2(2)

WARUNKI PRENUMERATY NA 2007 ROK Zamówienia na prenumeratę czasopism wydawanych przez Wydawnictwo SIGMA-NOT Sp. z o.o. można składać w dowolnym terminie. Mogą one obejmować dowolny okres, tzn. dotyczyć dowolnej liczby kolejnych zeszytów każdego czasopisma. Zamawiający — po dokonaniu wpłaty — może otrzymywać zaprenumerowany przez siebie tytuł, począwszy od następnego miesiąca. Zamówienia na zeszyty sprzed daty otrzymania wpłaty będą realizowane w miarę możliwości z posiadanych zapasów magazynowych. Prenumerata roczna czasopism Wydawnictwa jest możliwa w następujących wariantach: • prenumerata roczna, półroczna i kwartalna czasopism w wersji papierowej — wartość wg cennika na br., • prenumerata roczna w pakiecie (czasopisma w wersji papierowej + rocznik zamawianego tytułu na płycie CD) — wartość wg cennika na br., • prenumerata ulgowa — rabat wg cennika (przysługuje osobom fizycznym, należącym do stowarzyszeń naukowo-technicznych oraz studentom i uczniom szkół zawodowych — pod warunkiem przesłania do Wydawnictwa formularza zamówienia lub kserokopii blankietu wpłaty, ostemplowanych pieczęcią koła SNT lub szkoły), • prenumerata ciągła (przedłużana automatycznie do odwołania) — 10 % rabatu, • prenumerata zagraniczna — do ceny prenumeraty krajowej dodatkowo dopłata 100 %. NOWOŚĆ!!! Prenumeratorom czasopism w wersji papierowej i w pakiecie oferujemy od 1 stycznia 2007 r. bezpłatny dostęp do PORTALU INFORMACJI TECHNICZNEJ (www.sigma-not.pl) • prenumerator otrzymuje indywidualny login do Portalu, • login uprawnia prenumeratora do bezpłatnego korzystania z archiwalnych zasobów Portalu w obrębie zaprenumerowanego tytułu. Portal umożliwi ponadto każdemu odpłatne przeglądanie treści dowolnego spośród 34 tytułów i zakup pojedynczych artykułów czy zeszytów czasopism (płatność: SMS-em, kartą płatniczą, przelewem on-line lub przelewem zwykłym). Prenumeratę w Wydawnictwie można zamówić: faksem: (022) 891 13 74, 840 35 89, 840 59 49 mailem: [email protected] na stronach: www.sigma-not.pl listownie: Zakład Kolportażu Wydawnictwa SIGMA-NOT Sp. z o.o., ul. Ku Wiśle 7, 00-707 Warszawa telefonicznie: (022) 840 30 86 lub 840 35 89 oraz dokonując wpłaty na konto Wydawnictwa SIGMA-NOT Sp. z o.o.: ul. Ratuszowa 11, 00-950 Warszawa, skr. poczt. 1004, nr 53 1060 0076 0000 4282 1000 0012 Na życzenie klienta wysyłamy blankiety zamówień wraz z aktualną listą tytułów i cennikiem czasopism. Warunkiem przyjęcia i realizacji zamówienia jest otrzymanie z banku potwierdzenia dokonania wpłaty przez prenumeratora. Dokument wpłaty jest równoznaczny ze złożeniem zamówienia. Wpłat na prenumeratę można dokonywać na ogólnie dostępnych blankietach w urzędach pocztowych (przekazy pieniężne) lub bankach (polecenie przelewu). Na blankiecie wpłaty należy czytelnie podać nazwę zamawianego czasopisma, liczbę zamawianych egzemplarzy, okres, wersję i cenę prenumeraty oraz adres zamawiającego. Na życzenie klienta wystawiamy faktury VAT. Dla prenumeratorów PAKIETU na rok 2007 oferujemy roczniki archiwalne prenumerowanych czasopism z lat 2004÷2006 na CD w cenie 20 pln netto każdy. Pojedyncze zeszyty archiwalne dostępne w wersji papierowej i elektronicznej (wersja elektroniczna od 2004 r.) cena 1 egz. netto wg aktualnego cennika na br. Sprzedaż zeszytów archiwalnych prowadzi: — Zakład Kolportażu Wydawnictwa SIGMA-NOT Sp. z o.o. (adres jw.) — Klub Prasy Technicznej Wydawnictwa SIGMA-NOT Sp. z o.o. Warszawa, ul. Mazowiecka 12, tel.: (022) 827 43 65 W przypadku zmiany cen w okresie objętym prenumeratą lub zmian stawki VAT, Wydawnictwo zastrzega sobie prawo do wystąpienia o dopłatę różnicy cen oraz prawo do realizowania prenumeraty tylko w pełni opłaconej.

Cena 1 egzemplarza (netto/brutto) 17 zł / 17 zł Cena prenumeraty rocznej w wersji papierowej (netto/brutto) 204 zł / 204 zł Cena prenumeraty rocznej w pakiecie (netto/brutto) 224 zł / 228 zł Prenumerata ulgowa — rabat 50 % od ceny podstawowej

R • 52 2007

CZASOPISMO NAUKOWO-TECHNICZNE STOWARZYSZENIA INŻYNIERÓW I TECHNIKÓW PRZEMYSŁU HUTNICZEGO W POLSCE

M SPIS TREŚCI:

I

Indeks 37495

E

S

I

Ę

C

Z

N

Skrót tytułu (dla bibliografii)

I

K

Rudy Metale

Strona Żabiński P. R., Burzyńska L.:

58

Wpływ stężenia telluru na czystość i morfologię srebra katodowego

Avramović L. R., Jonović R. R., Stanković A. D., Trujić V., Marinković J. V.:

62

Usuwanie tlenków azotu w procesach odzysku metali szlachetnych ze szlamów anodowych

Muzykiewicz W., Rękas A.:

64

Analiza siły ciągnienia i odkształceń materiału w procesie wielooperacyjnego tłoczenia blachy bimetalowej Cu/Al

Nowak S., Świątek B., Żaba K., Lis A.:

70

Projektowanie procesu wytwarzania zgrzewanych rur z powłokami Al-Si, przeznaczonych na elementy układów wydechowych

Grzegorzewicz T.:

76

Bezniklowe brązy aluminiowe o podwyższonej wytrzymałości i odporności na korozję

Mroczkowski M., Richert J.:

88

Prognozowanie stateczności plastycznego płynięcia w procesach CWS

NORMALIZACJA

95

PRZETWÓRSTWO ALUMINIUM

METALURGIA PROSZKÓW

Pokorska I.:

97

Weryfikacja doświadczalna funkcji plastyczności dla spieku żelaza

BIULETYN INSTYTUTU METALI NIEŻELAZNYCH

Woch M.:

101

Biuletyn Instytutu Metali Nieżelaznych

Butra J.:

110

Światowy rynek metali nieżelaznych

KRONIKA

118

ŚWIATOWY RYNEK METALI NIEŻELAZNYCH

ISSN 0035-9696 Redakcja czasopisma: Redaktor Naczelny: vacat, Zastępca Redaktora Naczelnego: doc. dr inż. Józef Czernecki, Redaktorzy Działowi: dr hab. inż. Jan Butra, dr hab. inż. Wojciech Libura, prof. nzw., prof. zw. dr hab. inż. Andrzej Paulo. Sekretarz Redakcji: mgr Bożena Szklarska-Nowak. Adres Redakcji: 40-019 Katowice, ul. Krasińskiego 13. Skr. poczt. 221. Tel./fax 032 256-17-77. Korekta: Marzena Rudnicka. Rada Programowa czasopisma Rudy i Metale Nieżelazne. Przewodniczący: prof. zw. dr hab. inż. Józef Zasadziński. Zastępca Przewodniczącego: prof. dr hab. inż. Jan Botor. Sekretarz dr inż. Józef Z. Szymański. Członkowie: prof. zw. dr hab. inż. Andrzej Korbel. Wszystkie artykuły o charakterze naukowym są opiniowane. Redakcja nie odpowiada za treść reklam i ogłoszeń. Wydawca: Wydawnictwo Czasopism i Książek Technicznych SIGMA-NOT Sp. z o.o., ul. Ratuszowa 11, 00-950 Warszawa, skr. poczt. 1004, tel.: 022 818-09-18, 818-98-32, fax: 619-21-87, internet: http://www.sigma-not.pl, [email protected]. Internet: http://www.sigma-not.pl. Prenumerata e-mail: [email protected]. Informacje e-mail: [email protected]. Dział Reklamy i Marketingu, ul. Mazowiecka 12, 00-950 Warszawa, skr. 1004, tel./fax: 022 827-43-66, 826-80-16, e-mail: [email protected]. Format A4. Objętość 8,5 ark. druk. Druk ukończono w lutym 2007 r. Rudy Metale: R52, nr 2, s. 57÷120, luty 2007 r. Druk: Przedsiębiorstwo Miernictwa Górniczego Spółka z o.o., Katowice ul. Mikołowska 100a

Rudy Metale R52 2007 nr 2 UKD 669.224.7’777:669.054.1: :66.087.7:661.857

PIOTR R. ŻABIŃSKI LIDIA BURZYŃSKA

WPŁYW STĘŻENIA TELLURU NA CZYSTOŚĆ I MORFOLOGIĘ SREBRA KATODOWEGO Celem elektrorafinacji srebra jest uzyskanie produktu o wysokiej czystości. Utrzymanie czystości srebra na określonym poziomie uwarunkowane jest głównie niskim stężeniem jonów metali-zanieczyszczeń w elektrolicie. Przykładem takiego metalu jest tellur. Stwierdzono, że obecność jonów telluru w elektrolicie wpływa na czystość osadu katodowego. Analiza osadu srebra katodowego wykazała, że zawartości wszystkich metali domieszkujących wzrastają wraz ze wzrostem stężenia jonów telluru w elektrolicie. Jak się wydaje, tellur występuje w osadzie katodowym tylko na zasadzie okluzji elektrolitu, natomiast w przypadku jonów Cu+2 i Pb+2 występuje dodatkowo zjawisko ich adsorpcji na powierzchni osadu katodowego. Badania pokazały, że ilość zaadsorbowanych jonów Pb+2 jest około 10 razy większa niż w przypadku jonów miedzi. Dodatkowo stwierdzono, że osad katodowy wraz ze zwiększaniem stężenia jonów telluru w elektrolicie stawał się bardziej drobnokrystaliczny oraz zaobserwowano brak narastania dendrytów. Jak się wydaje, drobnokrystaliczna postać osadu katodowego może sprzyjać adsorpcji jonów Cu+2 i Pb+2 na powierzchni srebra. Słowa kluczowe: srebro katodowe, elektrorafinacja, tellur, czystość osadu katodowego

