rys. 4). Uzyskano wysokie prędkości wypływu stopów z matrycy. Kątowniki ze stopu 6060 wyciskano z zastosowaniem maksymalnej prędkości stempla prasy, osiągając w tych warunkach dużą prędkość wypływu z matrycy, wynoszącą 62,5 m/min. Nie zaobserwowano najmniej szych objawów pogorszeniajakości powierzchni wyciskanych kształtowników. Oznacza to, że możliwe byłoby osiągnięcie jeszcze większej prędkości wyciskania, co zaznaczono na wykresie linią przerywaną (rys. 4). W porównaniu z wynikami badań wlewków produkowanych wcześniej [1], stwierdzono istotny wzrost podatności wlewków do wyciskania. W przypadku stopu 6063, zawierającego większą zawartość fazy Mg2Si w porównaniu do stopu 6060, uzyskano aż 148 % zwiększenie prędkości wypływu z matrycy (rys. 4). Tak wysokie prędkości wyciskania uzyskano dzięki bardziej intensywnemu rozdrobnieniu cząstek fazy Mg2Si podczas chłodzenia wlewków z temperatury homogenizacji. W przeprowadzonych próbach przemysłowych świadomie zastosowano niskie temperatury nagrzewania wlewków. Taka zmiana warunków technologicznych jest możliwa, gdyż drobne cząstki fazy Mg2Si mają zdolność do szybkiego rozpuszczenia się jeszcze przed opuszczeniem matrycy, zwłaszcza przy odpowiednim wzroście temperatury w kotlinie odkształcenia, wynikającym z efektu cieplnego odkształceń plastycznych. W takich warunkach nie można stosować wolnych prędkości wypływu, gdyż obniżona temperatura wypływu stopu z matrycy uniemożliwi pełne rozpuszczenie cząstek fazy Mg2Si, nawet o małej wielkości. Utrata jakości powierzchni wyciskanych kształtowników przy użyciu wlewków o korzystnej strukturze, może zachodzić dopiero w temperaturze solidusu, a nie w temperaturze eutektycznej. Natomiast przy dużych cząstkach fazy Mg2Si występuje znaczne ograniczenie prędkości wyciskania, gdyż już przy stosunkowo niskich temperaturach wypływu z matrycy dochodzi do lokalnych

L 25 x 25 x 2 mm 'E 70 E

i

0,13%i 0,13%

>5)60 ro o.

0,13%l

Era 50 > o.

00

E o

40

x \0,16%

^. "O

0,11%

o. 30 CD

0,16%^'

l 20 C/3

CO

. \

V

10 0,60

0,80 0,70 Zawartość Mg2Si, %

Rys. 4. Prędkości wypływu stopów AlMgSi z matrycy osiągane podczas wyciskania kątowników a — przed i b — po zmianie sposobu chłodzenia wlewków z temperatury homogenizacji Fig. 4. Exit speed of AlMgSi alloys obtained during extrusion of angle sections a — before and b — after changing manner of billets cooling from homogenization temperaturę

638

m

i26°

L

J 250 u

'E 240

230 o, 220 c.

1.200 •190 180

l i i

0.60

0,70 Zawartość Mg2Si ,

0,80

Rys. 5. Wytrzymałość na rozciąganie kształtowników ze stopów AlMgSi wyciskanych przed i po udoskonaleniu procesu technologicznego Fig. 5. Ultimate tensile strength of AlMgSi profiles extruded before and after technology improvement nadtopień wyciskanego stopu. Nadtopienia pojawiają się w miejscach lokalnego wzbogacenia stopu, spowodowanego niepełnym rozpuszczeniem dużych cząstek fazy Mg2Si. Wynika stąd, że dzięki korzystnej strukturze nowych wlewków można zmienić warunki technologiczne wyciskania stopów AlMgSi i uzyskać wyraźne zwiększenie dopuszczalnej prędkości wypływu z matrycy. Stwierdzono również bardzo wyraźną poprawę własności mechanicznych wyrobów produkowanych z nowych wlewków. Osiągnięto dużo wyższe wartości wytrzymałości na rozciąganie od konwencjonalnych wymagań, określonych w polskich i zagranicznych normach dl a stanu T5. Dzięki poprawionej homogenizacji wlewków oraz specjalnej kontroli procesu wyciskania, uzyskano niekonwencjonalne warunki dynamicznego przesycania wyciskanego stopu na wybiegu prasy, zapewniające pełne lub prawie pełne rozpuszczenie cząstek fazy Mg2Si podczas krótkotrwałego procesu odkształcania na gorąco. W takich warunkach nie dochodzi do pogorszenia struktury wyciskanych wyrobów, które dość często ma miejsce przy piecowym przesycaniu wyrobów wyciskanych, czyli w stanie T6. W nowych warunkach technologicznych osiągnięto wysoki poziom własności mechanicznych, odpowiadający specjalnemu stanowi T56 równoważnemu T66. Zgodnie z wymaganiami normy PN-EN 755-2 wytrzymałość na rozciąganie Rm nie może być niższa od 215 MPa i 245 MPa dla stopów 6060 i 6063. Wyniki badań, które przedstawiono na wykresie (rys. 5), wykazują wyraźnie, że w wielu przypadkach wartości te zostały znacznie przewyższone. Uzyskano korzystniejsze wyniki, nawet w stosunku do zamierzeń określonych w celu pracy. Na podstawie teoretycznych rozważań oszacowano spodziewany wzrost wytrzymałości na rozciąganie po zakończeniu kompleksowych badań nad udoskonaleniem technologii wytwarzania wyrobów wyciskanych ze stopów AlMgSi [l, 9]. Jak widać z wykresu (rys. 5), linia przerywana dotycząca celu pracy przebiega niżej od linii wynikowej, przedstawiającej uśrednione wartości wytrzymałości na rozciąganie Rm dla wszystkich trzech wyciskanych kształtowników (A, B i C). Z przedstawionego wykresu można zauważyć, że z wlewków przygotowywanych poprzednią technologią otrzymywano wyroby o niskiej wytrzymałości Rm, i to nawet przy dość wysokiej nadmiarowej zawartości krzemu, wynoszącej 0,156 % Si (dolna linia ciągła na rys. 5).

Wynika stąd, że znaczącą poprawę własności wytrzymałościowych uzyskano dzięki rozpuszczeniu wszystkich lub prawie wszystkich cząstek fazy Mg2Si podczas wyciskania. W takich warunkach przesycanie wyciskanych stopów na wybiegu prasy staje się bardzo skuteczne, a starzenie może zapewnić otrzymanie maksymalnej wytrzymałości na rozciąganie, odpowiadające rzeczywistej zawartości głównych składników stopowych, Mg i Si. Na podstawie badań mikrostruktury wyciśniętych kształtowników stwierdzono, że ilość nie rozpuszczonych cząstek Mg2Si jest minimalna. Dzięki temu osiągnięto wysoką skuteczność starzenia, pozwalającą na uzyskanie wysokich własności wytrzymałościowych wyciskanych wyrobów. Podsumowanie Wyniki badań przedstawione w niniejszej pracy wykazują jednoznacznie, że zastosowana w przemyśle modernizacja stanowiska chłodzenia wlewków po homogenizacji, umożliwia wytwarzanie wlewków o znacznie korzystniejszej strukturze w porównaniu do wlewków produkowanych przed modernizacją tego stanowiska. Dzięki zintensyfikowaniu szybkości chłodzenia wlewków z temperatury homogenizacji uzyskano wlewki o strukturze zawierającej bardzo drobne cząstki fazy Mg,Si, które są łatwo rozpuszczalne podczas wyciskania. Dzięki temu uzyskano wysoką podatność wlewków do wyciskania z przesycaniem na wybiegu prasy. Stwierdzono, że osiągane prędkości wypływu z matrycy przy użyciu nowych wlewków, są dużo wyższe w porównaniu do produkowanych dawniej. Uzyskano również bardzo wyraźną poprawę własności mechanicznych wyrobów produkowanych z nowych wlewków. Literatura 1. RichertJ., WoźnickaJ., RichertM., StecZ., ChwistekJ., BronickiM.:

Wpływ warunków homogenizacji na podatność do wyciskania stopu PA 38 w stanie T5. Rudy Metale 1998, t. 43, nr 5, s. 223+232. 2. Lefstad M., Reiso O.: Metalurgical Speed Limitations During the Extrusion of AlMgSi-Alloys. Proc. of 6* Int. Aluminum Extrusion Technology Seminar, Chicago 1996, t. l, s. l 1+21. 3. Reiso O., Hafias J. E., Sjothun O., Tundal U.: The Effect of Cooling Ratę After Homogenization and Billet Preheating Practice on Extrudability andSectionProperties.Part !:ExtrudabilityandMechanicalProperties.Proc. of 61'1 Int. Aluminum Extrusion Technology Seminar, Chicago 1996, t. l, s. 1 + 10.

4. WoźnickiA., RichertJ., RichertM., WoźnickaJ.: Podatność wlewków ze stopów AlMgSi do wyciskania z przesycaniem na wybiegu prasy. Rudy Metale 2003, t. 48, nr 10+11, s. 468+473. 5. Reiso O., Tundal U., Andersen S. J.: The Effect of Cooling Ratę After Homogenization and Billet Preheating Practice on Extrudability and Section Properties. Part 2: A Microstructural Investigation. Proc. of 6 ' Int. Aluminum Extrusion Technology Seminar, Chicago 1996, t. l, s. 141+146. 6. Richert J., Richert M, Woźnicka J., Stec Z.: Effect of Homogenization Cooling Ratę and Microstructural Features of Al-Mg-Si Billets on Extrudability and Section Properties in the T5 Temper. Proc. of 7 ' Int. Aluminum Extrusion Technology Seminar, Chicago 2000, t. 2, s. 105+113. 7. Traekner F. O.: Factors Affecting the Physical Characteristics of Aluminum Magnesium Silicon Alloy Extrusions. Proc. of 2nd Int. Aluminum Technology Seminar, Atlanta 1977, t. l, s. 339+347. 8. WoźnirkiA.: Najkorzystniejsze warunki wyciskania stopów AlMgSi z przesycaniem na wybiegu prasy. Praca doktorska (niepublikowana), AGH Kraków 2004. 9. Patent EP 0222479 Bl: Al-Mg-Si Extrusion Alloy and Method. European Patent Specyfication 1989, C22F 1/05. Wyniki prezentowane w pracy otrzymano w ramach realizacji projektu celowego nr 6T08 089 2001 C/5474.

NORMALIZACJA STANDARDIZATION Informacje dotyczące normalizacji z zakresu metali nieżelaznych. Nowe Polskie Normy: — PN-EN 12258-3:2005 Aluminium i stopy aluminium — Terminy i definicje — Część 3: Złom Zastępuje: PN-EN 12258-3:2004 (U) - PN-EN 13920-7:2005 Aluminium i stopy aluminium — Złom — Część 7: Złom odlewów Zastępuje: PN-EN 13920-7:2003 (U) - PN-EN 13920-8:2005 Aluminium i stopy aluminium — Złom — Część 8: Złom materiałów nieżelaznych z procesów strzępienia przeznaczony do procesów separacji aluminium Zastępuje: PN-EN 13920-8:2003 (U) - PN-EN 13920-9:2005 Aluminium i stopy aluminium — Złom — Część 9: Złom z procesów separacji aluminium ze strzępionych materiałów nieżelaznych Zastępuje: PN-EN 13920-9:2003 (U) - PN-EN 13920-11:2005 Aluminium i stopy aluminium — Złom — Część 11: Złom radiatorów aluminiowo-miedzianych Zastępuje: PN-EN 13920-11:2003 (U) - PN-EN 13920-12:2005 Aluminium i stopy aluminium — Złom — Część 12: Wióry jednego gatunku stopu Zastępuje: PN-EN 13920-12:2003 (U) — PN-EN 13920-13:2005 Aluminium i stopy aluminium — Złom — Część 13: Pomieszane wióry dwóch lub więcej gatunków stopów

Zastępuje: PN-EN 13920-13:2003 (U) — PN-EN 13920-14:2005 Aluminium i stopy aluminium — Złom — Część 14: Złom poużytkowych opakowań aluminiowych Zastępuje: PN-EN 13920-14:2003 (U) — PN-EN 13920-15:2005 Aluminium i stopy aluminium — Złom — Część 15: Złom poużytkowych opakowań aluminiowych z usuniętą powłoką Zastępuje: PN-EN 13920-15:2003 (U) — PN-EN 13920-16:2005 Aluminium i stopy aluminium — Złom — Część 16: Złom w postaci zgarów, skrzepów i odsiewu metalicznego Zastępuje: PN-EN 13920-16:2003 (U) Zmiany do Polskich Norm wprowadzające zmiany do norm europejskich metodą uznania: - PN-EN 12735-1:2003/A1:2005 (U) Miedź i stopy miedzi Rury miedziane okrągłe bez szwu stosowane w instalacjach klimatyzacyjnych i chłodniczych — Część l: Rury do instalacji rurowych - PN-EN 12735-2:2004/A1:2005 (U) Miedź i stopy miedzi Rury miedziane okrągłe bez szwu stosowane w instalacjach klimatyzacyjnych i chłodniczych — Część 2: Rury do oprzyrządowania - PN-EN 13348:2004/A1:2005 (U) Miedzi stopy miedzi —Rury miedziane okrągłe bez szwu do gazów medycznych lub próżni.

639

METALURGIA PROSZKÓW

POWDER METALLURGY

Redaktor o d p o w i e d z i a l n y :prof. zw. dr inż.S T A N I S Ł A W STOLARZ Rudy Metale R 50 2005 nr 10-11 UKD 721.762.5:669.1.017.3:669.11'35'779

JAN LEZANSKI

KSZTAŁTOWANIE MORFOLOGII KAPILAR l POROWATOŚCI W SPIEKACH ŻELAZA Przedstawione wyniki badań przeprowadzono w celu określenia wpływu rodzaju proszku żelaza, dodatków miedzi i fosforu, gęstości wyprasek oraz czasu spiekania na morfologią kapilar oraz na porowatość całkowitą, otwartą i zamkniętą uformowanych metodą prasowania i spiekania kształtek. Analizę wyników badań przedstawiono w aspekcie procesu infiltracji. Słowa kluczowe: spiek, żelazo, miedź, fosfor, porowatość, analiza, kapilary, morfologia,

infiltracja

FORMING MORPHOLOGY OF CAPILLARIES AND POROSITY IN IRON SINTERS Results of a research work aimed to determine an effect of a kind of iron powder, additions of copper and phosphorus, density ofcompacts and sintering time on the morphology of capillaries and on overall, open and closedporosity ofthe profiles formed by pressing and sintering, have been presented. The obtained results have been analysed from a point ofview of infiltration process. Keywords: sinter, iron, copper, phosphorus, porosity, analysis, capillary, morphology, infiltration Wstęp Morfologia kapilar oraz udział porowatości zamkniętej, obok innych własności materiału porowatego [1] ma istotny wpływ na przebieg infiltracji w nich cieczy oraz na strukturę i własności infiltrowanych materiałów. Morfologia i wielkość kapilar wpływa na krzywiznę menisku cieczy i na wielkość ciśnienia kapilarnego, które wywiera decydujący wpływ na kinetykę infiltracji i na stopień wypełnienia kapilar cieczą [2, 3], Jeżeli ciecz infiltrująca nie rozpuszcza materiału porowatego szkieletu lub rozpuszcza go tylko nieznacznie, to może ona wypełnić tylko kapilary otwarte, mające połączenie z powierzchnią kształtki. Kapilary zamknięte, tzn. takie, które nie łączą się z powierzchnią wyrobu, pozostają nie wypełnione. W przypadku występowania wzajemnej rozpuszczalności tych składników, może podczas infiltracji w określonych warunkach nastąpić otwarcie kapilar zamkniętych i wypełnienie ich cieczą. Tak więc, w przypadku braku lub znikomej rozpuszczalności metalu porowatego szkieletu w infiltrującej

cieczy, wielkość porowatości zamkniętej wpływa na zmniejszenie stopnia wypełnienia kapilar cieczą. Na wielkość porowatości oraz morfologię i wielkość kapilar w spiekanym materiale porowatym, uformowanym z proszków metali wpływa wiele czynników, między innymi kształt i wielkość cząstek proszku, dodatki stopowe oraz parametry wytwarzania [4]. W opracowaniu przedstawiono możliwości kształtowania morfologii kapilar i porowatości kształtek pod wpływem wyboru: kształtu cząstek proszku, porowatości wyprasek, dodatków miedzi i fosforu oraz czasu spiekania W celu kształtowania morfologii kapilar oraz porowatości w spiekach na osnowie żelaza, do badań wybrano dwa gatunki proszków żelaza: redukowany NC 100.24 i rozpylany metodą RZ proszek RFel oraz dodatki stopowe w postaci elektrolitycznego proszku miedzi i fosforu w postaci fosforanu jednoamonowego. Materiały i metodyka badań Do wytwarzania porowatych kształtek spiekanych stosowano

Drhab. inż. Jan Leżański, prof. nzw. — Akademia Górniczo-Hutnicza, Wydział Metalurgii i Inżynierii Materiałowej, Kraków.