INFLUENCE OF TELLURIUM CONCENTRATION ON PURITY AND MORPHOLOGY OF CATHODIC SILVER The aim of silver electrorefining is to produce metal with high purity. Low concentration of metal-impurities ions is needed to keep silver purity on the certain level. An example of such metal-impurity ion is tellurium. The presence of tellurium ions in electrolyte influences on the purity of cathodic deposit. Analysis of cathodic silver shows that increase of tellurium ions concentration in electrolyte leads to increase of content of all contaminating metals in cathodic silver. Tellurium seems to be present in cathodic deposit only from occluded electrolyte. In case of Cu+2 and Pb+2 ions in addition to occlusion of electrolyte, the adsorption of ions on the surface of cathodic deposit takes place. The amount of absorbed Pb+2 is about 10 times higher than amount of absorbed copper ions. Cathodic deposit becomes fine-crystalline together with increase of tellurium ions concentration in electrolyte. No dendrite growth appear. Fine-crystalline form of cathodic silver seems to be favorable for Cu+2 and Pb+2 ions adsorption. Keywords: cathodic silver, electrodeposition, tellurium, purity of cathodic deposit Wstęp Podstawowym celem elektrorafinacji srebra jest uzyskanie produktu o wysokiej czystości. Wymagania te są spełniane dzięki utrzymywaniu ścisłego reżimu technologicznego. Obejmuje on kontrolę składu elektrolitu, zarówno pod względem stężenia jonów Ag+, jak również jonów innych metali, pH, temperatury kąpieli i gęstości prądu. Przekroczenie dopuszczalnych zawartości zanieczyszczeń w srebrze katodowym stanowi często przyczynę dużych strat ekonomicznych. Utrzymanie czystości srebra na określonym poziomie uwarunkowane jest głównie niską zawartością jonów metali-zanieczyszczeń w elektrolicie [1]. Ich podstawowym źródłem jest stop Dore’a. Zmiana składu surowca, z którego produkuje się anody, prowadzi natychmiast do zmiany stopnia zanieczyszczenia kąpieli. Przykład takiego metalu może stanowić tellur. Tellur jest metalem rzadkim, otrzymywanym wyłącznie jako produkt uboczny w procesach technologicznych metalurgii innych metali. Podstawowym źródłem telluru są szlamy anodowe z procesu elektrorafinacji miedzi. Większość światowych producentów miedzi postrzega tellur jako metal przeszkadzający, który musi być usunięty ze szlamów anodowych przed skierowaniem ich do procesu odzysku srebra, złota i innych metali szlachetnych. Spośród 75 producentów miedzi elektrolitycznej na świecie, tylko dziesięciu produkuje tellur jako produkt handlowy [2, 3].

Tellur znajduje zastosowanie w trzech głównych dziedzinach [4]. Są to: ⎯ metalurgia — tellur znacznie poprawia własności stali niskowęglowych w zakresie obróbki skrawaniem, podnosi własności mechaniczne stali w znacznie lepszy sposób niż selen. Tellur poprawia również własności stopów metali nieżelaznych, zwłaszcza stopów miedzi; ⎯ elektronika — tellur jest często stosowany jako składnik stopowy selenu w bębnach światłoczułych w maszynach kserograficznych. Znalazł również zastosowanie w urządzeniach termowizyjnych oraz, wraz z bizmutem, w produkcji termoelektrycznych urządzeń zasilających; ⎯ chemia — tellur i jego związki chemiczne znalazły zastosowanie jako katalizatory w procesach halogenacji, uwodornienia i utleniania w syntezach chemii organicznej. Związki telluru są również stosowane jako dodatki w przemyśle gumowym. Powyższe informacje sugerują, że opracowanie odpowiedniej metody odzysku telluru jest wskazane ze względów ekonomicznych i ekologicznych. Możliwe jest uzyskanie dodatkowych dochodów związanych ze sprzedażą handlowej jakości telluru metalicznego. Usuwanie telluru z obiegu instalacji do elektrorafinacji srebra może zapobiec ewentualnym stratom związanym z przekroczeniem zawartości telluru w srebrze katodowym, bądź z kosztami opłat ekologicznych w przypadku składowania albo emisji ścieków lub gazów zawierających wysoce trujące związki telluru.

Dr Piotr R. Żabiński, dr hab. Lidia Burzyńska — Akademia Górniczo-Hutnicza, Wydział Metali Nieżelaznych, Kraków.

58

Podstawowym zagadnieniem jest określenie wpływu stężenia telluru w elektrolicie na czystość srebra katodowego w ramach obecnie stosowanego schematu technologicznego i parametrów technologicznych elektrorafinacji srebra. Metodyka pomiarów Pomiary prowadzono w elektrolicie o pH = 2,0 zawierającym 120 g/l Ag+, 30g/l Cu+2 i 0,8 g/l Pb+2. Rozwór zakwaszano kwasem azotowym(V). Temperatura kąpieli wynosiła 55 °C, a katodowa gęstość prądu 11,5 A/dm2. Elektroliza za każdym razem trwała 30 minut. Jako anodę stosowano srebro o czystości 99,99 %, katodę stanowiła podkładka stalowa. Elektrolit dotowano kwasem tellurowym (H2TeO4) w takich ilościach, aby stężenie jonów telluru było od 0,01 do 1 g/l. Otrzymane proszki srebra poddano analizie celem określenia jego czystości (zawartości Te, Cu i Pb) oraz obserwacjom z wykorzystaniem mikroskopu skaningowego celem określenia morfologii osadów katodowych.

Tablica 1 Zawartość metali domieszkujących w srebrze katodowym Table 1 Content of metal impurities in cathodic silver Stężenie Te Zawartość Te w elektrolicie w osadzie katodowym g/l ppm

Zawartość Pb Zawartość Katodowa w osadzie Cu w osadzie wydajność katodowym katodowym prądowa ppm ppm %

0,00

0,0

7,0

24,0

99,1

0,01

29,4

9,8

50,6

99,3

0,05

85,2

13,1

61,1

99,3

0,10

223,0

21,4

143,9

100,1

0,50

1579,7

119,8

326,5

103,7

1,00

2191,9

181,3

941,0

105,9

Wyniki i dyskusja Tellur do procesu elektrorafinacji srebra wprowadzany jest jako metal domieszkujący stop Dore`a. Anody w procesie elektrorafinacji zawierają 0,016 % telluru. Normy zobowiązują do utrzymania jego zawartości w srebrze katodowym poniżej 5 ppm [4]. Tellur nie ulega działaniu kwasów nieutleniających natomiast reaguje ze stężonym kwasem siarkowym, kwasem azotowym i roztworami wodorotlenków metali 1 i 2 grupy. Jednakże stężenie kwasu w roztworze elektrolitu oraz zawartość telluru w stopie Dore`a sugerują, że jony telluru są obecne w elektrolicie wskutek prądowego roztwarzania anod a nie w wyniku bezprądowego roztwarzania telluru w kwasie azotowym. Na podstawie danych pochodzących z Wydziału Metali Szlachetnych Huty Miedzi GŁOGÓW [5] oszacowano, że w jednym cyklu pracy elektrolitu przechodzi do niego około 0,1g telluru (przy założeniu stałości składu anod i ich całkowitego roztworzenia). Jak wcześniej wspomniano, jony telluru, jak się wydaje, są obecne w elektrolicie wskutek prądowego roztwarzania anod, a nie w wyniku bezprądowego roztwarzania telluru w kwasie azotowym. Potwierdza to diagram Pourbaix [6]. Przy potencjale 0 V w roztworze o pH = 2 trwałą formą jest tellur metaliczny. Sytuacja się zmienia kiedy elektroda zostanie wytrącona ze stanu równowagi i spolaryzowana anodowo do potencjału +0,78 V. Z diagramu Pourbaix wynika, że przy potencjale +0,46 V następuje roztwarzanie telluru metalicznego zgodnie z reakcją (1) Te + 2H2O = HTeO2+ + 3H+ + 4e– E0 = 0,551 – 0,0443 pH + 0,0148 log(HTeO2+)

(1)

Przy potencjale +0,776 V przebiega następna reakcja potencjałotwórcza: HTeO2+/ H2TeO4

E0 = 0,953 – 0,0886 pH

(2)

Wydaje się, że formą dominującą jonów telluru w elektrolicie w warunkach przemysłowych jest H2TeO4. Z drugiej strony, jak się wydaje, nie jest możliwe w warunkach przemysłowych współosadzanie telluru metalicznego ze srebrem na katodzie. Istnieje możliwość redukcji Te+6 → Te+4. Dalsza redukcja jonów telluru nie przebiega. Związane jest to z tym, że potencjał elektrody srebrowej jest bardziej elektrododatni niż potencjał elektrody Te+4/Te0, a więc na katodzie w wyniku biegu reakcji elektrodowych będzie się osadzało srebro. Tellur zatem powinien się gromadzić w elektrolicie. Obecność telluru w srebrze katodowym jest prawdopodobnie związana z okludowaniem elektrolitu w osadzie katodowym lub też z adsorpcją jonów telluru na powierzchni srebra katodowego. Celem weryfikacji przyczyn obecności telluru w osadzie kato-