640

redukowany proszek żelaza NC 100.24 i rozpylany proszek RZ gatunku RFel. Jako składniki stopowe stosowano elektrolityczny proszek miedzi gatunku ECul oraz fosfor w postaci fosforanu jednoamonowego. Fosfor dodawano do proszku żelaza metodą zwilżania proszku roztworem wodnym fosforanu jednoamonowego i redu-

keję wodorem w temperaturze 750 °C przez 30 min. Natomiast proszek miedzi dodawano do proszku żelaza metodą mieszania przez 30 min. Formowanie spieków prowadzono metodą jednostronnego prasowania w cylindrycznej matrycy o średnicy 15 mm tak, aby uzy-

l

30 -] 20 -

17,30

16

_16

13,28

10 -

O

60 min

5 min

3,18

300 min

Czas spiekania Rys. 1. Porowatość i mikrostruktura spieków z proszku żelaza FeNC w zależności od czasu spiekania. Temperatura spiekania 1200 °C Fig. 1. Porosity and microstructure of the sinters from the FeNC iron powder in dependence on a sintering time. Sintering temperaturę 1200 °C

>.

l

30 -| 20 -

|PosDPz

17,34

19 5?

'

P nP ros\—l rz

PosDP z

18,22

10 1,35

O

5 min

60 min

300 min

Czas spiekania Rys. 2. Porowatość i mikrostruktura spieków z mieszanki proszków FeNC+3%Cu w zależności od czasu spiekania. Temperatura spiekania 1200 °C Fig. 2. Porosity and microstructure of the sinters from FeNC+3%Cu powder mixture in dependence on a sintering time. Sintering temperaturę 1200 °C

641

skać wypraski o wysokości ok. 10 mm, o założonej porowatości. Wypraski spiekano w temperaturze 1200 °C w czasie 5,60 i 300 min w atmosferze wodorowej. Porowatość całkowitą, otwartą i zamkniętą porowatych kształtek oznaczano metodą ważenia w powietrzu i w wodzie. Przed wa-

żeniem w wodzie kształtki poddawano infiltracji naftą. Infiltrację temperaturze 60 °C przez 30 min w naczyniu próż-

prowadzono w nlow

ym. w kt órym nad powierzchnią nafty obniżano ciśnienie do wielkości 2,5 Pa.

| 30 -

30 -i 20 -

19,31 19,9

10 -

O

20 -

• 15,17 4,73

5 min

lpcwIipcspposiElpzs 19,69 18,95

15,08

10 O

60 min

300 min

Czas spiekania Rys. 3. Porowatość i mikrostruktura spieków z mieszanki proszków FeNC+0,6%P w zależności od czasu spiekania. Temperatura spiekania 1200 °C Fig. 3. Porosity and microstructure of the sinters FeNC+0,6%P powder mixture in dependence on a sintcring time. Sintering temperaturę 1200 °C

30 n

p o

(X

FeNC + 3%Cu

FeNC + 0,6% P

Rodzaj spieków Rys. 4. Porowatość i mikrostruktura spieków w zależności od składu mieszanki proszków. Temperatura spiekania 1200 °C, czas spiekania 60 min Fig. 4. Porosity and microstructure of the sinters in dependence on the composition of a mixed powder. Sintering temperaturę 1200 °C, sintering time 60 min

642

p

Ifil p

^1 p

j "~1 p

Rodzaj spieków Rys. 5. Porowatość i mikrostruktura spieków w zależności od składu mieszanki proszków. Temperatura spiekania 1200 °C, czas spiekania 60 min Fig. 5. Porosity and microstructure ot" the sinters in dependcnce on the composition of a mixed powder. Sintering temperaturę 1200 °C, sintering time 60 min

Wyniki badań Analizę zmian porowatości kształtek oraz mikrofotografie przełomów porowatych spieków, ilustrujące morfologię i wielkość kapilar, w zależności od rodzaju proszku żelaza, składu mieszanki proszków, czasu spiekania i porowatości, przedstawiono na rysunkach 1+5. Porowatości kształtek obliczono przyjmując gęstość teoretyczną mieszanek. Wnioski 1. Morfologia kapilar, porowatość i wielkość zmian porowatości spieków silnie zależą od czasu spiekania oraz rodzaju proszku żelaza i dodatków stopowych, użytych do formowania spieków. 2. Podczas spiekania maleje porowatość całkowita kształtek z proszku FeNC i FeNC+0,7%P w stopniu tym większym, im dłuższy czas spiekania, natomiast porowatość kształtek FeNC+3%Cu spiekanych przez 5 i 60 min rośnie, a po 300 min spiekania maleje. Wzrost porowatości kształtek z dodatkiem miedzi jest spowodowany tworzeniem się odznaczającego się większą objętością właściwą roztworu miedzi w żelazie. 3. Porowatość zamknięta zwiększa się z przedłużeniem czasu spiekania. Udział porowatości zamkniętej w spiekach z dodatkiem miedzi jest najmniejszy. Znaczne zwiększenie udziału porowatości zamkniętej następuje podczas spiekania kształtek z dodatkiem fosforu. 4. W spiekach o porowatości wynoszącej ok. 27+30 %, udział porowatości zamkniętej jest znacznie mniejszy niż w spiekach o porowatości ok. 17+20 %. W spiekach o większej porowatości fosfor powoduje także zwiększenie porowatości zamkniętej, a dodatek miedzi

nieznacznie ją zmniejsza w odniesieniu do kształtek z samego proszku żelaza. 5. Kapilary w spiekach z proszków FeNC i FeRZ mają nieregularny kształt i bardzo złożoną morfologię powierzchni kapilar, tym bardziej, im bardziej złożoną morfologią odznaczają się cząstki proszku użytego do formowania kształtek, czyli w przypadku proszku FeNC. 6. Dłuższy czas spiekania oraz dodatki stopowe w postaci miedzi i fosforu powodują podczas spiekania z udziałem fazy ciekłej stopniowe zaokrąglanie kapilar i zmniejszanie ich chropowatości. Skala tych zjawisk jest większa w przypadku dodatku fosforu niż w przypadku miedzi. Fosfor powoduje aktywację procesu spiekania nie tylko przez spowodowanie fazy ciekłej, ale także wpływa na przyspieszenie dyfuzji przez powstanie w temperaturze spiekania struktury ferryty cznej. Literatura 1. Leżański J.: Metalurgia i Odlewnictwo, 1988, s. 118.

2. Leżański J.: Rudy Metale 2000, t. 45, nr 5, s. 318. 3. Leżański J.: Rudy Metale 2000, t. 45, nr 6, s. 354. 4. Leżański J., FrydrychJ.: Metalurgia Proszków, 1985, nr 2, s. 51.

Praca wykonana w ramach badań statutowych finansowanych przez Komitet Badań Naukowych w Warszawie, umowa nr 11.11.110.491.

643

instytutu metali BULLETIN OF THE INSTITUTE OF NON-FERROUS METALS Redaktor odpowiedzialny: dr MIECZYSŁAW WOCH Rudy Metale R 50 2005 nr 10-11 UKD 061.6(082):669.2/.8(100)

PRACE BADAWCZO-ROZWOJOWE IMN W DZIEDZINIE CHEMII ANALITYCZEJ ZAKOŃCZONE W 2004 ROKU BOLffiRZUCH B.: WYTWORZENIE I OPRACOWANIE SPEKTRALNYCH CERTYFIKOWANYCH MATERIAŁÓW ODNIESIENIA DLA MOSIĄDZÓW WYSOKONIKLOWYCH.ETAP II. GLIWICE 6095/04, s. 52, SYGN. 15939/N/01, póz. 75686 — AW Wytworzono i opracowano serię (WP1-WP6) spektralnych materiałów odniesienia dla mosiądzów wysokoniklowych obejmujących gatunki MZN101.MZN 12, MZN15. Seria zawiera następujące pierwiastki: Ni, Pb, Fe, Mn, Sn, Al, P, As, Cd, Sb, Si, Bi. Materiał oceniono statystycznie pod kątem jednorodności wszystkich składników, a na podstawie wyników międzylaboratoryjnej atestacji ustalono skład chemiczny opracowanej serii. Przeprowadzono badanie efektów matrycowych i przedstawiono sposób ich eliminacji. CZAPLICKA M.: ZASTOSOWANIE TECHNIK EKSTRAKCJI DO FAZY STAŁEJ DO OZNACZEŃ ŚLADOWYCH ILOŚCI ZANIECZYSZCZEŃ W WODACH I ŚCIEKACH. A. OZNACZENIA ZWIĄZKÓW ORGANICZNYCH METODĄ MIKROEKSTRAKCJI DO FAZY STAŁEJ (SPME/GC-MS). GLIWICE 6162/04, s. 67. SYGN. 15996/N/01, póz. 77084 — AW W ramach pracy dokonano przeglądu literaturowego na temat zastosowania metody ekstrakcji do fazy stałej (SPE) do wydzielania związków organicznych oraz metali ciężkich z wód i ze ścieków. W zakresie tematu A opracowano procedury oznaczania fenolu, chlorofenoli, chlorhydroksybenzenów hydroksybenzenów w wodach i ściekach przy użyciu mikroekstrakcji do fazy stałej. Opracowane metodyki porównano z procedurami konwencjonalnymi opartymi o ekstrakcję typu ciecz-ciecz. Przeprowadzone badania wykazały, że wzbogacanie analitów metodą SPME zwiększa precyzję metodyki oraz znacznie obniża granice oznaczalności. Nie bez znaczenia pozostaje fakt obniżenia z jednej strony czasochłonności analizy, z drugiej wyeliminowanie drogich rozpuszczalników. W zakresie tematu B opracowano trzy procedury grupowego wydzielania Co, Ni, Pb, Cd, Cu, Zn, Cr z wód i ze ścieków z zastosowaniem metod ekstrakcji do fazy stałej (SPE): (1) wydzielanie chelatów metali na minikolumnie z sorbentem RP-octadecyl lub RP-fenyl; lub (2) na speediskach z sorbentem RP-octadecyl lub RP-octyl; (3) zatężanie śladów grupy metali metodą batch na żywicy S-930. Obliczone wartości odzysków metali świadcząc wystarczającej dokładności ww. technik SPE i jej równorzędności z metodami ekstrakcji ciecz-ciecz (L-L). Z praktycznego punktu widzenia, metoda

644

SPE wyraźnie ją przewyższa, bowiem skraca i upraszcza wykonanie analiz. W niniejszej pracy podjęto badania w kierunku rozdziału form metali występujących w próbce ścieku, która nie była mineralizowana. Za pomocą żywic C-150, S-950 i Dowex 1x2 wydzielono formy jonowe grupy metali ciężkich oraz określono specjację chromu w ścieku. MATUSIAK H.: BADANIE DOKŁADNOŚCI GRAWIMETRYCZNYCH METOD OZNACZANIA RENU W NADRENIANIE AMONU OTRZYMYWANYM Z ODPADOWYCH KWASÓW PŁUCZKOWYCH. GLIWICE 6166/04. s. 14, SYGN. 16000/N/01, póz. 77088 —AW W wyniku realizacji pracy opracowano wagową metodę oznaczania renu w nadrenianie amonu po wytrąceniu z chlorkiem tetrafenyloarsoniowym. Opracowano sposób oddzielenia renu od zanieczyszczeń przed jego oznaczeniem. Przeprowadzono analizę porównawczą wyników uzyskanych opracowaną metodą i metodą z nitronem — dotychczas stosowaną w wybranych próbkach technologicznych. Dokonano oceny statystycznej obydwu metod oznaczania renu oraz wyznaczono ich powtarzalność wewnątrzlaboratoryjną w warunkach laboratorium IMN. MULLERE.: OPRACOWANIE CERTYFIKOWANYCH MATERIAŁÓW ODNIESIENIA DLA MIEDZI ANODOWEJ ODLEWNICZEJ I KONWERTOROWEJ ORAZ SPEKTRALNYCH METOD OZNACZANIA ZANIECZYSZCZEŃ. PROJEKT CELOWY NR 6 TOS O 100 2002 C/05775. RAPORT Z ZADANIA NR 8. MIĘDZYLABORATORYJNA ATESTACJA MATERIAŁU WZORCOWEGO NA CERTYFIKOWANE MATERIAŁY ODNIESIENIA DLA MIEDZI ANODOWEJ ODLEWNICZEJ I KONWERTOROWEJ. GLIWICE C/05775, s. 9, SYGN. 15943/N/01, póz. 75692 — AW Przedstawione wyniki atestacyjne uzupełnione będą o wyniki uzyskane z dwóch zagranicznych laboratoriów wytypowanych przez współpracującą z nami firmę brytyjską MBH. Po zakończeniu atestacji opracowana seria zostanie poddana sprawdzeniu przez opracowanie na niej dwóch metod spektralnych: — metody optycznej spektrometrii emisyjnej ze wzbudzeniem iskrowym, — metody rentgenofluorescencyjnej. MULLER E.: PROJEKT CELOWY NR 6 TOS 0100 2002 C/05775 PT. CERTYFIKOWANE MATERIAŁY ODNIESIENIA DLA MIEDZI

ANODOWEJ ODLEWNICZEJ I KONWERTOROWEJ. RAPORT Z ZADANIA NR 9. OPRACOWANIE SPEKTROMETRYCZNEJ METODY EMISYJNEJ. TYTUŁ PRAC BADAWCZO-ROZWOJOWYCH : OPRACOWANIE CERTYFIKOWANYCH MATERIAŁÓW ODNIESIENIA DLA MIEDZI ANODOWEJ ODLEWNICZEJ I KONWERTOROWEJ ORAZ SPEKTRALNYCH METOD OZNACZANIA ZANIECZYSZCZEŃ. GLIWICE 6 TOS O 100 2000 C/05775, s. 31, SYGN. 16024/N/01, póz. 77118 — A W

Przeprowadzone badania pozwalają na wyciągnięcie następujących wniosków: 1. Poprawność wyznaczonych średnich w wyniku atestacji przeprowadzonych przez laboratoria krajowe, potwierdziły analizy wykonane w starannie wybranych laboratoriach z zagranicy (Australia, Wielka Brytania, Chiny). 2. Wykresy analityczne wraz z przedstawionymi tablicami regresji uzyskane w opracowanych warunkach wzbudzenia potwierdzają dobrą jakość wytworzonej serii i prawidłowość procesu certyfikacji. 3. opracowana metoda spektralna spełnia wymagania do poddania jej w kolejnym etapie projektu procesowi walidacji. MULLER E.: CERTYFIKOWANE MATERIAŁY ODNIESIENIA OŁOWIU RAFINOWANEGO JAKO BAZA OPRACOWANIA SPEKTRALNYCH METOD OZNACZANIA ZANIECZYSZCZEŃ W OŁOWIU. PROJEKT CELOWY NR TOS 034 2000/5268. GLIWICE 6112/04, s. 83, SYGN. 15965/N/01, póz. 77052 — AW Opracowano 60 kompletów spektralnej serii (PL1-PL7) certyfikowanych materiałów odniesienia przeznaczonej do szybkiej kontroli składu chemicznego ołowiu rafinowanego. Dodatkowo wytworzono (po 1500 g każdego) dwa chemiczne certyfikowane materiały odniesienia PL33 i PL66 przeznaczone do kontroli stosowanych metod „mokrych". Wymienione serie atestowane były na zawartość następujących pierwiastków: Ag, As, Bi, Cu, Fe, In, Mn, Ni, S, Sb, Se, Sn, Te, Cd, Ca, TI i Zn w zakresie koncentracji od kilku ppm do — 700 ppm. Jakość wytworzonej serii potwierdzono przez statystyczną ocenę jednorodności, międzylaboratoryjną atestację oraz opracowanie na niej spektralnych metod analitycznych. MZYK Z.: PROJEKT CELOWY NR T 08 0100 2002 C/05775 CERTYFIKOWANE MATERIAŁY ODNIESIENIA DLA MIEDZI ANODOWEJ ODLEWNICZEJ I KONWERTOROWEJ. RAPORT Z ZADANIA NR 10. OPRACOWANIE SPEKTROMETRYCZNEJ METODY FLUORESCENCYJNEJ. GLIWICE 6 T08 0100 2002 C/05775, s. 50, SYGN. 16018/N/01, póz. 77108 — AW

W wyniku realizacji zadania nr 10 opracowano metodę analityczną z zastosowaniem spektrometru rentgenofluorescencyjnego ZSX Primus, pozwalającą na oznaczanie czternastu zanieczyszczeń normowanych w miedzi anodowej konwertorowej i odlewniczej na poziomie