Rys. 1. Zawartość metali domieszkujących w srebrze katodowym w zależności od stężenia jonów telluru w elektrolicie Fig. 1. The dependence of content of metal impurities in cathodic silver from concentration of tellurium ions in electrolyte dowym oraz wyznaczenia wpływu telluru obecnego w elektrolicie na morfologię osadu katodowego wykonano serię pomiarów używając jako anod srebra katodowego i elektrolitu dotowanego kwasem tellurowym. Tellur w tym związku jest na +VI stopniu utlenienia. W trakcie biegu elektrolizy tellur(VI) redukuje się na katodzie do telluru(IV). Oznacza to, że tellur nie jest współosadzany ze srebrem a jedynie może być zabudowywany narastającym osadem srebra. Reakcja Te+6 → Te+4 przebiega przy potencjale około +0,8 V, to znaczy przy potencjale redukcji jonów srebra. Zawartość metali obecnych w osadzie katodowym (Te, Pb, Cu) oraz katodowe wydajności prądowe w zależności od stężenia telluru w elektrolicie pokazano w tablicy 1. Zawartość Te, Pb oraz Cu obecnych w osadzie katodowym w zależności od stężenia telluru w elektrolicie pokazano na rysunku 1. Stwierdzono, że zawartości wszystkich metali domieszkujących wzrastają liniowo wraz ze wzrostem stężenia telluru w elektrolicie. Wzrost zawartości miedzi i ołowiu w osadach katodowych, mimo ich stałego stężenia w elektrolicie we wszystkich pomiarach jest prawdopodobnie związany ze zwiększaniem się objętości zaokludowanego elektrolitu [1]. W przypadku telluru dodatkowo na zwiększenie się zawartości tego metalu w srebrze katodowym, może mieć wpływ wzrost stężenia jonów telluru w roztworze elektrolitu. We wszystkich przypadkach pod uwagę należy brać również możliwość adsorpcji jonów telluru, ołowiu i miedzi na powierzchni osadu katodowego. Katodowe wydajności prądowe rosną wraz ze wzrostem stężenia telluru w elektrolicie. Na katodzie biegną równolegle dwie reakcje potencjałotwórcze: redukcja Ag+ → Ag0 oraz Te+6 → Te+4. Wydaje się zatem, że wraz

59

Tablica 2 Obliczona objętość elektrolitu zaokludowanego w osadzie katodowym Table 2 Calculated volume of occluded electrolyte in cathode deposit Stężenie Te w elektrolicie g/l

Objętość elektrolitu Objętość elektrolitu Objętość elektrolitu zaokludowanego zaokludowanego zaokludowanego w osadzie w osadzie w osadzie katodowym liczona katodowym liczona katodowym liczona względem Te względem Pb względem Cu ml/g ml/g ml/g

0,00

0,0000

0,0875

0,0080

0,01

0,0029

0,1225

0,0169

0,05

0,0017

0,1638

0,0204

0,10

0,0022

0,2669

0,0480

0,50

0,0032

1,4969

0,1088

1,00

0,0022

2,2656

0,3137

Rys. 2. Obliczona objętość zaokludowanego elektrolitu wynikająca z zawartości metali domieszkujących w srebrze katodowym Fig. 2. The volume of occluded electrolyte in cathode deposit calculated from content of metal impurities in cathodic silver ze wzrostem stężenia jonów telluru w elektrolicie wydajność katodowa powinna maleć. Obserwowany wzrost katodowej wydajności prądowej można tłumaczyć zmianą morfologii osadu katodowego. Rozwinięcie powierzchni osadu katodowego stwarza możliwości zokludowania większej objętości elektrolitu i/lub zaadsorbowania większej ilości jonów metali. Tablica 2 oraz rysunek 2 przedstawiają wyniki obliczeń objętości zaokludowanego elektrolitu przez 1 gram osadu katodowego. Podstawą tych obliczeń była zawartość metali domieszkujących w srebrze. Stwierdzono, że objętość elektrolitu wyliczana na podstawie zawartości telluru w osadzie katodowym jest w granicach błędu pomiarowego wartością stałą i wynosi 0,0025 ml/g Ag niezależnie od stężenia telluru w elektrolicie. Oznacza to, że tellur występuje w osadzie katodowym tylko na zasadzie okluzji elektrolitu wewnątrz kryształów srebra, bądź przez zabudowywanie jonów telluru przez osad katodowy. Jak się wydaje, nie jest obserwowane adsorbowanie jonów Te przez osad srebra katodowego. W przypadku miedzi i ołowiu obserwowana jest liniowa zależność pomiędzy objętością zaokludowanego elektrolitu obliczanego na podstawie zawartości tych metali w osadzie katodowym a stężeniem jonów telluru w elektrolicie. Jeżeli jony Cu+2 i Pb+2 byłyby wiązane w osad katodowy tylko poprzez okluzję elektrolitu, wtedy ich stężenia powinny być stałe, gdyż stałe było ich stężenie w elektrolicie. Liniowa zależność i obserwowany wzrost obliczonej objętości elektrolitu wraz ze wzrostem stężenia jonów Te w elektrolicie sugeruje, że w obu przypadkach występuje zjawisko adsorpcji jonów Cu+2 i Pb+2 na powierzchni osadu katodo-

60

Rys. 3. Zdjęcia (po lewej) oraz mikrofotografie (po prawej) osadów katodowych srebra otrzymywanych z elektrolitów o różnym stężeniu jonów telluru Fig. 3. Photographs (on the left) and SEM image (on the right) cathodic silver deposit obtained from electrolytes with different concentration of tellurium ions

wego. Należy nadmienić, że w przypadku jonów Pb+2 ilość zaadsorbowanych jonów jest ok. 10 razy większa niż w przypadku jonów miedzi, co jest zgodne z danymi literaturowymi [7]. Jak się wydaje, z punktu widzenia czystości osadu katodowego srebra, najważniejsze jest utrzymywanie stężenia jonów telluru w elektrolicie na jak najniższym poziomie. Powinno to gwarantować niską zawartość telluru w osadzie katodowym, gdyż tellur jest obecny w srebrze tylko na zasadzie okludowania elektrolitu. W przypadku jonów telluru nie występuje zjawisko adsorbowania jonów metalu na powierzchni osadu katodowego srebra, tak jak w przypadku jonów miedzi lub ołowiu. Wydaje się, że powtarzanie lub intensyfikacja etapu mycia osadu katodowego nie wpływa znacząco na zmniejszenie zawartości telluru w srebrze katodowym. Obecność jonów telluru w elektrolicie wpływa też niekorzystnie na morfologię osadu katodowego srebra w procesie elektrorafinacji. Na rysunku 3 pokazano zdjęcia i mikrofotografie osadów katodowych uzyskanych w pomiarach z zastosowaniem elektrolitów o różnych stężeniach jonów telluru. Stwierdzono, że stężenie jonów telluru w elektrolicie wpływa na morfologię osadów katodowych srebra. Otrzymywany osad katodowy wraz ze zwiększaniem stężenia jonów telluru w elektrolicie stawał się bardziej drobnokrystaliczny. Przy stężeniu jonów telluru w elektrolicie od 0,05 g/l zaobserwowano brak narastania dendrytów. Osad drobnokrystaliczny zaczynał pływać w elektrolicie i cyrkulował wraz z nim. Dodatkowo oczyszczanie elektrolitu z wydzielonego elektrolitycznie srebra było utrudnione ze względu na drobnokrystaliczną postać osadu katodowego. Powodowało to również trudności w przemywaniu i suszeniu osadu katodowego związane z tendencją do zbrylania się osadu katodowego na sączku i zatykaniem porów sączka. Dodatkowo, jak się wydaje, drobnokrystaliczna postać osadu katodowego może sprzyjać adsorpcji jonów Cu+2 i Pb+2 na powierzchni srebra, ze względu na znacznie bardziej rozwiniętą powierzchnię czynną.

sformułowanie następujących wniosków końcowych: ⎯ w elektrolicie formą dominującą telluru jest jon H2TeO4, ⎯ zawartości wszystkich metali domieszkujących wzrastają wraz ze wzrostem stężenia jonów telluru w elektrolicie, ⎯ tellur występuje w osadzie katodowym tylko na zasadzie okluzji elektrolitu, ⎯ w przypadku jonów Cu+2 i Pb+2 występuje dodatkowo zjawisko ich adsorpcji na powierzchni osadu katodowego, ⎯ ilość zaadsorbowanych jonów Pb+2 jest około 10 razy większa niż w przypadku jonów miedzi, ⎯ osad katodowy wraz ze zwiększaniem stężenia jonów telluru w elektrolicie stawał się bardziej drobnokrystaliczny, zaobserwowano brak narastania dendrytów, ⎯ z punktu widzenia czystości i morfologii osadu katodowego istnieje konieczność utrzymania stężenia jonów Te w elektrolicie na jak najniższym poziomie. Literatura

Wnioski końcowe

1. Harańczyk I., Sędzimir J.: Copper and lead in the electrorefined silver and their recovery from the waste solutions. Arch. Metall. 1995, t. 40, nr 3, s. 285÷295. 2. Hoffmann J. E.: Recovering Selenium and Tellurium from Copper Refinery Slimes. JOM, July 1989, s. 33÷38. 3. Handle B.; Broderick G., Paschen P.: :A statistical response surface study of the tellurium electrowinning process. Hydrometallurgy t. 46, Issue: 1-2, August 1997, s. 105÷120. 4. Hoffmann J. E.: Selenium and Tellurium — Rare but Ubiquitous. JOM, July 1989, s. 32. 5. Monografia KGHM Polska Miedź S.A. pod red. Piestrzyński A. Lubin 1996, Wydaw. PROFIL, s. 1041÷1111. 6. Pourbaix M.: Atlas of Electrochemical Equilibria in Aqueous Solutions, NACE, 1974. 7. Rudnik E., Burzyńska L.: Influence of organic additives on morphology and purity of cathodic silver. Arch. Metall. 2006, t. 51, nr 1, s. 137÷144.

Przeprowadzone pomiary wpływu obecności telluru w elektrolicie na czystość i morfologię osadu katodowego pozwalają na

Autorzy składają podziękowania KGHM Polska Miedź S.A. za sfinansowanie badań.

61

Rudy Metale R52 2007 nr 2 UKD 669.053.4:661.98: :669.21/.23:66.071.071.7.001

LJILJANA R. AVRAMOVIĆ RADOJKA R. JONOVIĆ STANKOVIĆ A. DANA VLASTIMIR TRUJIĆ JOKSIM V. MARINKOVIĆ

REMOVAL OF NITRIC OXIDES FROM PROCESS OF PRECIOUS METALS RECOVERY FROM ANODE SLIME Nitric compounds, especially nitric oxides, are extremely toxic with many unfavorable local effects, especially in the surrounding of great pollution sources. This work contains the results of laboratory research for involving of the best absorption parameters (temperature, type and concentration of absorption liquid), as well as a selection of absorption system for completely removal the nitric oxides from process of hydrometallurgical recovery of precious metals from anode slime in Plant for Anode Slime Treatment. The basic aim is decreasing of nitric oxides emission to the law approved concentration, both in working conditions and at gas emission point of the plant. Keywords: nitric oxides, absorption system, gas purification

USUWANIE TLENKÓW AZOTU W PROCESACH ODZYSKU METALI SZLACHETNYCH ZE SZLAMÓW ANODOWYCH Tlenki azotu są niezwykle toksyczne i lokalnie mogą powodować wiele niekorzystnych zjawisk, szczególnie w sąsiedztwie dużych źródeł emisji zanieczyszczeń. W artykule przedstawiono wyniki badań laboratoryjnych dotyczących najlepszych parametrów absorpcyjnych (temperatura, typ i stężenie cieczy absorpcyjnej), a także doboru systemu absorpcyjnego celem zupełnego usunięcia tlenków azotu w hydrometalurgicznych procesach odzysku metali szlachetnych ze szlamów anodowych. Głównym celem pracy było obniżenie emisji tlenków azotu do poziomu akceptowanego przez prawo, zarówno na stanowiskach pracy, jak i emitowanymi z gazami przez zakład. Słowa kluczowe: tlenki azotu, system absorpcji, czyszczenie gazu Introduction

Experimental investigations

The environment pollution is much more intensive process that we could not be stopped, but we could consciously act on it. Nitric compounds, especially nitric oxides are extremely toxic. Several oxides of nitrogen are found in the atmosphere but only nitric oxide (NO) and nitrogen dioxide (NO2) are important as air pollutants. The symbol NOx is frequently used to represent the composite of the two. The other nitrogen oxides seldom occur in appreciable quantities and then only under special conditions [1]. Limit emission values (LEV) of nitric oxides in the air of working environment are 500 mg/m3. (Data for LEV values were taken from Official Gazette of Republic Serbia No. 30/97). Nitric monoxide, NO, is colorless gas, relatively weakly dissoluble in water. It is stable at normal conditions thanking to high slow of disintegration. It reacts with hemoglobin in blood where methemoglobin is formed that could not transport oxygen. Nitric dioxide, NO2, is brown gas with characteristic smell. It belongs to fitotoxic substances because it causes unfavorable consequences in vegetation. Influence on people and animals is mainly related to respiratory track. In recent time, an important increase of law regulations regarding to emission of nitric oxides from industrial processes were noticed [2, 3]. When concentration of nitric oxides in gases, emitted into atmosphere, is over adopted standards, measures for decrease of their emission are required [4, 5]. For this purpose, the most often used method for gases absorption is in suitable absorption liquid.

In Copper Institute, laboratory investigations [6] were carried out for the aim of the most favourable parameters of nitric oxides absorption. Investigations were directed to selection of type and concentration of absorption medium as well as temperature effect on efficiency the absorption process of NOx gases. Experiments were carried out in apparatus that provides the closed flow of gases and efficient control of NOx absorption. Process of silver dissolution was controlled in stoichiometrical calculated quantity of nitric acid, at temperature of 90 °C, according to chemical equation 1 4 Ag + 6 HNO3 = 4 AgNO3 + NO + NO2 + 3 H2O

Experiments were carried out with per 20 g silver in powder. The liberated gases were absorbed into three series connected rinsers filled with certain quantity of absorption medium. The investigated absorption medium was in first and second rinser, and control absorption medium was in third rinser. By analysis of absorption medium, the quantity and concentration of absorbed NOx gases were determined, and the obtained results are presented in Table 1. By analysis of the obtained laboratory investigations, it could be stated that the highest concentration of absorbed NOx gases was realized by the use of 20 % NaOH as absorption medium in the analyzed process of silver dissolution. Absorption of nitric oxides in NaOH solution [1] is developed

Ljiljana R. Avramović, Radojka R. Jonović, Stanković A. Dana, Vlastimir Trujić, Joksim V. Marinković — Copper Institute Bor, Bor, Serbia.

62

(1)

Table 1 Effect of absorption medium type on absorption of NOx gases Tablica 1 Wpływ rodzaju środka absorpcyjnego na absorpcję gazów NOx Absorption medium

Quantity of absorbed NOx, g

Concentration Rate of absorbed NOx NOx III rinser g/m3 m/s

I rinser

II rinser

10 % NaOH

7.34

5.91

12·10–6

426.5

0.601

20 % NaOH

10.72

10.04

13.5·10–6

810.9

0.503

–6

20 % Na2CO3

6.65

3.80

22·10

474.8

0.432

20 % Ca(OH)2

11.81

7.76

8.5·10–6

674.9

0.500

according to the following chemical reactions (2÷4) NO + NO2 = N2O3

(2)

N2O3 + 2 NaOH = 2 NaNO2 + H2O

(3)

2 NO2+2 NaOH = NaNO2 + NaNO3 + H2O

(4)

recovery the precious metals from anode slime and having in mind the sources and quantities of NOx gases as well as the available area in the existing object (Anode Slime Treatment Plant), it was decided to direct the all liberated process NOx gases into a classic system for purification of gases (Fig. 2) that consists of two absorption columns and associated aggregates: ⎯ first absorption column with filler is used for absorption the majority part of liberated NOx gas, ⎯ second absorption column is used for additional purification of residual NO2 gas upon absorption in first column, ⎯ preparation tank, for preparation of absorption medium, ⎯ two receiving tanks, ⎯ centrifugal pump, ⎯ ejecting system for drawing of gas mixture and transport of gas flow through columns, ⎯ gas analyzer, for purified gas control.

887,18

900 880

855,72

Products of NaNO2 and NaNO3 absorption could be valorized into commercial products. Dependence of absorption degree of NOx on temperature of selected absorption medium (20 % NaOH) was investigated, what is presented in Figure 1. The obtained results point out increase of absorption degree of NOx with temperature increase. Experimental laboratory investigations were used for the aim of defining the technological method and absorption system for NOx gases purification, formed in the process of hydrometallurgical treatment the anode slime, which is based on reactions of gas absorption in basic absorption liquid, 20 % NaOH. Selection of absorption system for NOx gases purification Based on detail recognition total hydrometallurgical process of

Concentration of NOx, g/m

3

860 840 810,94 820 800

796,12 777,41

780 760 740 720 2

10

16 Temperature,

30 O

40

C

Fig. 1. Effect of absorption medium temperature on absorption of NOx gases Rys. 1. Wpływ temperatury środka absorpcyjnego na absorpcję gazów NOx

Fig. 2. Technological layout of absorption process of NOx gases formed in hydrometallurgical process for precious metals recovery from anode slime Rys. 2. Schemat technologiczny procesu absorpcji gazów NOx z hydrometalurgicznego procesu odzyskiwania metali szlachetnych ze szlamu anodowego

63

Conclusion Based on the obtained experimental results, it could be stated that the most effective for absorption of nitric oxides is solution of 20 % NaOH. Having in mind that temperature of liberated reaction gases is about 40 °C, the additional heating of absorption medium is not necessary. The proposed system for absorption of liberated NOx gases, from the process of hydrometallurgical treatment of anode slime, consists of two absorption columns. Solution of this problem is very important due to a fact that proposed absorption system could be completely used in majority of chemical processes with emission of NOx gases. References 1. Douglas J. S.: NOx Emission Control Demands a Range of Solu-

tions, Power Engineering, 1992, p. 44. 2. McDonogh C.: NOx suppression with hydrogen peroxide in metal industry, International Symposium Hydrometallurgy 94, Cambridge, England, 1994, p. 825÷835. 3. Schwarz-Bergkampf E.: Analytical Behaviour of Nitrous Acid, Analytical and Bioanalytical Chemistry, 1972, V 259, N 5, p. 343÷345. 4. Raković A.: Air Pollution and Purification, Beograd, 1981, p.268. 5. Perri Dž. G.: Spravočnik inženera himika, Moskva, 1969, p. 386÷387. 6. Jovanović L., Avramović Lj.: Removal of Nitric Oxides from the Process of Silver Dissolution, Study, Copper Institute, Bor, 12996, p. 10÷15 (in Serbian).

The authors are grateful to the Ministry of Science and Environmental Protection for financial support (Project TR : 6728B)

Rudy Metale R52 2007 nr 2 UKD 669.3+669.71:669-419.4: :620.17:669-136:669-124:539.38

WACŁAW MUZYKIEWICZ ARTUR RĘKAS

ANALIZA SIŁY CIĄGNIENIA I ODKSZTAŁCEŃ MATERIAŁU W PROCESIE WIELOOPERACYJNEGO TŁOCZENIA BLACHY BIMETALOWEJ Cu/Al W pracy analizowano wyniki badań wielooperacyjnego tłoczenia blachy bimetalowej Cu/Al. Przeprowadzono próbę wytłaczania ze współczynnikiem m1 = 0,54 i dwie operacje przetłaczania, odpowiednio ze współczynnikami m2 = 0,7 i m3 = 0,78. Tłoczenie realizowano w dwóch wariantach kontaktu bimetalu z narzędziami: w układzie matryca-aluminium (Al-Cu) i matryca-miedź (Cu-Al). Porównano wartości siły dla poszczególnych operacji w zależności od układu warstw. Dokonano analizy odkształceń wytłoczek bimetalowych na grubości ścianki wzdłuż tworzącej półwyrobu (poszczególnych warstw i sumarycznych) oraz odkształceń rzeczywistych promieniowych po kolejnych operacjach tłoczenia. Słowa kluczowe: blacha bimetalowa, tłoczenie wielooperacyjne, siła tłoczenia, odkształcenia

ANALYSIS OF DRAWING FORCE AND MATERIAL STRAINS DURING MULTI-OPERATION PROCESS OF Cu/Al BIMETALLIC SHEET DEEP DRAWING Results of a study on multi-operation deep drawing of the Cu/Al bimetallic sheet were analysed. A deep-drawing test with a ratio of m1 = 0.54 and two redrawing operations with ratios of m2 = 0.7 and m3 = 0.78 have been carried out. The drawing was conducted using two options of bimetal contact with tools: under the die-aluminium (Al-Cu) system and die-copper (Cu-Al) system. The magnitude of forces at particular operations were compared in dependence on the arrangement of layers. Analysis of thickness strains of bimetallic drawpieces, along the generating line of a semi-product (for particular layers and overall), and of true radial strains after subsequent drawing operations, have been carried out. Keywords: bimetallic sheet, multi-operation deep drawing, drawing force, strain (deformation) Dr inż. Wacław Muzykiewicz, mgr inż. Artur Rękas — Akademia Górniczo-Hutnicza, Kraków.