0,0 X % do 0,X %. Metoda jest szybka, nie wymaga specjalnego przygotowania prób (tylko frezowanie powierzchni wlewka o średnicy — 35 mm). Dla boru, najlżejszego pierwiastka, możliwego do analizy przy pomocy spektrometrii XRF, zawartości w materiałach odniesienia sąponiżej limitu detekcji. SpektrometriaXRFnie nadaje się do oznaczania zawartości boru poniżej 0,1 %. STANKIE WICZ W.: PERSPEKTYWY ROZWOJU ANALITYKI METALI SZLACHETNYCH W LATACH 2005+2010 GLIWICE 6164/04, s. 26, SYGN. 15998/N/01, póz. 77086 — AW W oparciu o dostępną literaturę, normy oraz bezpośrednie kontakty z laboratoriami urzędów probierczych dokonano przeglądu technik analitycznych stosowanych w analityce metali szlachetnych. Ocenie poddano techniki stosowane w analityce materiałów geologicznych i jubilerskich. Dokonano szczegółowej analizy chemicznej obróbki próbek geologicznych pozwalających na zatężenie obecnych w nich metali szlachetnych, ich separację na następnie oznaczanie przy zastosowaniu różnych technik instrumentalnych. Dokonując również przeglądu i oceny technik analitycznych stosowanych w analityce metali szlachetnych (AAS, ICP-MS, metod radiochemicznych i innych) zaproponowano uwzględnienie w planach prac naukowo-badawczych Zakładu Chemii Analitycznej następujących tematów: l. Opracowanie metody oznaczania śladowych zawartości metali szlachetnych w różnych materiałach przy zastosowaniu techniki ICP-MS, 2. Analiza porównawcza efektywności różnych technik roztwarzania próbek geologicznych przy wykorzystaniu istniejącej aparatury analitycznej, 3. Udoskonalenie techniki ED-XRF dla potrzeb urzędów probierczych, 4. Opracowanie nowych, krótkich serii materiałów odniesienia dla stopów PtAu i PdAu. SZMYD E.: WDROŻENIE NOWEJ TECHNOLOGII ODZYSKU RENU Z KWASÓW PŁUCZĄCYCH GAZY PIECA ZAWIESINOWEGO HM GŁOGÓW. RAPORT Z WYKONANIA ZADANIA 13 PT. OPRACOWANIE PROCEDUR ANALITYCZNYCH OZNACZANIA ZANIECZYSZCZEŃ W NADRENIANIE AMONU. PROJEKT CELOWY NR 6 TOS 2002 C/05925. GLIWICE C/05925, s. 58, SYGN. 15941/N/01, póz. 75688 — A W W ramach zadania 13 projektu opracowano metody oznaczania 26 zanieczyszczeń w nadrenianie amonu. Do analizy zastosowano następujące metody: — optyczną spektrometrię emisyjną ze wzbudzeniem w plazmie indukcyjnie sprzężonej (ICP-AES) do oznaczania K, Ca, Na, Mg, Cu, Ni, Fe, Pb, Mo, Co, Al, Mn, Cr, S, Cd, B, Ti i Zn; — absorpcyjną spektrometrię atomową ze wzbudzeniem w piecu grafitowym (GFAAS) do oznaczania As, Bi, Sb, Se, Sn i Te;, — spektrofotometryczną do oznaczania P i Si. Dla zanieczyszczeń podstawowych, równolegle z metodą ICP-AES opracowano metodę AAS. Dla obu metod uzyskano bardzo dobrą zgodność wyników.

WIADOMOŚCI GOSPODARCZE RYNEK PLATYNY BLISKI RÓWNOWAGI PLATINUM SUPPLY, DEMAND NEARLY IN BALANGĘ. MINING ENGINEERING 2005, nr 6, s. 10, BŁ W zeszłym roku rynek platyny był w stanie zbliżonym do równowagi i taka sytuacja, według Johnson Matthey (JM), powinna utrzymać się także w 2005 r. Jak wskazują prognozy, zarówno podaż i popyt będą wzrastać systematycznie, tak więc w związku z powyższym ceny powinny utrzymać się na dotychczasowym poziomie. W 2004 r., już drugi rok z rzędu, zaobserwowano wzrost popytu na platynę na poziomie niższym niż l %. Popyt wzrósł o 1,5 t (50 000 uncji) do poziomu 204,6 t (6,5 min uncji). Według JM wydobycie w RPA po raz pierwszy w historii przekroczyło 155,51 (5 min uncji). Odnotowano deficyt 2,48 t (80 000 uncji). W międzyczasie popyt na platynę do produkcji katalizatorów samochodowych wzrósł w 2004 r. o 7 % do poziomu 109 t (3,51 min uncji), co związane było z rosnącą liczbą samochodów z silnikiem

Diesla w Europie, a także z zaostrzonymi normami emisji dla samochodów osobowych oraz ciężarowych w Japonii. Popyt ze strony przemysłu wzrósł o 11 % do poziomu 47,6 t (1,53 min uncji). Popyt ze strony branży jubilerskiej spadł o 12 % do poziomu 68,41 (2,2 min uncji). Dostawy platyny na rynek w 2005 r. powinny być wyższe, jednak wzrost będzie niższy niż w roku poprzednim. W dużym stopniu jest to wynikiem cięć produkcyjnych w Anglo Platinium i ich kopalniach w RPA. Spodziewany jest dalszy wzrost popytu ze strony przemysłu samochodowego. Z kolei analiza zamówień chińskich producentów biżuterii w 2005 r. wskazuje, że popyt na biżuterię w Chinach nie osiągnie poziomu z 2004 r. Jeśli powyższe przypuszczenia okażą się trafne, to rynek platyny powinien pozostać w równowadze. Pallad. W 2004 r. popyt na pallad wzrósł o 22 % lub 33,71 (l, 18 min uncji) do poziomu 205,3 t (6,6 min uncji). Największy wzrost zaob-

645

serwowano w sektorze jubilerskim, w ostatnim czasie bardzo gwałtownie rozwijającym się w Chinach. Popyt w przemyśle produkcji katalizatorów samochodowych wzrósł o 10 % do poziomu 118,5 t (3,81 min uncji). Związane to jest głównie z wyczerpaniem zapasów z 2003 r. przez amerykańskie firmy samochodowe i zwiększeniem ilości zamówień w 2004 r. Popyt w branży elektronicznej wzrósł o 6 % do poziomu 29,7 t (950 tyś. uncji) i był związany ze wzrostem sprzedaży urządzeń elektronicznych. Większy popyt na sztabki i monety w Północnej Ameryce spowodował wzrost o 6,5 t (210 tyś. uncji). Popyt na biżuterię z palladu wzrósł prawie czterokrotnie do poziomu 21,8 t (700 tyś. uncji). Wzrost popytu na pallad prawie całkowicie zaspokoiło wyższe wydobycie w RPA i Ameryce Północnej. Duża ilość surowca na rynku pochodziła z upłynnianych zapasów z Rosji oraz zwiększonego odzysku palladu ze złomowanych katalizatorów samochodowych. Dostawy palladu na rynek zwiększyły się o 18 % do 7,62 min uncji. W drugiej połowie 2004 r. zaowocowało to dodatnim bilansem na rynku w wysokości 311 (l min uncji). Cena palladu wynosiła w kwietniu 2004 r. 10,70 $ za gram (333 $ za uncję) i spadła do poziomu 5,72 $ za gram (178 $ za uncję) w grudniu 2004 r. Nie należy spodziewać się wzmacniania cen dopóki trwa spekulacyjny wykup metalu. Johnson Matthey przewiduje, że w ciągu najbliższych sześciu miesięcy cena wzrośnie z 5,14 $ do 7,39 $ za gram, czyli ze 160 $ do 230 $ za uncję. KSTRATA ALLOYS WCHODZI NA RYNEK METALI SZLACHETNYCH XSTRATA ALLOYS MOYES INTO PRECIOUS. MET. BULL. 2005, nr 8905, s. 10, BŁ

Firma Xstrata Alloys podjęła pierwsze kroki na drodze wejścia na rynek metali szlachetnych poprzez połączenie sił z Anglo Platinium w celu stworzenia grupy zajmującej się wydobyciem platyny w RPA. Joint venture pod nazwą Mototolo działa w Busłweld Complex (Mpumalanga, RPA). Szacuje się, że produkcja w tej kopalni osiągnie poziom 132 000 uncji platyny rocznie oraz 82 000 uncji koncentratu palladu przez 20 lat eksploatacji. Rozpoczęcie prac przewidziano na trzeci kwartał 2005 r., a osiągnięcie zakładanego poziomu produkcyjnego w 2007 r. Koszty przygotowawcze oraz wydobycia będą podzielone pomiędzy obie firmy. „Joint venture Mototolo pozwoli Xstrata Alloys wejść na atrakcyjny rynek metali szlachetnych razem z doświadczonym partnerem." — powiedział w oświadczeniu dla prasy Peet Nienaber, dyrektor firmy Xstrata Alloys. AZJATYCKIE FIRMY ROZBUDOWUJĄ POŁUDNIOWOAMERYKAŃSKIE ŹRÓDŁA DOSTAW MIEDZI ASIAN FIRMS EXPAND SOUTH AMERICAN COPPER SUPPLY PIPELINE. ENG. & MIN. JOURNAL 2005, t. 206, nr 6, BŁ

Sumitomo Metal Mining, trzecia co do wielkości huta miedzi w Japonii, zainwestuje 25 min $ w celu uzyskania 20 % udziałów w projekcie Compania Contractual Minera Ojos del Salado w Chile, należącym do Phelps Dodge. W informacji dla giełdy w Tokio, Sumitomo Metal oraz Sumitomo Corp. oświadczyły, że po wyższa transakcja umożliwi zakup koncentratów miedzi z Ojos del Salado. Phelps Dodge poinformowała, że przygotowano porozumienie dające prawo wykupu Sumitomo Metal Mining oraz Sumitomo Corp. 24,99 % udziałów w Soc. Minera Cerro Yerde w Peru, gdzie japończycy zainwestowali 440 min $ oraz w Minas Buenaventura, gdzie ich udziały zwiększyły się z 9,2 do 20 %. Japończycy sfinansują również częściowo inwestycję o wartości 850 min w Cerro Yerde. Minmetals Corp., największa państwowa firma w Chinach zajmująca się obrotem metali, ogłosiła w maju tego roku, że zainwestuje 550 min $ w kopalnie miedzi w Chile. Jak wynika z oświadczenia wydanego przez chilijskiego giganta miedziowego firmę Codelco, Minmetals wraz z Codelco rozpoczną współpracę joint venture 50/50, która zabezpieczy długoterminowe dostawy miedzi z Codelco dla Minmetals. Chociaż początek współpracy to inwestycja 550 min $

646

to niewykluczone jest osiągnięcie poziomu rzędu 2 mld $ w przyszłym roku. Umowa zawiera także klauzulę dodatkową mówiącą o możliwości nabycia po cenie rynkowej produkcji z kopalni Gaby. Decyzja tajest traktowanajako przyczółek do dalszej rozbudowy tej kopalni. Poinformowano również, że Nippon Mining & Metals — największy japoński koncern hutniczy miedzi — oraz jego partnerzy z Japonii i Korei planują zainwestować w ciągu najbliższych 10 lat ponad 200 mld $ w kopalnie w Chile i Peru. ALCOA ROZPOCZYNA EKSPLOATACJĘ RAFINERII JAMALCO ALCOA INITIATES JAMALCO ALUMINA REFINERY EXPANSION. ENG. & MIN. JOURNAL 2005, t. 206, nr 6, BŁ

Alcoa Word Alumina and Chemicals (AWAC) jest holdingiem firm Alcoa oraz Australia Alumina Ltd, w którym Alcoa ma 60 % udziałów. AWAC wraz z rządem Jamajki zatwierdziła projekt rozszerzenia produkcji o 150 tyś. t/r. w rafinerii Claredon (Jamajka). Obecnie projekt jest w pierwszej fazie rozwoju. Jego realizacja ma umożliwić wzrost produkcji do poziomu 1,5 min t/r. Koszty pierwszej fazy operacji wyniosą około 77 min $ oraz dodatkowo 25 min $ na dokończenie prac inżynierskich. Osiągnięcie pełnych możliwości produkcyjnych oczekiwane jest do końca 2006 r. Jak stwierdził prezes Alcoa Primary Products: „Inwestycja ta jest częścią naszych planów związanych z rozbudową zakładów i pozwoli nam na obniżenie globalnych kosztów oraz zwiększenie konkurencyjności na rynku". Pod koniec trzeciego kwartału 2005 r. oczekuje się podjęcia ostatecznej decyzji o rozpoczęciu inwestycji, która może podwoić możliwości produkcyjne nawet do poziomu 2,8 min t/r. Udziały AWAC w tym przedsięwzięciu zwiększą się z 50 do 70 %. Pozostały pakiet udziałów zachowa rząd Jamajki. Zakończenie projektu planowane jest do końca 2007 r. KOSZTY ALUMINIUM WZROSNĄ W PRZYSZŁYM ROKU ALUMINIUM COSTS TO INCREASE UNTIL NEXT YEAR. MINING JOURNAL 2005, JULY 15, s. 3, BŁ

Według firmy konsultacyjnej AME Minerał Economics (Sydney, Australia) wzrost cen był napędzany ogromnym wzrostem zapotrzebowania na towary. Od 2002 r. zaobserwowano 35 % wzrost ceny aluminium, do średniego poziomu 0,84 $/funt. AME prognozuje, że średnia cena pierwotnego aluminium w 2005 r. wyniesie 0.83 $/funt. Nacenę aluminium znaczący wpływ mająkoszty transportu i energii elektrycznej. AME prognozuje w 2006 r. tylko nieznaczny spadek kosztów transportu i twierdzi, że rosnące koszty energii elektrycznej uniemożliwiły prawie całkowicie rozwój produkcji w Ameryce Północnej i Europie. W ostatnich 10 latach większość nowych mocy produkcyjnych uruchomiono w krajach o słabych rynkach energii elektrycznej, takich jak Mozambik, Brazylia lub Chiny. Ulepszenie technologii produkcji aluminium pozwoliło na redukcję zużycia energii elektrycznej. W 2005 r. obniżono wskaźnik zużycia energii w procesie produkcji aluminium do poziomu 14,2 MWh/t w porównaniu z 14,8 MWh/t w 1997 r. Obecnie najniższe koszty produkcji aluminium są w Mozambiku i Wenezueli. AME prognozuje, że z powodu rosnących kosztów produkcji w Europie Zachodniej produkcja aluminium spadnie o 4 % w ciągu najbliższych czterech lat, a Chiny staną się krajem, w którym te koszty będą jednymi z najwyższych w świecie. Pomimo ograniczania produkcji aluminium w krajach o „dojrzałej gospodarce" AME prognozuje, że jednak nowe moce produkcyjne w Chinach, Indiach, Rosji i państwach Zatoki Perskiej spowodują per saldo w skali światowej wzrost produkcji. Trend ten będzie obserwowany aż do 2009 r. AME prognozuje przez najbliższe pięć lat średni wzrost popytu na aluminium o 4,8 % rocznie, co będzie głównie zasługą gospodarki chińskiej, indyjskiej oraz krajów Europy Wschodniej. Według AME nie należy spodziewać się żadnego wzrostu w Ameryce Północnej i Europie Zachodniej.