64

Wstęp Blachy wielowarstwowe należą do grupy materiałów kompozytowych, stosowanych w wielu gałęziach przemysłu [1÷5]. Szerokie zastosowanie mają metaliczne kompozyty trójwarstwowe (tzw. sandwich structures), np. taśmy mosiądz-stal-mosiądz, przeznaczone do tłoczenia oraz pasy srebro-mosiądz-srebro, wykorzystywane głównie w elektronice. Najczęściej stosowanymi w przemyśle elektronicznym i elektrotechnicznym bimetalami są natomiast blachy mosiądz-srebro oraz miedź-aluminium (tzw. cupal). Blacha cupalowa Cu/Al używana jest powszechnie na wstawki przy łączeniu przewodów oraz na tory wielkiej częstotliwości [6]. Użytą do badań blachę bimetalową Cu/Al otrzymano w procesie walcowania w stanie twardym (z6). Jej wytrzymałość na rozciąganie była w przybliżeniu o 50 % wyższa od minimalnej wartości przewidzianej normą, równej 200 MPa [6]. Wydłużenie całkowite było na poziomie 2 % (minimalna wartość dla stanu twardego wynosi 1,5 %). Użycie takiego materiału do kształtowania plastycznego wymagało obróbki cieplnej. We wcześniejszych pracach autorów [7÷10] wyznaczono parametry procesu wyżarzania rekrystalizującego (w skali laboratoryjnej): temperaturę 360 °C i czas 20 min. Przy wyznaczaniu tych wartości za kryterium optymalizacji przyjęto maksymalną plastyczność materiału przy jego dostatecznie wysokiej wytrzymałości. Tak przygotowany bimetal spełnia znormalizowane wymagania, ustalające minimalną wytrzymałość na rozciąganie na poziomie 150 MPa, a wydłużenie całkowite 30 % [6]. Zastosowana obróbka cieplna spowodowała znaczny wzrost równomierności rozkładu własności wytrzymałościowych blachy Cu/Al, nie zmniejszyła natomiast anizotropii rozkładu własności plastycznych w płaszczyźnie blachy [7÷10]. Własności mechaniczne i technologiczne blachy Cu/Al nie są prostym uśrednieniem własności komponentów. Odnosi się to zwłaszcza do wydłużenia, którego przebieg w funkcji temperatury wyżarzania świadczy o silnym oddziaływaniu złącza na własności kompozytu. Wartość granicznego współczynnika wytłaczania dla obydwu układów kontaktu materiału z narzędziem wynosi mgr ≈ 0,5. Mniejszą siłę i lepszą jakość wyrobu uzyskano w przypadku, gdy od strony krawędzi ciągowej znajduje się warstwa aluminium [11]. W przypadku dwuosiowego rozciągania większe odkształcenie badanej blachy bimetalowej jest możliwe, gdy zewnętrzną powierzchnię wybrzuszenia stanowi warstwa miedziana. Dotychczasowe badania wykazały, że układ warstw nie ma istotnego wpływu na rozkład grubości ścianki na obwodzie wytłoczki. Rozkłady przy dnie są równomierne, natomiast obrzeże charakteryzuje się dużym zróżnicowaniem grubości. Wiąże się to z silną anizotropią własności plastycznych w płaszczyźnie blachy, powodującą nierównomierne płynięcie materiału podczas tłoczenia. Cel i zakres badań Celem badań była analiza wielooperacyjnego tłoczenia cylindrycznych wytłoczek bez kołnierza z blachy bimetalowej Cu/Al, w szczególności — analiza odkształceń materiału w uzyskanych wyrobach. Próby tłoczenia przeprowadzono na maszynie wytrzymałościowej z torem pomiarowym, umożliwiającym komputerową rejestrację danych. Analizowano przebiegi siły tłoczenia oraz wartości siły maksymalnej Fmax w poszczególnych operacjach tłoczenia w odniesieniu do układu warstw blachy bimetalowej. W drugiej części badań przeprowadzono analizę odkształceń wytłoczki bimetalowej po kolejnych operacjach tłoczenia. Z pomiaru grubości warstw w ściance wytłoczki Cu/Al wzdłuż jej tworzącej wyznaczono rozkłady odkształceń dla poszczególnych warstw i sumarycznych. Wyznaczono również wartości rzeczywistych odkształceń promieniowych wytłoczek. W tym celu na próbki do badań przed tłoczeniem naniesiono biegunową siatkę koordynacyjną z przyrostem promieni współśrodkowych okręgów równym

2 mm. Pomiary przeprowadzono na mikroskopie warsztatowym z dokładnością do 0,01 mm. Wszystkie próby tłoczenia przeprowadzono w dwóch wariantach kontaktu tłoczonego materiału z narzędziem. Układ matryca—aluminium oznaczono przez Al-Cu, a układ matryca—miedź jako Cu-Al. Materiał do badań Materiałem wstępnym do badań była umocniona blacha bimetalowa Cu/Al o następujących własnościach: umowna granica plastyczności R02 = 247 MPa, wytrzymałość na rozciąganie Rm = 292 MPa, wydłużenie równomierne Ar = 1,1 %, wydłużenie całkowite A50 = 2,3 %. Przygotowane z niej próbki wyżarzono w muflowym piecu oporowym FCF 2,5SM w temperaturze 360 °C przez 20 min. Własności mechaniczne blachy w stanie rekrystalizowanym (r) wynoszą: R02 = 55,3 MPa, Rm = 157 MPa, Ar = 34,5 % i A50 = 38,2 %. Podane wartości własności mechanicznych są średnimi arytmetycznymi ze średnich arytmetycznych dla trzech próbek z kierunków 0°, 45° i 90°. Określono rzeczywisty stosunek grubości warstw miedzi i aluminium oraz rzeczywistą całkowitą grubość badanej blachy bimetalowej, mierząc je w kierunku walcowania i w kierunku poprzecznym. Pomiary przeprowadzono na mikroskopie warsztatowym z dokładnością do 0,01 mm, po dziesięć pomiarów na czterech próbkach dla każdego z kierunków. Uśredniona grubość warstwy miedzianej jest równa ok. 0,40 mm, a aluminiowej 0,38 mm. Stosunek grubości warstw wynosi ok. 1 : 0,95. Rzeczywista grubość blachy jest równa 0,78 mm. Oceny dokładności pomiarów dokonano poprzez obliczenie odchyleń standardowych. W kierunku walcowania (0°) odchylenie standardowe S(g) całkowitej grubości wynosi 0,027, warstwy miedzi 0,017, a warstwy aluminium 0,019. Wyznaczone odchylenia standardowe dla kierunku poprzecznego (90°) wynoszą odpowiednio: 0,022 (Cu/Al), 0,018 (Cu) i 0,021 (Al). Wyniki badań W pierwszej części badań omówiono przebieg wielooperacyjnego tłoczenia blachy bimetalowej. Przeprowadzono wytłaczanie i dwukrotne przetłaczanie, określono sposób doboru nacisku jednostkowego dociskacza, porównano parametry siłowe procesów. W części drugiej zamieszczono analizę odkształceń blachy bimetalowej po kolejnych etapach tłoczenia. Analizie poddano odkształcenia poszczególnych warstw oraz sumaryczne na grubości ścianki wzdłuż tworzącej powłoki po kolejnych operacjach tłoczenia oraz rzeczywiste odkształcenia promieniowe wytłoczek. Parametry siłowe wielooperacyjnego tłoczenia blachy bimetalowej Tłoczenie blachy bimetalowej Cu/Al przeprowadzono dla współczynnika wytłaczania m1 = 0,54 większego od wartości granicznej (mgr = 0,5). Operacje przetłaczania wykonano odpowiednio ze współczynnikami m2 = 0,7 i m3 = 0,78 (rys. 1 i 4). Wartość siły docisku przy wytłaczaniu określono na podstawie zalecanych zakresów nacisków jednostkowych, wynoszących dla miedzi pd = (1,0÷1,5) MPa, a dla aluminium pd = (0,7÷1,2) MPa. Przedział wspólny dla blachy bimetalowej Cu/Al wynosi pd = (1,0÷1,2) MPa. Odpowiednim naciskiem, przy którym otrzymano wytłoczkę bez wad, był nacisk pd = 1,2 MPa. Przy niższych naciskach jednostkowych na ściance wytłoczki widoczne były zaprasowane fałdy. Kolejne operacje kształtowania przeprowadzono bez dociskacza. Dla obu operacji przetłaczania spełniona była zależność g 1 100 > , d i −1 mi

i = 2, 3

(1)

Na rysunku 2 zestawiono przebiegi siły tłoczenia w funkcji

65

Tablica 1 Maksymalna siła tłoczenia Fmax, kN Table 1 Maximum deep drawing force Fmax, kN Układ warstw

Operacja

Rys. 1. Etapy wielooperacyjnego tłoczenia blachy bimetalowej Cu/Al Fig. 1. The stages of multi-operation deep-drawing of the Cu/Al bimetallic sheet

Rys. 2. Siła w kolejnych operacjach tłoczenia dla układu warstw Cu-Al Fig. 2. Forces acting in subsequent deep drawing operations at the Cu-Al arrangement of layers

Cu-Al

Al-Cu

1 wytłaczanie

17,2

15,2

2 przełaczanie I

12,5

12,3

3 przetłaczanie II

10,1

9,1

Rys. 5. Maksymalna siła wielooperacyjnego tłoczenia blachy bimetalowej Cu/Al Fig.5. Maximum force in multi-operation deep drawing of the Cu/Al bimetallic sheet drogi stempla dla układu warstw Cu-Al. Uzyskane wytłoczki pokazano na rysunku 4a. Dla układu warstw Al-Cu przebiegi siły zestawiono na rysunku 3, a uzyskane w tych próbach wytłoczki na rysunku 4b. Zarejestrowane przebiegi siły dla poszczególnych operacji tłoczenia nie wykazały istotnych różnic ze względu na układ warstw. Maksymalne wartości siły tłoczenia Fmax dla wszystkich przeprowadzonych operacji zestawiono w tablicy 1 i na rysunku 5. Siła maksymalna w kolejnych etapach wielooperacyjnego tłoczenia (przy ustalonych współczynnikach ciągnienia) dla układu warstw Cu-Al jest większa w porównaniu z układem Al-Cu. Analiza odkształceń wytłoczek Analizę rozkładu grubości ścianki wytłoczki przeprowadzono dla przekrojów osiowych półwyrobów w miejscach zagłębień obrzeża i oparto ją na pomiarach grubości poszczególnych komponentów. Odkształcenia normalne εg wyznaczono z zależności (2)

Rys. 3. Siła w kolejnych operacjach tłoczenia dla układu warstw Al-Cu Fig. 3. Forces acting in subsequent deep drawing operations at the Al-Cu arrangement of layers

a

b

Rys. 4. Bimetalowe wytłoczki w układzie warstw a — Cu-Al, b — Al-Cu Fig. 4. Bimetallic drawpieces in layer arrangements a — Cu-Al, b — Al-Cu

66

εg =

Δg 100 , % g0

(2)

Dla obu układów warstw, we wszystkich operacjach kształtowania, największe pocienienie w obszarze zaokrąglenia przy dnie i na przejściu w cylindryczną część wytłoczki wystąpiło w zewnętrznej warstwie materiału (rys. 6÷11). Średnie wartości odkształcenia mierzone w tym obszarze dla obydwu układów warstw są porównywalne w poszczególnych operacjach tłoczenia. Pomiary grubości warstw po procesie wytłaczania wykazały, że największe pocienienie zewnętrznej warstwy ścianki w obszarze zaokrąglenia przy dnie nie przekracza 15 % (rys. 6 i 7). Największe odkształcenie przy dnie wystąpiło w pierwszej operacji przetłaczania. W obu przypadkach pocienienie warstwy zewnętrznej dochodzi do 20 % (rys. 8 i 9). W ostatnim etapie kształtowania (w drugiej operacji przetłaczania) pocienienie przy dnie zewnętrznej warstwy, podobnie jak po wytłaczaniu, nie przekracza 15 % (rys. 10 i 11).

Rys. 6. Rozkłady grubości warstw i ścianki wytłoczki w układzie Al-Cu

Rys. 9. Rozkłady grubości warstw i ścianki przetłoczki w układzie Cu-Al po pierwszym przetłaczaniu

Fig. 6. Thickness distribution for the layers and wall of a drawpiece in the Al-Cu system

Fig. 9. Thickness distribution for the layers and wall of a redrawn cup in the Cu-Al system after the first redrawing

Rys. 7. Rozkłady grubości warstw i ścianki wytłoczki w układzie Cu-Al

Rys. 10. Rozkłady grubości warstw i ścianki przetłoczki w układzie Al-Cu po drugim przetłaczaniu

Fig. 7. Thickness distribution for the layers and wall of a drawpiece in the Cu-Al system

Fig. 10. Thickness distribution for the layers and wall of a redrawn cup in the Al-Cu system after the second redrawing

Rys. 8. Rozkłady grubości warstw i ścianki przetłoczki w układzie Al-Cu po pierwszym przetłaczaniu

Rys. 11. Rozkłady grubości warstw i ścianki przetłoczki w układzie Cu-Al po drugim przetłaczaniu

Fig. 8. Thickness distribution for the layers and wall of a redrawn cup in the Al-Cu system after the first redrawing

Fig. 11. Thickness distribution for the layers and wall of a redrawn cup in the Cu-Al system after the second redrawing

Pomiary grubości ścianki w części cylindrycznej (w pobliżu zagłębienia górnej krawędzi wytłoczki) wykazały, że średnie wartości odkształcenia są od około pięciu do kilkunastu procent wyższe dla układu Cu-Al w poszczególnych operacjach kształtowania. Najmniejsza różnica występuje po wytłaczaniu, a największa po drugim przetłaczaniu. W układzie Al-Cu występują bardzo istotne różnice w wielkości odkształcenia poszczególnych warstw, zawsze cieńsza jest zewnętrzna aluminiowa warstwa. Różnica względnego odkształcenia poszczególnych warstw zmniejsza się po kolejnych operacjach tłoczenia. Po wytłaczaniu różnica grubości warstw wynosi 40 %, po pierwszym przetłaczaniu 20 %, a po dru-

gim przetłaczaniu 15 %. Dla układu Cu-Al odnotowano znacznie mniejsze różnice w wartościach odkształcenia poszczególnych warstw w ściance wyrobu po kolejnych etapach tłoczenia. Rozkłady zmiany grubości obu warstw po drugim przetłaczaniu praktycznie pokrywają się z rozkładem grubości ścianki na całej wysokości wyrobu. Na wartość analizowanych odkształceń, a zwłaszcza pogrubienia, bezpośredni wpływ ma wielkość luzu (szczeliny pomiędzy stemplem a matrycą). Na rysunku 12 zestawiono próbki z naniesionymi siatkami pomiarowymi do wyznaczania odkształceń promieniowych φr po

67

Wytłaczanie

Przetłaczanie I

Przetłaczanie II

Rys. 12. Wytłoczki z naniesionymi siatkami pomiarowymi Fig. 12. Drawpieces with marked measuring grids

po danej operacji tłoczenia, (Δr)0 — przyrost promienia okręgów siatki pomiarowej, równy 2 mm. Odkształcenia promieniowe wyznaczono w kierunku walcowania (0°), w kierunku prostopadłym do niego (90°) oraz w kierunkach 45° i –45°. Na rysunkach 13÷15 przedstawiono rozkłady odkształceń rzeczywistych po procesie wytłaczania, na rysunkach 16÷18 po pierwszym przetłaczaniu, a na rysunkach 19÷21 po drugim przetłaczaniu. Przebiegi na rysunkach 15, 18 i 21 wyznaczono na podstawie średnich arytmetycznych z odpowiednich pomiarów we wszystkich badanych kierunkach. Ze względu na anizotropię własności plastycznych badanego materiału kierunki ±45° są kierunkami bardziej intensywnego pro-

Rys. 13. Rozkład odkształceń po wytłaczaniu w układzie Al-Cu Fig. 13. Strain distribution after deep drawing in the Al-Cu system Rys. 16. Rozkład odkształceń po pierwszym przetłaczaniu w układzie Al-Cu Fig. 16. Strain distribution after the first redrawing in the Al-Cu system

Rys. 14. Rozkład odkształceń po wytłaczaniu w układzie Cu-Al Fig. 14. Strain distribution after deep drawing in the Cu-Al system

Rys. 17. Rozkład odkształceń po pierwszym przetłaczaniu w układzie Cu-Al Fig. 17. Strain distribution after the first redrawing in the Cu-Al system

Rys. 15. Rozkład uśrednionych odkształceń po wytłaczaniu Fig. 15. Distribution of averaged strains after deep drawing kolejnych operacjach kształtowania w dwóch układach warstw. Odkształcenia te obliczono według zależności (3) ϕ r = ln

Δr

(Δr )0

(3)

gdzie Δr — odległość pomiędzy sąsiednimi okręgami siatki pomiarowej

68

Rys. 18. Rozkład uśrednionych odkształceń po pierwszym przetłaczaniu Fig. 18. Distribution of averaged strains after the first redrawing

Dokładna ocena wyrobów wykazała, że dla układu Al-Cu warstwa aluminiowa w dolinie była bardziej wyciągnięta (wyższa) od miedzianej, czego nie zaobserwowano dla odwrotnego układu. Świadczy to o łatwiejszym płynięciu promieniowym zewnętrznej warstwy aluminiowej, zwłaszcza w pobliżu krawędzi wyrobu podczas przetłaczania (przy większym odkształceniu materiału). Podsumowanie

Rys. 19. Rozkład odkształceń po drugim przetłaczaniu w układzie Al-Cu Fig. 19. Strain distribution after the second redrawing in the Al-Cu system

Blachę bimetalową Cu/Al, po wyżarzeniu rekrystalizującym, można poddawać wielooperacyjnemu głębokiemu ciągnieniu. Mniejszą siłę maksymalną w kolejnych operacjach tłoczenia uzyskano dla przypadku, gdy od strony krawędzi ciągowej jest warstwa aluminium (Al-Cu). W części dennej wytłoczki zawsze bardziej odkształconą (pocienioną) jest warstwa usytuowana od strony matrycy (zewnętrzna). Średnie wartości odkształcenia w tym obszarze są porównywalne dla obydwu układów warstw w poszczególnych operacjach tłoczenia. Względne odkształcenia warstw w kierunku normalnym w części cylindrycznej wytłoczki są zróżnicowane. Bardziej to widać w układzie warstw Al-Cu. Zawsze cieńsza jest w tym przypadku zewnętrzna warstwa aluminium. Dla układu Cu-Al widać, że zróżnicowanie odkształcenia warstw zmniejsza się po kolejnych operacjach tłoczenia. Płaska anizotropia własności plastycznych badanej blachy bimetalowej Cu/Al powoduje silne zróżnicowanie wydłużenia promieniowego ścianki w różnych przekrojach osiowych wytłoczki. W przypadku, gdy zewnętrzną warstwę stanowi aluminium, warstwa ta jest bardziej wyciągnięta (nieco wyższa od miedzianej). Literatura