BRAZYLIJSKI CVRD OSIĄGNIE PRODUKCJĘ NIKLU NA POZIOMIE 100 000 T/ROK DO 2010 R. KINCHD.: BRAZIL'SCVRDEYES 100000TPYOFNICKELPRODUCTION BY 2010. MET. BULL. 2005, nr 8902, s. 12, BŁ

W czerwcu 2005 r. brazylijska firma CVRD potwierdziła chęć inwestowania w kopalnie niklu Yermelho w Caracas oraz plany zostania piątym największym górniczym producentem niklu na świecie w ciągu najbliższych lat. Uruchomieniu projektu Yermelho zabezpieczającego produkcję 46 000 t/r. od 2008 r., głównie na eksport, będą towarzyszyć badania kolejnych czterech miejsc z potencjalnymi złożami niklu, do których CVRD ma już obecnie zabezpieczone prawa. „Stawia to nas w dogodnej pozycji do zostania jednym z największych światowych potentatów w górnictwie niklu. Jeśli wszystko pójdzie zgodnie z planem, dla firmy oznaczać to będzie wydobycie na poziomie 100 tyś. t niklu rocznie najprawdopodobniej do 2010 r. Do końca 2005 r. powinniśmy ukończyć badania przygotowawcze złóż Sao Joano de Piaui, a ciągu kolejnych dwóch lat w kolejnych miejscach, w których mamy prawa do wydobycia, tj. Goias, Sao Paulo oraz Parana."—powiedział Roger Agnelli, prezydent CVRD. Decyzja o wejściu na rynek niklu nie koliduje z założeniami działalności CVRD — wydobyciem rudy żelaza, ale może spowodować, że niektóre z planowanych przedsięwzięć miedziowych mogą zostać odłożone na później. Szczególnie w sytuacji, gdy projekt Yermelho będzie miał silną konkurencję o miejsce na linii kolejowej Carajas. W związku z rosnącymi kosztami inwestycyjnymi w Brazylii projekty CYRD mogą wkrótce zacząć rywalizować między sobą o terminy realizacji. Nie jest to związane wyłącznie z ogólnoświatowym wzrostem kosztów energii i transportu, ale ma także duży związek ze wzrostem w ciągu ostatnich miesięcy wartości brazylijskiego reala względem dolara amerykańskiego. Całkowite koszty inwestycji w Yermelho wynoszą obecnie 1,2 mld $. Są one o wiele wyższe niż szacowane jeszcze parę miesięcy temu na 850 min $ do l mld $. Projekt jest kulminacją prawie pięciu lat kompleksowych prac rozwojowych na złożach laterytowych, które będą eksploatowane z wykorzystaniem technologii wysokociśnieniowego ługowania kwasem. W CYRD postanowiono ukierunkować rozwój z wyraźnymi preferencjami dla niklu, w celu umocnienia pozycji firmy na tym rynku. Według CYRD prognozy dla rynku niklu szacują światowy wzrost popytu na około 3,4 % rocznie do 2015 r., dodatkowo umacnianego nowymi projektami produkcji stali nierdzewnej w Chinach. Obecne prognozy dotyczące cen niklu wydają się być pewne, ze względu na wzrost zużycia stali nierdzewnej. Wejście CYRD na rynek produkcji niklu, a także miedzi i węgla, potwierdza proces różnicowania u największego światowego producenta żelaza. Firma CYRD, najbardziej wszechstronna z branży

górniczej w Ameryce, oferuje obecnie różne produkty, co umożliwia przedstawienie wyjątkowej oferty cenowej w negocjacjach z producentami stali nierdzewnej. Firma musi także umocnić swoją pozycję wśród innych producentów niklu w Brazylii. Lokalny rynek niklu został zdominowany przez grupę Yotorantim, której produkcja powoli spadłado poziomu 23 tyś. t/r. w kopalni CIA Niquel Tocantins oraz do 7 tyś. t/r. w kopalni Fortaleza de Minas. CYRD z poziomem produkcji niklu w Yermelho rzędu 46 tyś. t/r. będzie dwa razy większa i z pewnością ma zabezpieczone możliwości wydobywcze na 40 lat. Firma CYRD będzie również produkować kobalt w ilości 2800 t/r. CYRD zależy na stworzeniu przyczółka na miejscowym rynku zanim inny główny jej konkurent — kanadyjska firma Canico — otworzy potencjalnie większą i bogatszą kopalnię niklu i żelaza — Mineracao Onca Puma — także potencjalnego użytkownika linii kolejowej Carajas. CYRD URUCHAMIA FABRICA NOVA CYRD STARTS UP AT FABRICA NOVA. ENG. & MIN. JOURNAL 2005, t. 206, nr 6, BŁ

W kwietniu bieżącego roku CYRD uruchomiła nową kopalnię rudy żelaza Fabrica Nova jako integralną część kompleksu Mariana w Minas Gerais, w Brazylii. Kopalnia zaprojektowano na osiągnięcie docelowej wydajności 15 min Mt/r., a do końca 2005 r. — poziomu produkcji rzędu 10 min Mt. Rudę z kopalni przerabiają zakłady Timbopeda. W rozwój Fabrica Nova zainwestowano 132 min $, z czego 20 % sfinansowała japońska JFE Steel. CRYD, największy na świecie producent żelaza, osiągnął w 2004 r. poziom produkcji 218 min Mt. Fabrica Nova jest pierwszym projektem CYRD w Monas Gerais, co pozwoli do końca 2007 r. na zwiększenie dotychczasowych możliwości produkcyjnych do poziomu 61 min Mt/r. Oficjalne otwarcie odbyło się wkwietniu 2005 r. Dyrektor generalny CRYD Roger Agnelli stwierdził, że ze względu na brak możliwości produkcyjnych przedsiębiorstwo nie będzie w stanie zrealizować wszystkich zapytań z zeszłego roku o kontrakty długoterminowe. Wszystko wskazuje na to, że wzrost możliwości nastąpi dopiero w latach 2005-2006. CYRD odnotowała zysk na poziomie 698 min $ w pierwszym kwartale 2005 r., czyli o 72,3 % więcej niż w analogicznym okresie roku ubiegłego. Dane te nie uwzględniają wzrostu cen rudy żelaza o 60+70 % w drugim kwartale tego roku. W marcu 2005 r. CYRD zakończyła negocjacje z klientami podpisując kontrakt z ThyssenKrup, największym niemieckim producentem stali, w którym uwzględniono możliwość wzrostu ceny o 79 %. Dostawy rudy w ww. kontrakcie zabezpieczy kopalnia Carajas.

NOWOŚCI TECHNOLOGICZNE ANODY OBOJĘTNE SĄ GOTOWE DO ZASTOSOWANIA W ELEKTROLIZERACH DO PRODUKCJI ALUMINIUM de NORA V.: INERT ANODES ARĘ READY FOR USE IN ALUMINIUM PRODUCTION CELLS. ALUMINIUM 2005, t. 81 nr 1/2, s. 67+70, AG

Światowa produkcja aluminium pierwotnego wynosi obecnie ponad 30 min t/rok. Stosowanie anod i katod węglowych przyczynia się do dużego zanieczyszczenia środowiska i zużycia energii. Niezależne grupy badawcze uznają potrzebę zasadniczej modyfikacji procesu poprzez zastąpienie anod węglowych — anodami obojętnymi, które uwalniają tlen zamiast dwutlenku węgla i fluoropochodnych węglowodorów, co znacząco redukuje lub eliminuje zanieczyszczenie środowiska. Jednakże, podjęte próby radykalnych zmian projektu elektrolizera Hall-Heroulta są kosztowne i jak do tej pory nieudane. Możliwe, że z tego powodu w przemyśle aluminiowym jeszcze nie rozpowszechniły się anody obojętne, chociaż już od dłuższego czasu uznaje się

je za ważne osiągnięcie techniczne. W celu redukcji zanieczyszczeń i poprawy osiągów konieczne jest wprowadzenie odpowiednich modyfikacji elektrolizerów np. zastosowania katod zwilżalnych. Modernizacja, w tym kierunku, istniejących elektrolizerów Hall-Heroulta może przyczynić się do znacznych oszczędności przy stosunkowo niskich nakładach inwestycyjnych. Firma Moltech opracowała prototypowe próbne elektrolizery z obojętnymi anodami metalowymi zwanymi Yeronica, wytwarzanymi z zastosowaniem konwencjonalnej technologii odlewania. Anody Yeronica mogą posiadać złożone kształty i są mocowane z wykorzystaniem środków konwencjonalnych, co eliminuje problemy strukturalne i mocowania towarzyszące stosowaniu anod obojętnych z cermetali. W firmie Moltech dostępne są również próbne elektrolizery z metalowymi anodami Yeronica, które mają elektrochemicznie aktywną powierzchnię zwróconą do katody. Anody Yeronica są

647

konkurencyjne w porównaniu z anodami węglowymi. Posiadają wysoką przewodność i ze względu na swoją konstrukcję cechuje je szybkie uwalnianie gazów. Pomyślny rozwój anod metalowych firmy Moltech stał się możliwy dzięki zastosowaniu katod zwilżalnych, produkowanych również w firmie i nazwanych Tinor 2000. Katody Tinor 2000 mogą być stosowane we wszystkich istniejących elektrolizerach, zarówno ze wstępnie spiekanymi elektrodami, jak i Soderberga, redukując penetrację sodu do katody i zapewniając lepszy rozkład prądu oraz większą trwałość. Mogą być one również stosowane w elektrolizerach modyfikowanych w celu osiągnięcia poziomu zwilżalności wymaganego w innowacyjnym elektrolizerze z ciągłym odbiorem metalu. Katody Tinor 2000 pozwalaj ą m.in. na redukcję w bloku katodowym zjawiska starzenia, odkształcenia, erozji oraz zanieczyszczeń, co prowadzi do umocnienia powierzchni katody, zwiększając trwałość i wydłużając czas użytkowania, a w konsekwencji zmniejsza koszty produkcyjne. Tinor 2000 chroni powierzchnię katody i umożliwia jej zwilżanie przez aluminium. Penetracja sodu do węgla powlekanego zachodzi o wiele wolniej. W elektrolizerach z katodami węglowymi z powłoką Tinor, nawet po kilku latach eksploatacji, obserwuje się nikłe ślady działania korozji i erozji. Katody powlekane Tinor dają bardziej jednolity rozkład prądu, co prowadzi do wzrostu wydajności prądowej i trwałości katody, a dzięki zredukowaniu odległości pomiędzy anodą i katodą również do niższego napięcia elektrolizera. Anoda Yeronica składa się z serii poziomych prętów anodowych, które od strony katody posiadają elektrochemicznie aktywną powierzchnię. Unikalny kształt anody odgrywa szczególną rolę i ma duży wpływ na jej trwałość. Powierzchnia anody Yeronica jest chroniona przez aktywną warstwę niestechiometrycznego tlenku wytworzonego w procesie wstępnego utleniania. Ważne parametry eksploatacyjne elektrolizerów do produkcji aluminium wyposażonych w anody firmy Moltech obejmują m.in.: skład elektrolitu; zawartość A12O3 w elektrolicie, szczególnie w pobliżu elektrochemicznie aktywnej powierzchni; temperaturę elektrolitu, która powinna być dobrana stosownie do temperatury topnienia elektrolitu. Optymalny zakres temperatur pracy w elektrolizerach z metalową anodą Yeronica wynosi 920+940 °C i jest o 30+40 °C niższy w porównaniu z elektrolizerami konwencjonalnymi. Warunki pracy i chemia kąpieli są kluczowymi parametrami wyznaczaj ącymi stabilność i trwałość anod Yeronica. Do ich określenia wykorzystano komputerowy proces modelowania i symulacji. Przy opracowaniu optymalnego projektu anody niezbędne jest wykorzystanie wyników matematycznego modelowania cyrkulacji elektrolitu. Przeprowadzona symulacja pokazała również, że geometria anod Yeronica zapewnia dużą powierzchnię, co w połączeniu z doskonałą przewodnością rdzenia metalowego daje jednolity rozkład prądu. Symulacja potwierdziła również, że poziome położenie prętów zapewnia doskonałe warunki hydrodynamiczne dla gazu. A dodatkowe badania cyrkulacji elektrolitu pokazały, że jej prędkość utrzymuje wymaganą wysoką koncentrację tlenku glinu na aktywnej powierzchni anod Yeronica. Produkowane w firmie Moltech anody metalowe Yeronica i powlekane katody węglowe Tinor z powodzeniem przebadano w elektrolizerach laboratoryjnych, pilotażowych na małą i dużą skalę, jak również w prototypowych elektrolizerach handlowych. Zmodyfikowany projekt anod Yeronica będzie dostępny w 2005 r. EKSTRAKCJA ROZPUSZCZALNIKOWA WSPOMAGANA POWIETRZEM: W KIERUNKU NOWEGO PROCESU EKSTRAKCJI TARKAN H. M. FINCH J. A.: AIR ASSISTED SOLYENT EXTRACTION: TOWARDS A NOYEL EXTRACTION PROCESS. MIN. ENG. 2005, t. 18, nr l, s. 83+88, AG

W górnictwie i przetwórstwie metali powstają bardzo duże ilości ścieków zawierających metale. Jednym z głównych problemów, z którymi zmaga się przemysł górniczy, jest odprowadzanie kwaśnych wód kopalnianych. Ekstrakcja rozpuszczalnikowa została wybrana jako jedna z możli-

648

wych metod obróbki ścieków. Główną trudnością w zastosowaniu ww. procesu do roztworów rozcieńczonych są stosunkowo duże nakłady kapitałowe oraz straty odczynników. Istnieje duża potrzeba obróbki ścieków w tańszy sposób. Modyfikację i adaptację ekstrakcji rozpuszczalnikowej do przeróbki roztworów rozcieńczonych zwaną ekstrakcją rozpuszczalnikową wspomaganą powietrzem (AASX), opisano w 2003 r. Porównano proces AASX z konwencjonalną ekstrakcją rozpuszczalnikową. Proces AASX oferuje stosunkowo dobre perspektywy przy przeróbce roztworów o wysokim rozcieńczeniu i daje nadzieję na uzyskanie wysokich stosunków fazy wodnej/fazy organicznej (a/o) bez „dyżurnego" problemu separacji faz (porywania fazy organicznej przez wodną i odwrotnie). Podano wyniki badań procesu AASX. Przy sporządzeniu roztworów wodnych użyto CuSO4-5H2O. Rozpuszczalnikiem był ekstrahent chelatujący LIX 973N (COGNIS) rozpuszczony w nafcie. Gęstość 3 LIX 973N wynosiła 0,950 g/cm . Proces AASX wykorzystano do opisu zjawisk zachodzących podczas kontaktu pęcherzyków pokrytych rozpuszczalnikiem z odczynnikiem organicznym i fazą wodną. Celem badań ekstrakcji było wtryski wanie pojedynczego strumienia pokrytych rozpuszczalnikiem pęcherzyków do kolumny zawierającej fazę ciekłą. Realizowano to poprzez umieszczenie rozpuszczalnika w specjalnym urządzeniu i napowietrzanie do utworzenia pianki. Tworzenie pianki było łatwiejsze przy wyższym stosunku odczynnika LIX 973N/nafty. Pianka przechodziła przez kapilarę, a pęcherzyki były wypuszczane przez otwór. Powietrze bez trudu wychodziło na powierzchnię roztworu. Ekstrakcja rozpuszczalnikowa jest silnie zależna od pH. Wszystkie doświadczenia prowadzono przy pH 2,1, przy stosunku 1:1 LIX 973 N/nafty i 150 ml roztworu wodnego o zawartości 500 mg/1 Cu. Próbki roztworu o objętości l ml analizowano z użyciem atomowej spektroskopii absorpcyjnej. Badano m.in.: prędkość wzrostu powłoki i jej grubość. Wykorzystano własności pianotwórcze rozpuszczalnika do wytwarzania powlekanych pęcherzyków. Szacowano grubość powłoki, powlekanych pęcherzyków o średnicy 0,44 mm, na ok. 3 |^m, a pole powierzchni właściwej rozpuszczalnika na ok. 3000 cm2/cm3. Zastosowanie procesu AASX, w przeprowadzonych testach separacji dla roztworów zawierających 500 mg/1 Cu, przy wysokim stosunku a/o 75:1, umożliwiło zasadniczo natychmiastową separację faz. Proces ekstrakcji rozpuszczalnikowej wspomaganej powietrzem (AASX) zaproponowano do obróbki rozcieńczonych roztworów, np. ścieków, celem likwidacji wad konwencjonalnego procesu ekstrakcji rozpuszczalnikowej, poprzez osiągnięcie wysokich współczynników a/o, i w konsekwencji wysokiego stopnia wzbogacenia, zapewniając jednocześnie łatwość separacji faz. SELEKTYWNA FLOTACJA ENARGITU Z CHALKOPIRYTU NA DRODZE KONTROLI ELEKTROCHEMICZNEJ GUO H. YEN W. T.: SELECTIYE FLOTATION OF ENARGITE FROM CHALCOPYRITE BY ELECTROCHEM1CAL CONTROL. MINERALS ENGINEERING 2005, t. 18, nr 5, s. 605+612, AG