Rys. 20. Rozkład odkształceń po drugim przetłaczaniu w układzie Cu-Al Fig. 20. Strain distribution after the second redrawing in the Cu-Al system

1. Askeland D. R.: The science and engineering of materials. PWS– KENT Publishing Company, Boston, Massachusetts, 1984. 2. Śleziona J.: Podstawy technologii kompozytów. Wydaw. Polit. Śląskiej, Gliwice 1998. 3. Leda H.: Strukturalne aspekty własności mechanicznych wybranych materiałów. Wydaw. Polit. Poznańskiej, Poznań 1998. 4. Ashby M. F., Jones D. R. H.: Materiały inżynierskie. Właściwości i zastosowania. Warszawa 1995, t. 1, WNT. 5. Li X., Carlsson L. A.: The Tilted Sandwich Debond (TSD) Specimen for Face/Core Interface Fracture Characterization. Journal of Sandwich Structures and Materials, 1999, t.1, s. 60÷75. 6. Półwyroby i wyroby z metali nieżelaznych. Blachy, taśmy, pasy i folie. Katalog SWW 0551÷0589. Warszawa 1989, Wydaw. Przemysłowe WEMA. 7. Muzykiewicz W., Rękas A.: Wpływ temperatury wyżarzania na własności mechaniczne blachy bimetalowej Cu/Al. Obróbka Plastyczna Metali, 2000, t. 11, nr 3, s. 72÷82.

Rys. 21. Rozkład uśrednionych odkształceń po drugim przetłaczaniu Fig. 21. Distribution of averaged strains after the second redrawing mieniowego płynięcia. Efektem tego zjawiska są występy (uszy) na krawędzi wytłoczki po każdej operacji ciągnienia (rys. 12). Promieniowe wydłużenia na tych kierunkach w każdym przypadku mają większą wartość niż na kierunku walcowania i poprzecznym, na których występują zagłębienia (doliny) na krawędzi wytłoczki. Im bliżej krawędzi, tym różnice te są większe (rys. 13 i 14, 16 i 17, 19 i 20).

8. Muzykiewicz W., Rękas A.: Wpływ czasu wyżarzania na własności mechaniczne blachy bimetalowej Cu/Al. Obróbka Plastyczna Metali, 2000, t. 11, nr 5, s. 61÷66. 9. Muzykiewicz W., Rękas A.: Effect of the annealing conditions on the mechanical properties of Cu/Al composite sheet. Proc. of the 7th Int. Conf. “Technology 2001”, Vol. 1, Sept. 11÷12, Bratislava, Slovakia, s. 163÷167. 10. Muzykiewicz W., Rękas A.: Badania wpływu warunków obróbki cieplnej na własności mechaniczne blachy bimetalowej Cu/Al. Polska Metalurgia w latach 1998÷2002. Komitet Metalurgii PAN, Kraków 2002, t. 1, Wydaw. Nauk. AKAPIT, s. 400÷406. 11. Muzykiewicz W., Rękas A.: Badania jednooperacyjnego tłoczenia blachy bimetalowej Cu/Al. Rudy Metale 2007, t. 52, nr 1, s. 18÷22.

Praca sfinansowana w ramach badań statutowych — umowa nr 11.11.180.250

69

Rudy Metale R52 2007 nr 2 UKD 621.791:669.718.782: :669-462:669.14.018:621.774.2

STANISŁAW NOWAK BOGUSŁAW ŚWIĄTEK KRZYSZTOF ŻABA AGATA LIS

PROJEKTOWANIE PROCESU WYTWARZANIA ZGRZEWANYCH RUR Z POWŁOKAMI Al-Si, PRZEZNACZONYCH NA ELEMENTY UKŁADÓW WYDECHOWYCH Na przykładzie wytwarzania zgrzewanych, stalowych rur, gładkich i perforowanych, z powłoką ze stopu aluminium-krzem, przeznaczonych na elementy układów wydechowych, przedstawiono problemy projektowania procesu technologicznego, którego wynik, opisywany jako stopień zgodności cech wyrobu z wymaganiami, jest zależny od wielu czynników, a efektywny opis wymaga budowania cząstkowych modeli empirycznych, opartych na wynikach badań doświadczalnych. Od wyrobu oczekuje się spełnienia wymagań użytkowników pojazdów oraz wymagań, stawianych w procesach dalszego przetwarzania rur na układy wydechowe. Opisane rozwiązania techniczne i technologiczne zmierzają do uzyskania powtarzalnego kształtu, wymiarów i własności oraz minimalizują ryzyko pojawienia się wad przy spełnieniu oczekiwań dotyczących wydajności. Słowa kluczowe: projektowanie, zgrzewanie, rury, powłoka

PROJECTING THE PROCESS OF MANUFACTURING PRESSURE WELDED PIPES WITH Al-Si COATINGS, PURPOSED FOR ELEMENTS OF EXHAUST SYSTEMS Basing on the example of manufacturing welded steel pipes, both smooth and perforated, with Aluminium-Silicon coating, purposed for elements of exhaust systems — the problem of projecting a technological process has been shown, where the result (described as the degree of meeting the requirements by the features of the product) depends on many factors, and the effective description requires constructing partial empiric models, basing on the results of experimental researches. The product is expected to meet the requirements of users of vehicles as well as the requirements appearing in processes of further converting the pipes into exhausting systems. The described technical and technological solutions are purposed to achieve reproducible shapes, dimensions and features as well as to minimize the risk of appearance of any defects, simultaneously meeting the requirements concerning effectiveness. Keywords: projecting, pressure welding, pipes, coatings Wprowadzenie Uzasadnieniem stosowania zgrzewanych rur z powłokami ze stopu aluminium-krzem, na elementy układów wydechowych, jest efekt połączenia wytrzymałościowych cech stali z odpornością na działanie wysokiej temperatury i korozję powłoki Al-Si, w warunkach okresowego nagrzewania i chłodzenia oraz działania środowiska, zawierającego jony chlorkowe, SO −4 − i inne, z różną w czasie grubością warstwy elektrolitu, w obecności zanieczyszczeń, posiadających własności higroskopijne. Rury produkowane są jako gładkie i perforowane z taśmy z obustronną, nałożoną ogniowo, powłoką o zawartości ok. 9 % Si i standardowej grubości ok. 20 μm (rys. 1). Oprócz odporności na korozję, wytrzymałości i szczelności rur, oczekuje się od nich również podatności do dalszego przetwarzana (roztłaczanie, gięcie, wywijanie kołnierzy) u producentów układów wydechowych. Klasyczna technologa produkcji rur bez powłoki obejmuje siedem jednostkowych procesów.

Rozcinanie szerokiej blachy, dostarczanej w kręgach, na pasma o szerokości, dopasowanej do średnicy rury — Formowanie rury szczelinowej — Zgrzewanie — Usuwanie wypływki — Kalibrowanie — Cięcie — Kontrola jakości. Operacje formowania rury szczelinowej, zgrzewania, usuwania wypływki, kalibrowania i cięcia realizowane są w układzie ciągłym. Zgrzewanie odbywa się metodą indukcyjną, prądami wielkiej częstotliwości, po uformowaniu rury szczelinowej (rys. 2). Powłoka, ze względu obecność aluminium i krzemu w strefie zgrzewania, stwarza zagrożenie wzbogacenia obszaru złącza w te składniki i zanieczyszczenia go tlenkami, a ze względu na istotnie wyższą przewodność zmienia stan procesu w porównaniu z klasycznym zgrzewaniem. Nieznane jest również zachowanie się powłoki, a szczególnie potencjalnie kruchej, pośredniej warstwy Al-Fe-Si, w kolejnych etapach przetwarzania, zarówno w linii zgrzewania, jak i w procesach wytwarzania elementów układu wydechowego. W tej sytuacji zadania stojące przed projektowaniem technologii podzielono na dwie grupy.

Dr inż. Stanisław Nowak — Akademia Górniczo-Hutnicza, Wydział Metali Nieżelaznych, Kraków, dr inż. Bogusław Świątek — Akademia Górniczo-Hutnicza, Wydział Elektrotechniki, Automatyki, Informatyki i Elektroniki, Kraków, dr inż. Krzysztof Żaba, mgr inż. Agata Lis — Akademia Górniczo-Hutnicza, Wydział Metali Nieżelaznych, Kraków. Artykuł oparty na referacie wygłoszonym na XIV Konferencji Naukowo-Technicznej „Technologie produkcji rur w przemyśle metali nieżelaznych”, w dniach 23÷24.11.2006 r., Kraków.

70

1. Opracowanie rozwiązań oddalających zagrożenia, wynikające z obecności powłoki w strefie zgrzewania. 2. Określenie zbioru parametrów jednostkowych procesów, opisujących punkt pracy linii. Jakość rozwiązań oceniano testami roztłaczania i gięcia. Na rysunku 3 zobrazowano przykładowe skutki złej jakości złącza

oraz awarie poza złączem podczas przetwarzania rur. Zmniejszenie prawdopodobieństwa wystąpienia wad skutkiem oddziaływania powłoki w strefie zgrzewania Losowo występujące osłabienia złącza oprócz oczywistej

Rys. 1. Rury zgrzewane gładkie i perforowane. Powłoka z pośrednią warstwą stopową Al-Fe-Si Fig. 1. A photo of welded, smooth and perforated pipes. The coating with an intermediate Al-Fe-Si layer

Rys. 2. Procesy formowania rury szczelinowej i zgrzewania Fig. 2. Processes of forming a port pipe and pressure welding

Rys. 3. Awarie złącza i poza złączem w procesach roztłaczana i gięcia Fig. 3. Failures of the joints and beside the joints in the processes of expanding and bending

Rys. 4. Ślady aluminium oraz mapy zawartości aluminium i żelaza na powierzchni cięcia Fig. 4. Marks of aluminium and maps of aluminium and iron content on the surface of the cutting

Rys. 5. Wypływka z widocznymi wtrąceniami tlenków Al Fig. 5. A flash with visible Al oxides inclusions

przyczyny — niedopasowania krawędzi rury szczelinowej w strefie zgrzewania — przypisano wtrąceniom tlenków aluminium w złączu, pochodzącym z pozostałości po procesie rozcinania szerokiej taśmy oraz z zanieczyszczeń emulsji. Należało również uwzględnić efekt ewentualnego wzbogacenia metalu w złączu w aluminium i krzem, co jest tym bardziej prawdopodobne, że temperatura w strefie zgrzewania może osiągać wartość bliską temperaturze topnienia. Pierwszą przyczynę usunięto poprzez doskonalenie procesu formowana rury szczelinowej.