Enargit — Cu3AsS4, występujący razem z minerałami miedzi, stwarza problemy z punktu widzenia czystości środowiska, jak też późniejszych procesów pirometalurgicznych. Prowadzone badania wykazały, że minerały zawierające arsen są trudne do usunięcia z koncentratu miedziowego za pomocą konwencjonalnych technik flotacji. Prowadzone, w ciągu ostatniej dekady, badania w Kanadzie, Chinach, USA, Rosji i Finlandii wykazały, że flotacja z kontrolą potencjału pulpy będzie obiecująca techniką eliminacj i arsenu z koncentratów chalkopirytu. Z pomocą różnorodnych technik przeprowadzono badania właściwości utleniania i charakterystyk flotacyjnych enargitu i chalkopirytu. Przebadano ich zwilżalność i zachowanie elektrochemiczne podczas flotacji przy kontrolowanych potencjałach. Do badań używano minerały syntetyczne i naturalne. Enargit syntetyczny przygotowano z proszków Cu, As, i S o wysokiej czystości. Równocześnie sporządzono próbki enargitu naturalnego ze śladowymi ilościami Fe i Zn (czystość ponad 98 %). Podobnie postąpiono w przypadku chalko-

pirytu. Syntetyczny chalkopiryt — CuFeS2 sporządzono z proszków Cu, Fe, i S o wysokiej czystości. Chalkopiryt naturalny zawierał śladowe ilości Pb, Zn i Ni (czystość ponad 98 %). Selektywnej flotacji poddawano syntetyczny enargit i naturalny chalkopiryt. Syntetyczna ruda kompozytowa poddana selektywnej flotacji enargitu z chalkopirytu składała się w 50 % z syntetycznego enargitu i w 50 % z naturalnego chalkopirytu. Stosowane w badaniu roztwory buforowe obejmowały: kwas borowy, chlorek potasu, wodorotlenek sodu (dla osiągnięcia pH 10); fosforany sodu i potasu (dla osiągnięcia pH 7). Jako gaz obojętny zastosowano N2 o czystości 99,9999 %. Odczynnikiem flotacyjnym był ksantogenian amylowo-potasowy (PAK), oczyszczony w roztworze acetonu i powtórnie wytrącony eterem. Podano sposób przygotowania elektrod do badań elektrochemicznych. Opisano i przeprowadzano próby polaryzacji, powiązane z badaniem korozyjnym. Próbki do mikroflotacji przygotowywano przez mielenie na sucho, a następnie kruszenie do - l mm. Do flotacji użyto frakcję - 150 do + 400 mesh. Przeprowadzenie mikroflotacji z chemicznie kontrolowanym potencjałem pulpy wymagało dodawania do komory flotacyjnej roztworu buforowego do uzyskania/;// 10. Produkty flotacji selektywnej stanowiły miedź i żelazo. Podano charakterystyki elektrochemiczne enargitu i chalkopirytu. Określono zwilżalność w kontrolowanych potencjałach. Badano flotowalność w roztworach bez kolektora. W dyskusji wyników stwierdzono, że zarówno flotacja selektywna z kolektorem, jak i bez niego, może być zastosowane do separacji enargitu z koncentratu chalkopirytowego. Uzyskane wyniki wskazują na wyższość selektywnej flotacji z kolektorem, która gwarantuje lepszą selektywność i większą prędkość flotacji. Zawartość arsenu w koncentratach miedzi musi być niższa niż 0,1 %, co pozwoli uniknąć kar związanych z naruszeniem przepisów o ochronie środowiska. BADANIE ZALEŻNOŚCI fr-Sb W MIKROSKALI HERNANDEZ-AGUILAR J. R., RAO S. R., FINCH J. A.: TESTING THE k-Sb RELATIONSHIP AT THE MICROSCALE. MINERALS ENG1NEERING 2005, t. 18, nr 5, s. 591+598, AG

Podstawowe badania chemii flotacji prowadzono z wykorzystywaniem różnej konstrukcji komór do mikroflotacji. Zaproponowano badanie wzajemnych zależności pomiędzy stałą prędkości flotacji (k) oraz polem powierzchni strumieniapęcherzyków (Sb) w obszarze pulpy, mianowicie k = PSh, gdzie P jest tzw. współczynnikiem flotowalności. Testowane w mikroskali badanie oferuje kontrolę chemicznego i fizycznego środowiska flotacji. Opisano eksperyment prowadzony w komorze o średnicy: 2 cm, wysokości: 13 cm, nominalnej objętości: 40 ml, wyposażonej w urządzenie do rozpraszania powietrza. Przy ocenie Sb wymagane jest wyznaczenie prędkości gazu (Jg) i wielkości pęcherzyka (Db). Prędkość przepływu powietrza była regulowana aż do 92 ml/min, dając Jg aż do 0,5 cm/s. Pomiary wielkości pęcherzyków wykonano analizatorem McGilla. Do oceny zastosowano standardowe procedury statystyczne. Testy prowadzono dla dwóch rodzajów materiałów: wysokiej czystości tlenku niklu (20 |^m) i wysokiej klasy rozdrobnionej galeny (37 |^m),owspółczynnikach flotowalności odpowiednio:/1- l ,73 x 10 iP~2,82xlO"3. Zmielony materiał przemywano 4N HC1 w celu usunięcia produktów utlenienia, a następnie — z zastosowaniem odtlenionej i zdejonizowanej wody. Jako odczynnik stosowano ksantogeniany: potasowo-etylowy i potasowo-amylowy (Prospec Chemicals), oczyszczone przez rekrystalizację z acetonu za pomocą eteru naftowego, a jako spieniacz zastosowano Dowfroth 250 °C (Dow Chemicals). Wszystkie badania prowadzono w zawiesinie sporządzonej z wody destylowanej przy pH ~ 6,5 i stężeniu ksantogenianu 10~5 M (etylowego dla galeny i amylowego dla NiO). Podczas eksperymentu próbki o masie l g (NiO lub galeny) mieszano z 40 ml wody, wprowadzając wymaganą ilość ksantogenianu. Po 5 min kondycjonowania dodano pożądaną objętość spieniacza i szlam wprowadzano do komory. Spowodowano przepływ powietrza o wymaganej prędkości, zbierając produkt flotacji w odstępach

czasu: 30, 60, 80 i 120 s. Otrzymany produkt flotacji filtrowano, suszono i ważono, oznaczając odzysk (R) jako funkcję czasu (t). Obliczono stałą prędkości flotacji (k). Doświadczenie przeprowadzono dwuetapowo. Na pierwszym etapie wyznaczono Sb w mikrokomorze jako funkcję dwóch zmiennych — prędkości strumienia powietrza (kontrolowanej przez Jg i Db) i dozowania spieniacza (kontrolowanego przez Db). Do szczegółowej analizy wybrano pięć wielkości przepływów powietrza: 48, 58, 69, 82 i 92 ml/min (tj. Jg = 0,25; 0,31; 0,37; 0,44 i 0,49 cm/s) i stężenie piany aż do ~ 60 ppm. Na drugim etapie — stałe prędkości wyznaczano dla obydwu materiałów, biorąc pod uwagę pięć wielkości J i pięć wartości stężeń spieniacza: 2,8; 4,2; 5,6; 7.0 i 8,4 ppm. Wszystkie eksperymenty powtórzono i dla każdej wartości Sb obliczono średnią wartość k. OSŁABIENIE CZĄSTEK PODCZAS WYSOKOCIŚNIENIOWEGO MIELENIA W PRASIE WALCOWEJ TAYARES L. M.: PARTICLE WEAKENING IN HIGH-PRESSUREROLL GRINDING. MINERALS ENGINEERING 2005, t. 18, nr 6, s. 651+657, AG

Rozdrabnianie za pomocą wysokociśnieniowych pras walcowych (HPGR) zachodzi w wyniku wysokich naprężeń pomiędzy cząstkami, powstających podczas ściskania warstwy ciała stałego w szczelinie pomiędzy dwoma walcami prasującymi. W porównaniu z konwencjonalnym kruszeniem w procesie HPGR uzyskuje się większy udział drobnych cząstek. Szczególnie atrakcyjne jest zastosowanie rozdrabniania na prasie walcowej (HPGR) w przemysłach mineralnym i cementowym, jako etapu wstępnego rozdrabniania przed konwencjonalnym mieleniem w młynie kulowym. Kombinowany proces rozdrabniania, obejmujący oba etapy, pozwoli na osiągnięcie wysokich stosunków redukcji. Ocena ilościowa zdolności procesu HPGR do osłabiania cząstek i jego wpływu na zachowanie podczas mielenia — nie jest prosta. Na przykładzie próbek rudy miedzi i złota opisano wyniki doświadczeń mające na celu ocenę zdolności mielenia w prasie walcowej (HPGR) i porównano je z uzyskanymi podczas konwencjonalnego kruszenia. Doświadczenie wykonano na próbkach rudy miedziowo-molibdenitowej z Green Yalley, Arizona (USA), o wielkości cząstek ok. 40 mm, którą rozdrabniano w różnych urządzeniach, np. prasie walcowej Krupp Polusius. Jest to największa prasa walcowa na świecie i pierwsza dla rudy miedzi, wyposażona w dwa walce przeciwbieżne o średnicy 2,5 m i długości 1,4 m ze szczeliną między walcową 30 mm, w której działają siły 42 x 10 N, co odpowiada ciśnieniu rozdrabniania MPa. Nominalna wydajność prasy wynosi 1200 t/h. Poszczególne próbki przygotowywano do badania pojedynczych cząstek w komorze do obciążenia udarowego, nazywanej również komorą ultraszybkiego obciążenia (UFLC). Mierzono siłę oddziałującą na cząstkę i oznaczano minimalną energię wymaganą do przełomu cząstki. Omówiono m.in. wpływ wymiaru cząstek, energii wejściowej (ciśnienia rozdrabniania), metody kruszenia i pozycji cząstki na charakterystyki przełomu cząstki rudy miedzi podczas mielenia w prasie walcowej. Wyniki porównano z uzyskanymi przy innych metodach kruszenia. KINETYKA ŁUGOWANIA W STOSACH JEST PROPORCJONALNA DO STOSUNKU PRĘDKOŚCI NAWADNIANIA I WYSOKOŚCI STOSU LIZAMA H. M., HARLAMOS J. R., MC KAY D. J., DAI Z.: HEAP LEACHING KINETICS ARĘ PROPORTIONAL TO THE IRRIGATION RATĘ DIYIDED BY HEAP HEIGHT. MINERALS ENGINEERING 2005, t. 18, nr 5, s. 623+630, AG

W oparciu o technologię bioługowania w stosach rudy miedzi i złota, przeprowadzono badania dla siarczkowej rudy cynku. Badania symulowano w kolumnach załadowywanych rudą, napełnianych od góry roztworem ługującym, a od dołu napowietrzanych. Próby przeprowadzono dla rudy cynku otrzymanej z kopalni Red Dog Minę (Alaska, USA) o zawartości: 15 % Zn, 5,6 % Fe, 4,4 % Pb i 13,0 % S w postaci siarczku. Zawartość żelaza w sfalerycie wynosiła 3 %. Przed załadowaniem do kolumn ruda była aglomerowana wodą i kwasem siarkowym do zawartości wilgoci 8 %. Kolumny o średnicy 10 cm i wysokości od 1+8 m wykonano z PVC. W za-

649

leżności od wysokości, zawierały one od 32 do 263 kg rudy. Kolumny napełniano roztworem rafinacyjnym z obiegu ekstrakcji rozpuszczalnikowej cynku, zawierającym: 12 g/1 H2SO4,12 g/1 Zn i l g/1 Fe. Do każdej z nich zaszczepiano po 50 ml zmieszanych kultur umiarkowanie ciepłolubnych bakterii Acidothiobacillus caldus i Sulfobacillus thermosulfidoozidans. Biohigowanie prowadzono przez 300+600 dni w temperaturze 50 °C. Wykorzystano doświadczenia uzyskane przez autorów we wcześniejszych badaniach, prowadzonych w krótkich kolumnach o wysokości l m. Ustalono, że biolugowanie zachodzi dwuetapowo, na początkowym — bakterie zmierzają do kontaktu z siarczkami i rozpoczynają rozmnażanie, wzrastając na powierzchni minerału, a na drugim etapie — następuje ich kolonizacja. Na podstawie przeprowadzonych badań stwierdzono, że stosunek prędkości przemywania do wysokości (L/h) jest kluczowym parametrem procesu bioługowania w stosach. Jest on kontrolowany na różnych etapach procesu. Ługowanie w kolumnach o różnej wysokości jest normalizowane poprzez kontrolę ilości zastosowanego roztworu lub stosunek L/h. Stosunek napełniania do wysokości L/h jest znormalizowaną prędkością dostarczania odczynnika do rudy. Przeprowadzone badania nie tylko wyjaśniły rolę różnych parametrów kinetyki w procesie bioługowania w funkcji L/h, ale dały również podstawy do modelowania procesu. Wyniki uzyskane w małych kolumnach wykazały dobrą zgodność z osiągami przewidywanymi w procesie ługowania w stosach. W związku z powyższym, przebieg procesu ługowania w stosach może być z powodzeniem kontrolowany z użyciem L/h jako parametru operacyjnego. Określono i zbadano reakcje chemiczne zachodzące podczas bioługowania w stosach. Uzyskane dane dla procesu bioługowania sfalerytu i pirytu zinterpretowano zgodnie z wcześniej zaproponowanym modelem. W tym przypadku, odczynnikiem jest roztwór ługujący zawierający kwas, rozpuszczony tlen i jony żelazowe. Analiza i modelowanie procesu ługowania w stosach z wykorzystaniem współczynnika L/h ma jednak pewne ograniczenia. NANOKOMPOZYTY UZYSKUJĄ DOSKONAŁĄ PRZEWODNOŚĆ DZIĘKI MAŁYM CZĄSTKOM KARWAN-BACZEWSKA J., GOTMAN I., GUTMANAS F. Y., SHAPIRO M.: SMALL PARTICLES WITH BETTER CONTACTS MĄKĘ NANOCOMPOSITES KINGS OF CONDUCTIYITY. METAL POWDER REPORT 2005, nr 6, s. 28+34, AG Czysta miedź i kompozyty na bazie miedzi są tradycyjnie wykorzystywane w zastosowaniach, wymagających wysokiej przewodności elektrycznej i/lub cieplnej. Jednakże, gdy posiadają one konwencjonalną wielkość ziarna, są materiałami miękkimi o względnie niskiej granicy plastyczności i bardzo niskiej odporności na zużycie. W celu poprawy własności, stosowane są różne procesy, m.in.: umocnienie dyspersyjne cząstkami tlenku glinu, tytanu lub cyrkonu; gwałtowne krzepnięcie; starzenie gwałtownie skrzepniętych stopów; rozwój ultradrobnych mikrostruktur; rozproszenie nanokrystalicznych cząstek ceramicznych w matrycy metalowej; stopowanie mechaniczne itd. W efektywnym kosztowo procesie OMR (utlenianie-mielenie-redukcja) można wytwarzać, bliskie pełnej gęstości, nanokompozyty Cu-TiN, a także nanokrystaliczne Cu i Cu-Ni. Metodę OMR zastosowano również do produkcji nanoproszków Cu i Ni. Przeprowadzono serie eksperymentów utleniania w zakresie temperatur od 300 do 800 °C. Mieszanki Cu2O lub CuO z NiO lub TiN mielono w młynie kulowym w powietrzu, w ciągu 5 h, celem otrzymania mieszanek proszków nanotlenków. Mieszanki te były redukowane do metalicznych Cu, Cu-20Ni lub Cu-4TiN w wodorze, w temperaturze 200+300 °C. Wypraski, o gęstości 70+80 %, przygotowano z mieszanek czystej Cu i Cu-TiN pod ciśnieniem 150+300 MPa i wyżarzano w wodorze w temperaturach do 300 °C, w celu zredukowania tlenków powierzchniowych. Po redukcji w wodorze wypraski spiekano na zimno w temperaturze pokojowej pod ciśnieniem 3 GPa w powietrzu lub w próżni (10~3 Tor), po czym wyżarzano w temperaturach do 600 °C przez l h. Badano zależność: gęstości nanomateriałów od ciśnienia zagęszcza-

650

nia, mikrotwardości i granicy plastyczności od temperatury wyżarzania, przewodności elektrycznej zagęszczonych i wyżarzonych Cu i Cu-20Ni od gęstości oraz powierzchnię przełomu nanokrystalicznego Cu-4TiN. Uzyskane wstępnie wyniki badań dla nanokompozytów na bazie miedzi wytwarzanych w procesie OMR wskazują, że uzyskano połączenie wysokich własności mechanicznych z dobrą przewodnością cieplną i elektryczną, co pozwala na ich stosowanie na styki elektryczne i łożyska podlegające dużym obciążeniom. PRACE BADAWCZO-ROZWOJOWE PROWADZONE W JAPONII NAD METALICZNYMI MATERIAŁAMI STOSOWANYMI W BIOMEDYCYNIE, STOMATOLOGII I OCHRONIE ZDROWIA MITSUO NIINOMI, TAKAO HANAWA, TAKAYUKI NARUSHIMA: JAPANESE RESEARCH AND DEYELOPMENT ON METALLIC BIOMEDICAL, DENTAL AND HEALTHCARE MATERIALS JOURNAL OF THE M1NERALS. METALS AND MATERIALS SOCIETY 2005, nr 4, s. 18+24, AG W ostatnich latach w Japonii nastąpił gwałtowny rozwój badań naukowych w zakresie metalicznych materiałów stosowanych w biomedycynie, dentystyce i w ochronie zdrowia. Szczególną uwagę zwrócono na niealergiczne metaliczne biomateriały na bazie nietoksycznych pierwiastków. Opracowano nowe procesy wytwarzania: stali nierdzewnych nie zawierających manganu oraz niklu, nowych stopów tytanu o wysokiej wytrzymałości oraz bezniklowych stopów tytanu z pamięcią kształtu lub stopów nadsprężystych do zastosowań w medycynie i dentystyce. Japan Institute of Metals (JIM) koordynuje i kieruje badaniami nad stopami przeznaczonymi do zastosowań medycznych. Instytut, będąc wiodącym ośrodkiem w Japonii, planuje główne przedsięwzięcia naukowo-badawcze i opracowuje ich strategię, organizuje sympozja, szkolenia i seminaria. W artykule omówiono badania prowadzone przez członków JIM. Podano m.in. wyniki badań własności: mechanicznych, elektrycznych, zmęczeniowych i korozyjnych prowadzonych m.in. dla stali nierdzewnych, stopów kobaltu, stopów tytanu (np. Ti-Fe-Cr i Ti-Fe-Cr-Al), dentystycznych stopów (np. Ag-Pd-Au-Cu i Ag-Pd-Cu-Au-Zn), amorficznych stopów cyrkonu oraz innych materiałów biomedycznych, zastosowanych m.in. w chirurgii, ortopedii, stomatologii czy też ochronie zdrowia. Szczególną uwagę zwrócono na zagadnienie powierzchniowych powłok tlenkowych oraz ich wpływu na biokompatybilność i cytotoksyczność, a także na właściwości zmęczeniowe i odporność na zużycie materiałów biomedycznych. Zainteresowanie materiałami biomedycznymi wiąże się z ich coraz szerszym stosowaniem, m.in. w implantach ortopedycznych, jako substytutu dla tkanki twardej, sztucznych wiązadłach kości i połączeniach oraz przy produkcji urządzeń dla układu sercowo-naczyniowego. Rozwój w dziedzinie nowych materiałów biomedycznych jest ściśle uwarunkowany rozszerzeniem wiedzy i badań nad wzajemnymi oddziaływaniami pomiędzy powierzchniami materiału oraz tkankami i właśnie w tym kierunku, według specjalistów JIM, należałoby ukierunkować prowadzenie badań. NOWA PRASA DO SPIEKANIA OSIĄGA SZYBKO I ŁATWO WYSOKIE TEMPERATURY FRITSCH D.: HOT STUFF! NEW SINTERING PRESS MAKES HIGH TEMPERATURES QUICK AND EASY. METAL POWDER REPORT 2005, nr 5, s. 14+15, AG Prasowanie na gorąco jest dobrze znaną techniką w metalurgii proszków. W technologii prasowania na gorąco stosowane są trzy różne rodzaje nagrzewania: nagrzewanie indukcyjne, pośrednie nagrzewanie oporowe i bezpośrednie nagrzewanie oporowe. W artykule krótko opisano ww. metody, przedstawiając ich wady i zalety. Dotychczas technologię bezpośredniego nagrzewania oporowego stosowano w metalurgii proszków przy maksymalnych temperaturach 1400 °C. Jej zaletą jest bardzo wysoka prędkość nagrzewania, idealna przy szybkim nagrzewaniu części obrabianych oraz form o dużej średnicy i względnie małej wysokości.

Nowa prasa, przedstawiona przez autora, umożliwia prowadzenie procesu w temperaturze do 2400 °C, zabezpieczając dużą prędkość nagrzewania, dokładną kontrolę temperatury i bezpośredni pomiar temperatury obrabianych części. Standardowa, maksymalna siła prasowania wynosi do 600 kN (601), moc nagrzewania 150 kVA przy napięciu wtórnym 4,5 do 6 V. Urządzenie może pracować w próżni lub atmosferach ochronnych. Opcjonalnie może być wyposażone w system nadciśnieniowy. Urządzenie z powodzeniem przetestowano w temperaturach do 2400 °C zarówno dla części metalowych, jak i ceramicznych, np.

z węglika boru. Opcjonalnie dostępny jest dodatkowy magazyn części (do 54 sztuk), z którego mogą one być ładowane automatycznie. Opcją dostępną jest również sterowanie procesem i programowanie off linę przez zewnętrzny komputer (PC). Panel dotykowy jest wyposażeniem standardowym. Urządzenie jest szczególnie odpowiednie dla procesów, wymagających wysokich prędkości nagrzewania, np. dla materiałów, które nie mogą zbyt długo przebywać w wysokiej temperaturze lub procesów, które wymagają szybkich prędkości nagrzewania dla uzyskania wysokiej wydajności.

WYBRANE KONFERENCJE szkolenia, seminaria, wystawy, targi światowe i krajowe związane z metalami nieżelaznymi w latach 2005-2006 3-5-5 października 2005, Praga, Czechy EURO PM 2005 Źródło: Mettal Powder Report. 2005, nr 6 fax: +44(0) 1743248899 7+19 października 2005, Kyoto, Japonia International Lead-Zinc Processing Symposium Źródło: Minerals Engineering. 2003, t. 16 nr 9, s. 888 e-mail: [email protected] 20+22 października, 2005, Modena, Italia Alumotove 2005 Źródło: Light Metal Agę, 2004, t. 62, nr 8, s. 72 e-mail: [email protected] www.alumotive.it www.aluplanet.com

Process Systems 05 Źródło: International Journal of Minerał Processing, 2004, t. 74, nr 1+4, s. 386 e-mail:[email protected] fax:+44 (0)1326318352 14+16 listopada, 2005, Neu-Ulm, RFN Continuous Casting Źródło: Light Metal Agę, 2004, t. 62, nr 8, s. 72 e-mail: [email protected] www.dgm.de/concast 12+16 marca, 2006, San Antonio, USA TMS Meeting & Exhibition Źródło: Minerals Engineering. 2003, t. 16, nr 9, s. 888 e-mail: [email protected]

10+12 listopada 2005, Cape Town, RPA

Materiały informacyjne opracowuje zespół pracowników Działu Informacji i Marketingu Instytutu Metali Nieżelaznych w składzie: mgr inż. Jadwiga Kapryan — JK mgr inż. Beata Łaszewska — BŁ mgr inż. Anna Gorol — AG Alicja Wójcik — AW

Wydawnictwo

Nowość

w prenumeracie tego czasopisma! PRENUMERATA W PAKIECIE*

Pakiet zawiera roczną prenumeratę w wersji papierowej + cały rocznik na płycie CD, wysyłany po zakończeniu roku wydawniczego. Szczegóły - patrz warunki prenumeraty wewnątrz zeszytu

651

EJ 1! C a

Światowy rynek metali

GLOBAL NON-FERROUS METALS MARKET R e d a k t o r o d p o w i e d z i a l n y : dr hab. inż. JAN BUTRA Rudy Metale R 50 2005 nr 10-11 UKD 669.21.8(100):338.5(100):339.4(100)

WYDARZENIA GOSPODARCZE POROZUMIENIE CHINA Z CODELCO China signs deal with Codelco, Mining Journal, 3 June 2005, p. l, Metal Bulletin, 13 June 2005, p. 11 China Minmetals Corp. podpisało długo oczekiwane porozumienie z Corporación Nacional del Cobre (Codelco). Na mocy porozumienia China Minmetals zainwestuje 550 min $ w spółkę jv (50:50) celem sfinansowania dalszych przedsięwzięć górniczych Codelco. Gotówkę dostarczy China Development Bank, a w zamian China Minmetals zabezpieczy kontrakt na sprzedaż 55 tyś. Mg miedzi rafinowanej rocznie w okresie 15 lat. Spółka uzyska także prawo do nabycia po cenie rynkowej 25 % udziałów w projekcie miedzi Gaby w północnym Chile. Codelco pragnie zachować 51 % udziałów w projekcie i rozważa emisję publiczną pozostałych 24 % udziałów. Gaby od 2008 r. będzie produkować 150 tyś. Mg miedzi katodowej ZAMKNIĘCIE COPPER CLIFF Copper Cliff closure, Mining Journal, 3 June 2005, p. 3 W ramach obniżki kosztów Inco Ltd planuje zamknięcie swojej rafinerii Copper Cliff w Sudbury w zachodnim Ontario na koniec 2005 r. Zakład zatrudnia 140 pracowników i produkuje 115 tyś. Mg miedzi katodowej rocznie. SUMITOMO NABYWA OJOS DEL SALADO Sumitomo to take Ojos del Salado stake, Mining Journal, 3 June 2005, p. 5 Japońska grupa Sumitomo potwierdziła swoje plany dotyczące zainwestowania 25 min $ w nabycie 20 % udziałów w górniczych aktywach miedziowych Ojos del Salado w Chile. Sumitomo Metal Mining Co Ltd nabędzie 16 %, a Sumitomo Corp 4 % udziałów w Ojos. W 2004 r. zakład dokonał przeróbki 673 tyś. Mg rudy o średniej zawartości 1,57 % Cu, uzyskując produkcję na poziomie 9430 Mg. Zasoby przemysłowe projektu szacowane są na 16,2 min Mg o średniej zawartości 1,31 % Cu i 0,3 g/Mg Au. TRITTON ROZPOZNAJE NOWE ZŁOŻE Tritton's high-grade hit, Mining Journal, 3 June 2005, p. 11 Tritton Resources Ltd podczas podziemnych prac eksploracyjnych w kopalni w New South Wales napotkało wysokojakościową strefę mineralizacji miedzi. Szerokość strefy wynosi 4,45 m, a średnia zawartość metali wynosi 32,2 % Cu, 287 g/Mg Ag i 1,1 g/Mg Au. RESTRUKTURYZACJA CERRO YERDE ZAKOŃCZONA Rejig of Cerro Yerde ownership completed, Mining Journal, 10 June 2005,

652

p. 3

Zakończona restrukturalizacja kopalni miedzi Cerro Yerde w Peru pozwoliła uzyskać 443 min $ na częściowe sfinansowanie planu eksploracji, którego koszty szacowane są na 850 min $. Rozwój kopalni, którego większościowym udziałowcem i operatorem jest Phelps Dodge Corp., przewiduje uzyskanie od 2007 r. produkcji na poziomie 300 tyś. Mg miedzi rocznie. W ramach restrukturalizacji Cia de Minas Buenaventura SA zwiększyło swoje udziały w Cerro Yerde z 9,2 do 18,2 % poprzez subskrybcję nowych akcji za kwotę 154,9 min $. Sumitomo Corp. i jego spółka zależna Sumitomo Metal Mining Co Ltd dokonały nabycia łącznie 21 % udziałów kopalni za 265 min $ w nowych akcjach. AFRICAN COPPER INWESTUJE W DUKWE IMATSITAMA African Copper targets Matsitama after Dukwe, Mining Journal, 10 June 2005, p. 7 African Copper plc inwestuje w rozwój projektu miedzi Dukwe w Botswanie. Koszty uruchomienia eksploatacji odkrywkowej (przeróbka rudy o mineralizacji tlenkowej) szacuje się na 35 min $, a podziemnej (przeróbka rudy o mineralizacji siarczkowej) na dalsze 25 min $. Aktywem o największym znaczeniu dla spółki jest jednak projekt Matsitama, obejmujący 5 koncesji eksploracyjnych na obszarze 4 tyś. km . EKSPANSJA LOS PELAMBRES Los Pelambres wins expansion go-ahead, Mining Journal, 17 June 2005, p. l Produkcja miedzi kopalni Los Pelambres w północnym Chile wzrosła o dalsze 12 %. Operatorem i 60 % udziałowcem kopalni jest Antofagasta plc. Plan rozwoju Los Pelambres zakłada wzrost przeróbki rudy ze 125 tyś. Mg/dobę w 2004 r. do 140 tyś. Mg/dobę w połowie 2007 r. W okresie styczeń-^-maj 2005 r. kopalnia wyprodukowała 132,5 tyś. miedzi w koncentracie. NOWE OSZACOWANIE ZASOBÓW ZŁOŻA AGUA RICA New Agua Rica estimate from Northern Orion, Mining Journal, 17 June 2005, p. 8

Northern Orion Resources Inc. otrzymało nowe oszacowanie zasobów złoża miedzi, złota i molibdenu Agua Rica w Argentynie. Zasoby zmierzone i wskazane złoża szacowane są na 671 min Mg o średniej zawartości 0,62 % Cu, 0,035 % Mo i 0,26 g/Mg Au, a zasoby wnioskowane na 331 min Mg o średniej zawartości 0,5 % Cu, 0,052 % Mo i 0,16 g/Mg Au (przy zawartości brzeżnej 0,4 % Cu). Studium wykonalności dla projektu przewiduje eksploatację odkry-

wkową złoża, produkcję 150 tyś. Mg Cu, 116 tyś. oz Au i 10,8 min Ib Mo/r., a koszty inwestycyjne szacuje się na 996 min $ (± 30 %).

że górnicza produkcja miedzi w KDMP zwiększy się z 2 min Mg do 6 min Mg/r.

POROZUMIENIE TECK COMINCO Z LYSANDER I EASTFIELD W SPRAWIE JAJAY Teck Cominco options Jajay from Lysander and Eastfield, Mining Journal, 17June2005, p. 9 Teck Cominco Ltd podpisało z Lysander Minerals Corp. oraz Eastfield Resources Ltd porozumienie dotyczące projektu miedzi i złota Jajay w Kolumbii Brytyjskiej. Teck Cominco może uzyskać do 65 % udziałów w Jajay poprzez finansowanie prac eksploracyjnych łącznie na kwotę 9 min C$ (1,5 min C$ w ramach emisji wymiennego skryptu dłużnego) i ukończenie studium wykonalno-

ANTAM ZAINTERESOWANE GRASBERG Antam expresses interes! in Grasberg, Mining Journal, 3 June 2005, p. 5; Metal Bulletin, 13 June 2005, p. 11 Indonezyjski producent złota i niklu PT Antam Tbk rozważa nabycie udziałów w kopalni miedzi i złota Grasberg w prowincji Papua, należącej do Freeport-McMoRan Copper & Gold Inc. (FMCG). Antam złożyło ofertę na nabycie 18,72 % udziałów w zakładzie przeróbczym PT Freeport Indonesia (PTFI), w którym po 9,36 % udziałów posiada rząd oraz PT Indocopper Investama, w całości należące do FMCG.

RIO TINTO INWESTUJE W MONGOLII Rio Tinto puts a foot in the Mongolian door, Mining Jouraal, 24 June 2005, p. l

Rio Tinto inwestując 12,5 min C$ w przedsiębiorstwo eksploracyjne Entree Gold Inc. rozpoczęło prace poszukiwawcze w Mongolii. Inwestycja zapewni Rio Tinto 9,9 % akcji Entree z opcją na zwiększenie udziałów do 19,8 % i prawo do uczestnictwa w projekcie Ulziit Uul. Inwestycje w Mongolii dotyczą też eksploatacji złoża Oyu Tolgoi, którego zasoby zmierzone i wskazane szacowane są na 1149 min Mg o średniej zawartości 1,30 % Cu i 0,47 % Au. URUCHOMIENIE KOPALNI TINTAYA Tintaya restarts, Mining Journal, 24 June 2005, p. 5; Metal Bulletin, 27 June 2005, p. 12 BHP Billiton po negocjacjach z lokalną społecznością ponownie uruchomiło kopalnię miedzi Tintaya w Peru. 24 maja 2005 r. kopalnia została zamknięta wskutek akcji protestacyjnych, związanych z żądaniami dalszego inwestowania w lokalne przedsięwzięcia. Spółka ma zamiar uruchomić także pracę kopalni Ccrro Colorado w Chile, zamkniętej w połowie czerwca z powodu trzęsienia ziemi. W okresie lipiec 2004 r.-miarzec 2005 r. kopalnia Tintaya wyprodukowała 57 400 Mg miedzi w koncentracie i 36 tyś. Mg miedzi katodowej. PERU COPPER INWESTUJE W TOROMOCHO Peru Copper confirms Toromocho options, Mining Journal, 24 June 2005, p. 8

Peru Copper Inc. otrzymało wyniki testów metalurgicznych próbek pochodzących ze złoża miedzi Toromocho w Peru. Zasoby zmierzone i wskazane złoża szacuje się na 818 min Mg o średniej zawartości 0,9 % Cu (przy zawartości brzeżnej 0,6 % miedzi ekwiwalentnej), a zasoby dodatkowe w tych kategoriach na 763 min Mg 0 średniej zawartości 0,33 % Cu (przy zawartości brzeżnej 0,26^-0,59 % miedzi ekwiwalentnej). NORILSK INWESTUJE 1,5 MLD $ W ZŁOŻE MIEDZI UDOKAN W ROSJI Norilsk joins bidding for $1,5 bn Udokan copper deposit In Russia, Metal Bulletin, 6 June 2005, p. 10 Norilsk Nickel, Uralelectromed i Kazakhmys ubiegają się o prawo do zagospodarowania największego złoża miedzi Udokan w Rosji. Zasoby bilansowe złoża oceniane są na 20 min Mg o średniej zawartości 2,5 % Cu. Minister Zasobów Mineralnych w Rosji wyznaczył termin przetargu na listopad 2005 r. Zagospodarowanie Udokan będzie wymagało zainwestowania ok. l,5mld$, wtym 100 min $ w nabycie koncesji górniczych, a 400 min $ w zakład wzbogacania rudy. Przewiduje się, że koszty inwestycyjne zwrócą się po 1 O* 14 latach. KONKOLA COPPER MINES OGŁASZA PRZETARG Metal Bulletin, 13 June 2005, p. 11 Konkola Copper Mines (KCM), największy zambijski producent miedzi, ogłosił przetarg dotyczący rozwoju Konkola Deep Mining Project (KDMP), będącego obecnie jedną największych inwestycji w Afryce Południowej (wydajność 200 tyś. Mg/r.). Szacuje się,

SPADEK PRODUKCJI ZŁOTA W POŁUDNIOWEJ AFRYCE SA Gold fali, Mining Journal, 3 June 2005, p. 5 Produkcja złota w Południowej Afryce spadła w ostatnim roku o 13 %, osiągając w I kwartale 2005 r. wielkość 73,8 Mg. Przyczyną spadku produkcji był wysoki kurs randa w stosunku do dolara i wysokie koszty operacyjne. W 2004 r. południowoafrykańska produkcja złota spadła o 8 % do 342,7 Mg, osiągając poziom nienotowany od 1931 r. POROZUMIENIE DOTYCZĄCE PROJEKTU KAKUMBI Kakumbi deal, Mining Journal, 3 June 2005, p. 8 African Eagle Resources plc podpisało z Resolute Mining Ltd porozumienie dotyczące projektu złota Kakumbi w Tanzanii. Porozumienie dało Resolute, operatorowi kopalni złota Golden Pride, prawo do nabycia 51 % udziałów w projekcie w zamian za sfinansowanie prac eksploracyjnych w kwocie 1,15 min $ w okresie 3 lat, a dodatkowych 14 % udziałów poprzez wydatkowanie dalszych 1,85 min $. NOWE OSZACOWANIE ZASOBÓW PROJEKTU SUURIKUUSIKKO Morę outlined at Suurikuusikko, Mining Journal, 3 June 2005, p. 10 Riddarhyttan Resources AB otrzymało nowe oszacowanie zasobów złoża złota Suurikuusikko w północnej Finlandii. Zasoby wskazane projektu wynoszą 10,43 min Mg o średniej zawartości 5,83 g/Mg Au, a zasoby wnioskowane 7,26 min Mg o średniej zawartości 4,52 g/Mg Au (przy zawartości brzeżnej 2 g/Mg Au). Zawartość kruszcu w poszczególnych interwałach waha się od 4,0 do 10,7 g/Mg Au. ROSYJSKI PRZETARG Russian auction, Mining Jouraal, 3 June 2005, p. 11 Peter Hambro Mining plc, 65 % udziałowiec w jv Omchak, wygrało przetarg na nabycie licencji na prace eksploracyjne i górnicze dla złoża złota Yerkhe-Allinskiy w rosyjskim regionie Chita za kwotę 2,2 min $. Zasoby geologiczne złoża w rosyjskiej kategorii Cl szacuje się na 76 tyś. oz Au i 138 tyś. oz Ag, a w kategorii C2 na 593 tyś. oz Au i 752 tyś. oz Ag. OPCJA NA NABYCIE YREDELUS Yredelus option, Mining Joiunal, 10 June 2005, p. 7 Teck Cominco Ltd uzyskało od Helio Resource Corp. opcję na nabycie 75 % udziałów w projekcie złota Yredelus w Namibii. Spółka może uzyskać 60 % udziałów w przedsięwzięciu poprzez finansowanie prac eksploracyjnych w kwocie 4,4 min C$ w okresie 4 lat i płatność Helio Resource 1,25 min C$. Teck Cominco może zwiększyć swoje udziały do 65 % przez wydatkowanie dalszych 4,4 min C$ przez 2 lata, a do 75 % poprzez ukończenie studium wykonalności w okresie 4 lat i płatność 625 tyś. C$. ROZPOCZĘCIE PROJEKTU LAGUNAS Landmark for Lagunas, Mining Journal, 17 June 2005, p. 1; Metal Bulletin, 13 June 2005, p. 14 Barrick Gold Corp. rozpoczęło realizację projektu złota Lagunas Norte w Peru przed zakładanym terminem (III kwartał 2005 r.). Produkcja Lagunas Norte do końca 2005 r. ma wynieść ok. 545-^550 tyś. oz Au, a koszty inwestycji szacuje się na 340 min $.

653

WZROST PRODUKCJI ZŁOTA PRZEZ GOLDEN STAR Golden Star output up, Mining Journal, 17 June 2005, p. 3 Golden Star Resources Ltd oznajmiło, że produkcja złota pochodząca z ghańskich projektów spółki w 2007 r. wyniesie ponad 500 tyś. oz/r., o 35 % więcej niż szacowano wcześniej. Produkcja nowoprojektowanego zakładu przeróbki rudy pochodzącej z kopalni Bogoso/Prestea wyniesie 260+290 tyś. oz złota, a koszty operacyjne szacowane są na 250+270 $/oz Au. POROZUMIENIE JV EAST DELTA IHUAQUIAO GOLD East Delta Gold buy, Mining Journal, 17 June 2005, p. 5 East Delta Resources Corp., spółka-córka Guiyang High Tech Meiya Investment Ltd, podpisała z Huaąuiao Gold Minę Co Ltd porozumienie j v dotyczące nabycia większościowych udziałów kopalni złota Huaąuiao w południowo-wschodniej części chińskiej prowincji Guizhou. Guiyang będzie posiadać 73,5 % udziałów w nowej spółce jv i ma zainwestować w eksplorację złoża 500 tyś. $. W okresie 2003+2004 r. Huaąuiao wyprodukowało 20 tyś. oz złota. WZROST ZASOBÓW ZŁOŻA SOROWAR Sorowar estimate increases, Mining Journal, 17 June 2005, p. 8 Golder Associates dokonało nowego oszacowania zasobów złoża złota Sorowar na wyspie Simberi w Papua Nowej Gwinei, należącego do Allied Gold Ltd. Przy założeniu zawartości brzeżnej 0,5 g/Mg Au oszacowano, że całkowite zasoby złoża wynoszą 17,2 min Mg o średniej zawartości 1,21 g/Mg Au (51 % stanowią zasoby zmierzone, 23 % wskazane, a 26 % wnioskowane). Poprzednie wyniki szacowały zasoby Sorowar na 10,9 min Mg o średniej zawartości l, l O g/Mg Au. NORILSK SZACUJE ZASOBY ZŁOTA Norilsk outlines gold reserves, Mining Journal. 17 June 2005, p. 9 MMC Norilsk Nickel po raz pierwszy opublikował oszacowanie pewnych i prawdopodobnych zasobów należących do ZAO Polyus. Szczegóły dotyczące zasobów złóż złota w Krasnojarsku, Irkucku i Magadanie przedstawia poniższa tablica. Kategoria zasobów

Złoże

Wielkość

Zawartość Au

min Mg

g/Mg

Pewne

Olympiada

20,6

4,6

Prawdopodobne

Olympiada Yeninskoye Zapadnoe

71,3 10,2 4,2

3,8 3,3 2,8

NEW GUINEA INWESTUJE W SINIYIT New Guinea receives Sinivit permission, Mining Journal, 24 June 2005, p. 9 Ministerstwo Górnictwa Papua Nowej Gwinei przyznało New Guinea Gold Corp. (NGG) 8-letnią koncesję górniczą dla projektu złota Sinivit w pobliżu Rabaul na Wyspach Brytyjskich, w którym firma posiada 92 % udziałów. Planuje się eksploatację odkrywkową rudy tlenkowej, zawierającej 132 tyś. oz Au o średniej zawartości 5,05 g/Mg Au. WZNOWIENIE WYDOBYCIA ZŁOTA W ANDACOLLO Metal Bulletm, 27 June 2005, p. 15 Trend Mining podpisało list intencyjny w sprawie zakupu i uruchomienia kopalni złota Andacollo w Chile, należącej obecnie do Pacific Rim Minerals. Rozruch kopalni nastąpi do końca 2005 r. Produkcja w Andacollo ustała w 2000 r., kiedy cena złota spadła do 250 $/oz. YEDANTA KOŃCZY ZAGOSPODAROWANIE CHANDERIYA Yedanta completes major zinc expansion, Mining Journal, 3 June 2005, p. 5; Metal Bulletin, 6 June 2005, p. 8 Yedanta Resources plc zakończyło program ekspansji, dotyczący swoich aktywów cynkowych Chanderiya w Rajasthan State w północno-zachodnich Indiach i rozpoczęło próbną produkcję w nowych

654

zakładach. W wyniku realizacji tego programu przeróbka rudy w kopalniach cynku i ołowiu Rampura Agucha wzrosła z 2,3 min Mg do 3,75 min Mg/r., a zdolność produkcji rafinowanego cynku przez Chanderiya wzrosła do 270 tyś. Mg/r. na skutek uruchomienia nowego zakładu Lurgi o wydajności 170 tyś. Mg. Docelowo produkcja cynku w Indiach ma wynieść około 400 tyś. Mg/r. PROGNOZY DLA CYNKU Fundamental outlook for zinc, Mining Journal, 10 June 2005, p. 6 Według danych International Lead and Zinc Study Group (ILZSG) zapasy cynku na LME na koniec 2004 r. wyniosły 628 625 Mg, a na koniec kwietnia 2005 r. spadły do wielkości 522 925 Mg. Chiny w kwietniu 2005 r. dokonały eksportu 23 200 Mg rafinowanego cynku (o 68 % więcej w porównaniu z kwietniem 2004 r.), a w maju 2005 r. 25 400 Mg. Z kolei w okresie styczeń-kwiecień 2005 r. produkcja cynku w Chinach wyniosła 840 700 Mg i wykazuje ona tendencję wzrostową. Szacuje się, że światowa konsumpcja tego metalu, która w 2004 r. zanotowała 4,7 % wzrost, w 2005 r. wzrośnie tylko o ok. 2 %. BOLIDEN ZMNIEJSZA PRODUKCJĘ W TARA Boliden cuts Tara, Mining Journal, 17 June 2005, p. 5; 24 June 2005, p. 7; Metal Bulletin, 20 June 2005, p. 12 Boliden AB z powodu awarii technicznej zredukowało produkcję w kopalni ołowiu i cynku Tara w Irlandii. Straty produkcyjne rzędu 40 % będą kosztować spółkę 5,3 min $. Tara produkuje 400 tyś. Mg cynku w koncentracie i 50 tyś. Mg ołowiu w koncentracie rocznie. Spółka planuje odzyskać pełną zdolność produkcyjną zakładu na początku lipca 2005 r. Niższa wydajność koncernu wpłynie jednak na niedobór cynku w Europie.

URUCHOMIENIE HUTY CYNKU HONGDA Chinese zinc smelter Hongda to start 100,000 tpy plant. Metal Bulletin, 13 June 2005, p. 14 Yunnan Jinding Zinc Co., należący do Sichuan Hongda Group, w lipcu 2005 r. uruchomi hutę cynku o wydajności 100 tyś. Mg/r. Budowa huty rozpoczęła się w marcu 2004 r. Planuje się zwiększenie całkowitej produkcji cynku przez Hongda do 220 tyś. Mg/r., a w drugim etapie rozwoju do 350 tyś. Mg Zn i 50 tyś. Mg Pb rocznie. IMPLATS TWORZY JV DLA ROZWOJU PROJEKTU AMBATOYY Implats secures Ambatoyy nickel partnership, Mining Journal, 3 June 2005, p. 8

Dynatec Corp. and Impala Platinum Holdings Ltd (Implats) podjęły decyzję o utworzeniu jv (50:50) celem rozwoju niklowo-kobaltowego projektu Ambatovy na Madagaskarze. Zawarte porozumienie przewiduje budowę zakładu przeróbczego za kwotę 230 min $ na bazie istniejących aktywów spółki w Springs w Południowej Afryce. Docelowo Implats będzie operatorem nowej rafinerii w Springs, a Dynatec kopalni i zakładu przeróbczego na Madagaskarze. KONIEC POROZUMIENIA POMIĘDZY WEDA BAY I OM GROUP Weda Bay drops OM Group off-take deal, Mining Journal, 3 June 2005, p. 9

Weda Bay Minerals Inc. rozwiązało porozumienie z OM Group, dotyczące rozwoju laterytowego projektu niklu i kobaltu Weda Bay w Halmahera w Indonezji. Weda Bay spłaci OM Group pożyczkę w kwocie 2,5 min $ do końca III kwartału 2005 r., a w późniejszym terminie pozostałe 20 min $ oraz ekwiwalent w wysokości l % dochodów netto huty z 30-letniego okresu trwania projektu. NABYCIE NKOMATI PRZEZ LIONORE LionOre seals Nkomati deal, Mining Journal, 3 June 2005, p. 9 LionOre Mining International Ltd nabyło od African Rainbow Minerals Ltd (ARM) 50 % udziałów w kopalni niklu Nkomati w Południowej Afryce. LionOre zapłaci ARM wstępnie 28,5 min $ w gotówce i akcjami w okresie 5 miesięcy. Od l czerwca 2005 r. LionOre ma prawo do 50 % udziałów w produkcji i dochodach Nkomati.

GRENLANDZKIE POROZUMIENIE Greenland agreement, Mining Journal, 10 June 2005, p. 7 Diamond Fields International Ltd (DFI) zawarło z Inco Ltd porozumienie jv dotyczące eksploracji projektu niklu na wyspie Ammassalik, przy poludniowo-wschodnim brzegu Grenlandii. Inco może nabyć 65 % udziałów w projekcie poprzez sfinansowanie prac eksploracyjnych w kwocie 3 min $ do końca 2008 r.

URUCHOMIENIE SALLY MALAY Sally Malay restarts, Mining Journal, 24 June 2005, p. 3 Australijski producent niklu Sally Malay Mining Ltd, po usunięciu awarii młyna ponownie uruchomił produkcję dwóch kopalni niklu w Zachodniej Australii. Zakłady powróciły do pełnej wydajności i w czerwcu 2005 r. wyślą drogą morską 5 tyś. Mg koncentratu niklowego.

INFORMACJE GIEŁDOWE ELDORADO GOLD NABYWA AFRAN MINING Eldorado Gold set to acquire Afran Mining, Mining Journal, 3 June 2005,

C$ w niezabezpieczonych skryptach dłużnych i 100 nowych akcji zwykłych Frontera.

Eldorado Gold Corp. zamierza nabyć akcje spółki Afran Mining Corp. za kwotę 59 min C$. Afran posiada 85 % udziałów w projekcie złota Tanjianshan w chińskiej prowincji Qinghai. Warunkiem porozumieniajest uzyskanie przez udziałowców Afran jednej akcji Eldorado za każde 6,5 akcji spółki po cenie 0,44 C$/akcję. W wyniku realizacji transakcji udziałowcy Afran będą posiadać około 7 % kapitału akcyjnego Eldorado. Zasoby pewne i prawdopodobne Tanjianshan szacowane są na 944 tyś. oz (6 min Mg o średniej zawartości 4,9 g/Mg Au).

EMISJA OBLIGACJI NORANDA Noranda issues bonds as takeover completion nears, Mining Journal, l O June 2005, p. 13 Noranda Inc. wynegocjowało z konsorcjum ubezpieczeniowym, prowadzonym przez Deutsche Bank warunki emisji obligacji na łączną kwotę 500 min $. Transakcja dotyczy sprzedaży obligacji w dwóch turach po 250 min $ o stopie procentowej 5,5 % z terminem wykupu do 2017 r. i stopie procentowej 6,2 % z terminem wykupu do 2035 r.

WSTĘPNA OFERTA PUBLICZNA AKCJI KAZAKHMYS Kazakhmys chief details London IPO, Mining Journal, 3 June 2005, p. 13 Kazakhmys Corp. planuje sprzedaż 25 % swoich udziałów poprzez wstępną publiczną ofertę akcji (IPO) na londyńskim LME. Połowa z uzyskanych funduszy zostanie przeznaczona na budowę nowego kompleksu górniczo-hutnicznego Aktogai w południowowschodnim Kazachstanie. Kazakhmys w 2004 r. wyprodukowało 427 tyś. Mg miedzi rafinowanej, a w 2005 r. produkcja ma wynieść 431 tyś. MgCu.

FINANSOWANIE PROJEKTU SREBRA TEXAS Macmin raising forTexas silverproject, Mining Journal, 17 June 2005, p. 10 Macmin Silver Ltd rozpoczęło emisję swoich akcji na giełdzie australijskiej (Australian Stock Exchange) celem uzyskania 4,5 młn A$. Dochody z emisji zostaną przeznaczone na uruchomienie produkcji odkrywkowej kopalni Twin Hills w obrębie projektu srebra Texas w południowowschodnim Queensland. Produkcja srebra przez Twin Hills wyniesie około 2,5 min oz/r.

BHP BILLITON PRZEJMUJE KONTROLĘ NAD WMC BHP Billiton wins control of WMC, Mining Journal, 10 June 2005, p. l, Metal Bulletin, 6 June 2005, p. 8 Po zwiększeniu przez BHP Billiton udziałów w WMC Resources Ltd do 76,25 %, termin oferty na nabycie spółki o wartości 9,2 mld $ został automatycznie przedłużony o 2 tygodnie (do 17 czerwca 2005 r.). Australijskie prawo wymaga, żeby BHP Billiton stało się posiadaczem ponad 90 % udziałów WMC, celem wymuszenia obligatoryjnego nabycia pozostałych akcji spółki.

EMISJA AKCJI RICHMOND Richmond raising, Mining Journal, 24 June 2005, p. 15 Notowane na giełdzie w Montrealu Richmond Mines Inc. wyemitowało 3,25 min nowych akcji po cenie 4,90 C$/akcję, uzyskując dochód brutto w kwocie 15,9 min C$. Dochody netto z emisji posłużą sfinansowaniu rozwoju projektu złota East Amphi w Quebec, projektu złota Island w Ontario oraz zakupu sprzętu górniczego.

p. 12

FRONTERA ZBIERA FUNDUSZE NA ROZWÓJ PIEDRAS YERDES Frontera raises Piedras Yerdes funds. Mining Journal, l O June 2005, p. 11 Frontera Copper Corp. uzyskało 60 min C$ poprzez emisję zwykłych i dłużnych papierów wartościowych. Uzyskane fundusze posłużą sfinansowaniu rozwoju projektu miedziowego Piedras Yerdes w meksykańskim stanie Sonora. Spółka wyemituje 60 tyś. jednostek po cenie l tyś. C$/jednostkę, a każda z nich obejmuje l tyś.

HIGH RIYER INWESTUJE W BURKINA FASO High River to acquire its Burkina Faso partner, Mining Journal. 24 June 2005. p. 15

High River Gold Mines Ltd zgodziło się na płatność 25 min C$ w akcjach za wszystkie akcje Jilbey Gold Exploration Ltd, nie będące jeszcze w posiadaniu spółki. Obie spółki prowadzą prace eksploracyjne w Burkina Faso, a złożem priorytetowym dla Jilbey Gold jest złoże złota Bissa Hill, którego udokumentowane zasoby geologiczne wynoszą 150 tyś. oz o średniej zawartości 3,3 g/Mg Au.

WYNIKI FINANSOWE WZROST DOCHODÓW YEDANTA Higher prices and rising volumes boost Yedanta, Mining Journal, 3 June 2005, p. 15 Wysokie ceny metali i wzrost wolumenu sprzedaży spowodowały zwiększenie dochodów Yedanta Resources plc w okresie marzec 2004 r.-marzec 2005 r. o 41 % do wielkości 455 min $. Obroty spółki w tym okresie wzrosły o 46 % do wartości 1,88 mld $ wskutek wysokich cen trzech głównych produktów Yedanta: aluminium, miedzi i cynku.

NORILSK PODWAJA ZYSKI Norilsk doubles profit on higher prices, Mining Journal, 17 June 2005, p. 13 Wysokie ceny metali i wzrost wolumenu sprzedaży pomogły MMC Norilsk Nickel, największemu światowemu producentowi niklu i palladu, w podwojeniu swoich zysków netto w 2004 r. Wyniosły one 1,83 mld $ w porównaniu z 861 min w 2003 r. Zysk ze sprzedaży metali wyniósł 7,03 mld $ (5,2 mld $ w 2003 r.). Spółka w 2004 r. sprzedała 451 tyś. Mg miedzi (467 tyś. Mg w 2003 r.) i 1,22 min oz złota (941 tyś. oz w 2003 r.).

655

CENY METALI WZROST CENY MIEDZI Copper price soars despite data, Mining Journal, 17 June 2005, p. 3; 24 June 2005, p. 3 Trzymiesięczna cena miedzi na LME 14 czerwca 2005 r. wyniosła 3317 $/Mg, a zapasy Cu spadły tego dnia do nie notowanego od 31 lat poziomu 38 300 Mg. Według International Copper Study Group (ICSG) światowa produkcja miedzi rafinowanej w I kwartale 2005 r. wzrosła o 4,1 % w stosunku do I kwartału 2004 r., a popyt Chin na miedź w tym okresie zwiększył się o 6,4 %. 20 czerwca 2005 r. cena miedzi osiągnęła rekordowy w historii LME poziom 3435 $/Mg, a trzymiesięczna cena miedzi w deporcie tego dnia wyniosła 280/290 $/Mg, wielkość nienotowaną od 9,5 roku. SPADEK CENY KOBALTU Russian selling hits cobalt as prices drop to December O3's level, Metal Bulletin, 13 June 2005, p. 15; 20 June 2005, p. 14 Cena kobaltu na LME spadła poniżej 13 $/Ib, osiągając poziom nie notowany od grudnia 2003 r. Cena niskogatunkowego kobaltu spadła z 13,50-14,20 $/Ib do 13-5-13,70 $/Ib, natomiast kobaltu wysokogatunkowego z 14,50-15 $/Ib do 13,90-14,30 $/Ib. Ceny kobaltu w kwietniu 2005 r. kształtowały się na poziomie 15 $/Ib, jednak po spotkaniu Cobalt Development Institute w Paryżu, Norilsk rozpoczął sprzedaż kobaltu po cenie ok. 14 $/Ib. Na rynku austriackim cena kobaltu spadła aż do 12,5-13 $/Ib, z kolei Norilsk Nickel 20 czerwca 2005 r. sprzedawał kobalt poniżej 12 $/Ib, przekraczając tym samym wartość progową wynoszącą 12 $/Ib. CODELCO GOTOWE NA FLUKTUACJE GIEŁDOWE Chile's Codelco may build copper inventories if price falls too fast, Metal Bulletin, 27 June 2005, p. 12 Codelco, przygotowując się na gwałtowne spadki cen miedzi na giełdzie, pozostawił sobie opcję zmniejszenia dostaw metalu na rynek. Spółka rozważa możliwość gromadzenia zapasów na wypadek gwałtownych spadków cen, jakie odnotowano w 2001 i 2002 r., nie wyznaczono jednak jeszcze progu, od którego gromadzone będą

rezerwy. Szacuje się, że ceny miedzi będą stopniowo spadać z 1,6 $/Ib do l $/Ib. Średnie miesięczne ceny metali

Metal

Styczeń-Czerwiec 2005 r.

Czerwiec 2005 r.

cena cena najniższa najwyższa

cena średnia

Miedź Grade A ($/Mg) transakcje natychmiastowe 3071,00 transakcje trzymiesięczne-sprzedaż 2945,00

3669,00 3385,50

3523,14 3294,30

Ołów (S/Mg) transakcje natychmiastowe transakcje trzymiesięczne-sprzedaż

911,00 870,00

1033,25 990,00

985,66 958,09

Cynk($/Mg) transakcje natychmiastowe transakcje trzymiesięczne-sprzedaż

1197,25 1193,50

1429,75 1447,00

1275,33 1290,23

Nikiel (S/Mg) transakcje natychmiastowe 14 032,50 17747,50 transakcje trzymiesięczne-sprzedaż 14 050,00 16625,00

16 154,43 15 787,73

cena cena miesięczna miesięczna najniższa najwyższa czerwiec 2005 czerwiec 2005

Kobalt ($/Mg)

14,006 12,994

min. 99,8 %

min. 99,3%

14,506 13,617

Złoto ($/oz) poranna popołudniowa

430,30227 430,65682

Srebro (C/OT.) Spot

731,04545

May Averages, Metal Bulletin, 11 July 2005, No. 8901, p. 26

ZAPASY MIEDZI

ZAPASY CYNKU

62606

628216 599802

'§

44938

571388

>

36103

542973

2726Q

514569 05/05/13

05/06/10

05/0*11

05/07/07

05/05/13

53325

9657

47138

8418

l

40950

I

34763

05*6/10

Data sesji

05/07/07

\

....;....

S,

7179

\, /

5940 4701

28575 05/05/13

05/07/07

ZAPASY NIKLU

ZAPASY OŁOWIU

05«4/11

05*6/10

Data sesji

Data sesji

.

05/04/11

.

05/05/13

i

05*6/10

••--

05/07/D7

Data sesji

Materiały informacyjne opracowuje Zespół Studiów i Projektów Inwestycyjnych KGHM CUPRUM sp. z o.o. Centrum Badawczo-Rozwojowe we Wrocławiu w składzie: Jan Kudełko, Malwina Kobylańska, Stefan Karst, Wojciech Korzekwa.

656

WSKAZÓWKI DLA AUTORÓW współpracujących z czasopismem RUDY i METALE NIEŻELAZNE Czasopismo naukowo-techniczne Rudy i Metale Nieżelazne publikują artykuły z dziedziny geologii złóż oraz górnictwa metali nieżelaznych, wzbogacania mechanicznego i ogniowego, hutnictwa i przetwórstwa metali nieżelaznych, organizacji, ekonomii, chemii analitycznej, ochrony środowiska i przemysłu metali nieżelaznych, które dzielą się na: artykuły oryginalne kompletne, artykuły oryginalne niekompletne (komunikaty i doniesienia tymczasowe lub wstępne), artykuły przeglądowe (omówienia informacji już opublikowanych, relacje o osiągnięciach, opisy aktualnego stanu nauki, techniki i organizacji, sprawozdania ze zjazdów, kongresów), artykuły dyskusyjne (krytyka, polemika, sprostowania, odpowiedzi wyjaśniające). Prosimy Autorów nadsyłanych prac o dołączenie oświadczenia, że artykuł jest oryginalny, a treści w nim zawarte są zgodne z prawem autorskim o własności intelektualnej i przemysłowej, a także, że nie był wcześniej publikowany w innych czasopismach krajowych i zagranicznych oraz w materiałach konferencyjnych posiadających sygnaturę ISBN. 1. Treść artykułów powinna odpowiadać następującym wymaganiom: a. używaćjednoznacznego słownictwanaukowo-technicznego, a wprowadzając nowe określenia podać dla nich ścisłe definicje. Nie stosować skrótów bez ich wyjaśniania; b. wzory matematyczne pisać w oddzielnych wierszach tekstu. Zaznaczyć ołówkiem na marginesie, czy chodzi o cyfrę czy literę. Litery greckie powtórzyć ołówkiem na marginesie z podaniem brzmienia fonetycznego np. a = alfa; c. należy stosować obowiązujące jednostki miar w układzie międzynarodowym SI. 2. Materiały do czasopisma Rudy i Metale Nieżelazne prosimy nadsyłać w postaci maszynopisu (wydruku) i pliku sporządzonego w jednym z edytorów: Word 6.0, 97, 2000 lub XP. Dyskietkę lub dysk CD trzeba zaopatrzyć w etykietę z nazwą pliku i nazwiskiem autora. 3. Z maszynopisu należy wyodrębnić wykresy i fotografie i tylko zaznaczyć ołówkiem na marginesie ich miejsca w treści. Wszelkie ilustracje, wykresy i fotografie noszą umownie nazwę rysunków. Rysunki (czarno-białe) powinny się mieścić na jednej szpalcie (8,5 cm) lub kolumnie (17,5 cm), powinny być wyraźne i kontrastowe. Podpisy pod rysunkami należy zamieścić na osobnej stronie w języku polskim i angielskim. 4. Tablice należy zestawić na osobnych stronach wpisując numery (cyfry arabskie) tablic. Tytuł tablicy

należy podać również w języku angielskim. 5. Należy przestrzegać następującej konstrukcji opracowania: a. na początku z lewej strony u góry maszynopisu podać pełny tytuł naukowy, pełne imię (lub imiona), nazwisko autora (autorów) artykułu, tytuły naukowe, nazwę miejsca pracy; b. tytuł artykułu, który powinien być jak najzwięźlejszy podany w języku polskim i języku angielskim; c. pod tytułem zamieścić krótkie streszczenie artykułu w języku polskim, w którym należy podać najważniejsze tezy i wnioski. Streszczenie artykułu w języku angielskim powinno być obszerniejsze do l strony maszynopisu. Należy podać słowa kluczowe w języku polskim i angielskim (max. 6 wyrazów). d. na początku artykułu pożądane jest krótkie wprowadzenie a na końcu wnioski; e. należy przestrzegać honorowania opublikowanych prac na dany temat i przepisów o własności autorskiej (powoływanie się w bibliografii); f. spis literatury podaje się przy końcu artykułu i powinien być ograniczony tylko do pozycji najniezbędniejszych. W tekście powołanie na pozycję literatury zaznacza się w nawiasach kwadratowych np.: [10]. Sposób podania pozycji literatury: dla czasopisma — Nowak E.: Bizmut w srebrze i surowcach srebronośnych. Rudy Metale 1991, t. 36, nr 3, s. 97-^99, dla pozycji książkowej — Nowak M.: Geologia kopalniana. Warszawa 1990, Wydaw. Geolog, s. 504. 6. Redakcja zastrzega sobie możność poprawek terminologicznych, stylistycznych oraz formalnego skracania artykułów. Natomiast ewentualne zmiany merytoryczne będą uzgadniane z autorem. 7. Na odrębnej kartce należy podać tytuł artykułu, ilość stron maszynopisu, tablic, rysunków w tym fotografii oraz imię i nazwisko autora (autorów), dokładny adres zamieszkania i pracy z podaniem kodów pocztowych i nr telefonów, fax i e-mail. 8. Za publikację artykułów redakcja nie płaci honorariów 9. Materiały do publikacji prosimy przesyłać na adres redakcji: Wydawnictwo NOT-S1GMA, 40-019 Katowice, ul. Krasińskiego 13, skr. poczt. 221, tel. (0-prefix-32) 256-1777. Nadsyłanych materiałów redakcja nie zwraca. We wszystkich innych sprawach nie objętych niniejszymi wskazówkami prosimy się bezpośrednio porozumieć z redakcją czasopisma.

Redakcja

Zaprenumeruj wiedzą fachową w wydawnictwie

Zakład ul. Ku Wiśle 7, 00-707 tel. (0-22) tel./fax (0-22) tel./fax (0-22) fax (0-22)

Kolportażu Warszawa 840 30 86 840 59 49 840 35 89 891 13 74

Ceny w nawiasaci dotyczą prenumeraty w pakiecie

NASZE CZASOPISMA WEDŁUG BRANŻ HUTNICTWO, GÓRNICTWO rocznie brutto zł

PRZEMYSŁ LEKKI rocznie brutto zł

BUDOWNICTWO

ENERGI ELEKTRO!

Hutnik + Wiadomości Hutnicze

Odzież - Technologia, Moda

90,00 (114,40*)

Elektronika - Koństrukcje,Technoiogie, Zastosowania

Gospodarka Wodna

192,00 (216,40*)

Ciepłownictwo, Ogrzewnictwo, Wentylacja 180,00 (204,40*)

192,00 (216,40*)

228,00 (252,40*)

Gazeta Cukrownicza 228,00 (252,40*)

Inżynieria Materiałowa 192,00 (216,40*)

Przegląd Włókienniczy Gaz, Woda - Włókno,Odzież,Skóra i Technika Sanitarna 228,00 (252,40*) 180,00 (204,40*)

Przegląd Elektrotechniczny 192,00 (216,40*)

Przegląd Papierniczy 168,00 (192,40*)

Gospodarka Mięsna

Rudy i Metale Nieżelazne

Materiały Budowlane

180,00(204,40*)

PRZEMYSŁ

Chłodnictwo

180,00 (204,40*)

rocznie brutto zł

199,02 (223,42*)

192,00 (216,40*)

Przegląd Gastronomiczny 132,00 (156,40*)

CZASOPISMA OGÓLNOTECHNICZNE rocznie brutto zł

Aura Przegląd - Ochrona Środowiska Geodezyjny

Przegląd Piekarski i Cukierniczy 119,41 (143,81*)

Atest - Ochrona Pracy

Dozór Techniczny 108,00 (132,40*)

Przegląd Zbożowo-Młynarski 192,00 (216,40*)

Maszyny, Technologie, Ochrona Materiały Przed Korozją 54,00 (78,40*) 324,00 (348,40*)

Przemysł Fermentacyjny i Owocowo-Warzywny 186,00 (210,40*)

Problemy Jakości

Przemysł Spożywczy 180,00 (204,40*)

Przegląd Techniczny 195,00 (219,40*)

180,00 (204,40*)

216,00 (240,40*)

120,00 (144,40*)

192,00 (216,40*) Szkło

-RZEMYSŁ POZOSTAŁY rocznie brutto zł

Przegląd Telekomuni- Przemysł kacyjny + Wiadomości Chemiczny Telekomunikacyjne

192,00(216,40*)

264,00 (288,40*)

Wiadomości Elektrotechniczne

216,00 (240,40*)

i Ceramika 90,00 (114,40*) Wokół Płytek Ceramicznych 50,00 (74,40*)

Opakowanie 160,50 (184,90*)

ZamÓW prenumeratę lub bezpłatny egzemplarz*

* Pakiet zawiera roczną prenumeratę w wersji papierowej + cały rocznik na płycie CD, wysyłany po zakończeniu roku wydawniczego.