Rys. 6. Przekrój poprzeczny rury w obszarze złącza z widocznymi efektami zawalcowania wypływki Fig. 6. A cross-section of the pipe in the joint area with visible results of flashes' overlap

71

Hipotezę o zanieczyszczaniu złącza pozostałościami powłoki potwierdziły obserwacje powierzchni cięcia taśmy przygotowanej do zgrzewania (rys. 4) oraz obserwacje stanu złącza (rys. 5 i 6). Wykazano przy tym, że zgodnie z oczekiwaniami, w trakcie zgrzewania, metal ze strefy złącza jest przemieszczany na zewnątrz i pozostałości powłoki gromadzą się w wypływkach zewnętrznej i wewnętrznej (rys. 5). Stan taki stwarza niebezpieczeństwo wystąpienia efektu karbu w przypadku stosowania zawalcowania wypływki wewnętrznej (rys. 6). Naturalnym rozwiązaniem jest usuwanie niepożądanych zanieczyszczeń ze złącza razem z wypływką. Szczegółowe obserwacje obszarów awarii wykazały jednak, że niebezpieczeństwo pojawienia się tlenków w złączu jest nadal realne. Potwierdzają to wyniki mikroanaliz w obszarze z zainicjowanym pęknięciem podczas roztłaczania (rys. 7). Należy przy tym podkreślić, że badania rozkładu pierwiastków w strefie zgrzewana nie wykazały istotnej zmiany ich zawartości. Potwierdziły natomiast występowanie lokalnych wtrąceń.

Rys. 7. Wyniki obserwacji wady złącza i mikroanalizy składu chemicznego Fig. 7. Results of joints' defect observation and the microanalysis of chemical consistence

Zanieczyszczanie złącza pozostałością powłoki ograniczono poprzez wprowadzenie specjalnej operacji i uzupełnienie w tym celu linii technologicznej o dodatkowe elementy (oprzyrządowanie), którego zadaniem jest usuwanie powłoki z taśmy wzdłuż krawędzi oraz z powierzchni cięcia (rys. 8). Ponadto udoskonalono proces cięcia i formowania rury szczelinowej. Zmniejszenie prawdopodobieństwa utraty plastyczności poza złączem Badania nad zachowaniem się rur podczas roztłaczania potwierdziły przyjęte na wstępie założenie, że poprawnie wykonane złącze, ze względu na wyższą granicę plastyczności niż materiał rury, albo nie podlega odkształceniu albo są to odkształcenia istotnie mniejsze niż rury i w związku z tym prawdopodobieństwo awarii złącza jest niewielkie. Wniosek ten dokumentują wyniki pomiaru mikrotwardości materiału w złączu oraz wyniki rozciągania próbek wyciętych w różnych miejscach na obwodzie rury, w tym w złączu ze strefy SWC (rys. 9). Pojawia się natomiast problem plastyczności materiału poza złączem. Należy ją zapewnić poprzez dobór odpowiedniego gatunku taśmy wsadowej, gwarantującego wymagane wydłużenie równomierne. Można bowiem założyć, że podczas roztłaczania lub gięcia, pękanie poza złączem wystąpi po przekroczeniu wartości odkształcenia odpowiadającego wydłużeniu równomiernemu materiału rury. Wydłużenie to zależy od wartości odkształcenia w linii zgrzewania, podczas formowania rury szczelinowej i kalibrowania Ar (ε) = Ar0 −

ε 1− ε

Rys. 8. Fotografie elementów układu usuwania powłoki Fig. 8. Photos of the elements of coating removal system

Rys. 9. Rozkład mikrotwardości w SWC i wyniki testów rozciągania próbek z różnych miejsc na obwodzie rury Fig. 9. The distribution of microhardness in SWC (HIZ) and the results of tension tests of the samples from different points on the pipes' perimeter

72

(1)

ε — odkształcenie wstępne w linii zgrzewania, jeśli w teście rozciągania odkształcenie definiuje się jako ε=

A0 − Ai A0

(2)

lub Rys.10. Czujnik temperatury i wynik pomiaru na wyświetlaczu Fig. 10. Temperature detector and the results of the measurement on the projector

Ar (ε) = Ar0 − ε jeśli odkształcenie opisane jest jako ε=

Rys. 11. Przykładowe wyniki testów Fig. 11. Exemplary tests results

Rys.12. Struktura strefy wpływu ciepła (SWC) Fig. 12. Structure of the Heat Influence Zone (SWC = HIZ)

Rys. 13. Przykładowe defekty złącza i stan powłoki w pobliżu złącza po zgrzewaniu Fig. 13. Exemplary joints' defects and the condition of the coating near the joint after pressure welding

(3)

A0 − Ai Ai

(4)

Procesy formowana rury szczelinowej i kalibrowania, po zgrzewaniu, wprowadzają odkształcenia zróżnicowane na obwodzie i co oczywiste, na grubości ścianki. W zależności od wymiarów maksymalne odkształcenia wynoszą 3÷4 %. Jeśli się przyjmie, że warunek wystarczającej plastyczności dotyczy powierzchni zewnętrznej, taśma wsadowa powinna gwarantować wydłużenie równomierne (Ar0): Ar0 > minimalny stopień roztłoczenia + 3÷4 %, a po uwzględnieniu rozkładu odkształceń wstępnych na grubości ścianki: Ar0 > minimalny stopień roztłoczenia + 2 % Należy ponadto uwzględnić efekty starzenia. Wyznaczenie optymalnych wartości parametrów procesu zgrzewania Po analizie możliwości zbudowania efektywnego modelu zgrzewania, pozwalającego na dobór jego parametrów zdecydowano się na model empiryczny, oparty na wynikach zaplanowanych doświadczeń. Poszukiwaną zależność: Plastyczność w teście roztłaczania = f(parametry procesu) wyznaczono metodą aproksymacji za pomocą sieci neuronowych. W przypadku zgrzewania, stan procesu określony jest przez temperaturę i jej rozkład w strefie zgrzewania oraz czas i siłę docisku zgrzewanych krawędzi rury szczelinowej. Standardowo, parametrami dostępnymi do regulacji są prędkość oraz moc układu zasilania induktora. Położenie impedera zamyka-

Rys. 14. Punkty planu, w których uzyskano zadowalające wyniki testów. Seria I i seria II Fig. 14. Points of the plan, where satisfactory tests results were achieved. Series I and II

73

jącego pole (rdzeń ferromagnetyczny), kształt strefy wejścia do zgrzewania i położenie walców dociskowych było ustalane odrębnymi procedurami. W czasie prób podjęto decyzję o wyposażeniu linii zgrzewania w czujniki temperatury złącza, co umożliwiło odnoszenie stanu procesu do parametru bezpośrednio wpływającego na jego jakość. Pomiar temperatury zrealizowano metodą pirometryczną, zapew-

niając identyfikację najwyższej temperatury w strefie zgrzewania. Na rysunku 10 przedstawiono usytuowanie pirometru oraz przykładowy wynik pomiaru. Po wstępnych próbach wyróżniono dwie wielkości — prędkość v i najwyższą temperaturę w strefie zgrzewania T, które decydują o wyniku procesu. Poszukiwany model ma postać:

Rys. 15. Seria 1. Wyniki uczenia. O — dane rzeczywiste, * — obliczone. Zastosowana sieć: 3-7-1; funkcje przejścia — sigmoidalne. Izolinie y = f(v, T); * — punkty pomiarowe dla y = 20. Model przestrzenny Fig. 15. Series 1. Learning effects. O — real data, * — calculated. Applied network: 3-7-1; transition functions sigmoidal. Isolines y = f(v, T); * — measure points, y = 20. Spatial model

Rys. 16. Seria 2. Wyniki uczenia. O — dane rzeczywiste, * — obliczone. Izolinie y = f(v, T); * — punkty pomiarowe dla y = 20. Model przestrzenny Fig. 16. Series 2. Learning effects. O — real data, * — calculated. Isolines y = f(v, T); * - measure points, y = 20. Spatial model

Rys. 17. Seria 3. Wyniki uczenia. O — dane rzeczywiste, * — obliczone. Izolinie y = f(v, T); * — punkty pomiarowe dla y = 20. Model przestrzenny Fig. 17. Series 3. Learning effects. O — real data, * — calculated. Isolines y = f(v, T); * — measure points, y = 20. Spatial model

Rys. 18. Seria 4. Wyniki uczenia. O — dane rzeczywiste, * — obliczone. Izolinie y = f(v, T); * — punkty pomiarowe dla y = 20. Model przestrzenny Fig. 18. Series 4. Learning effects. O — real data, * — calculated. Isolines y = f(v, T); * — measure points, y = 20. Spatial model

74

Jakość złącza = f(maksymalna temperatura w strefie zgrzewania; prędkość linii) Zaplanowany ciąg eksperymentów realizowano w warunkach ustalanych wartości pozostałych parametrów wsadu, procesu i wyrobu. Jakość złącza oceniano stopniem zmiany średnicy w teście roztłaczania oraz rozciągania i spłaszczania pierścieni (rys. 11). Test roztłaczania uznano następnie za standard kontroli jakości. Ponadto wykonano również obserwacje mikroskopowe strefy wpływu

ciepła (SWC). Przykładowe wyniki obserwacji przedstawia rysunek 12. Poprawnym wynikom próby roztłaczania można było przyporządkować zasięg i strukturę SWC oraz stan wypływki. Równomiernej, niewielkiej wypływce i SWC, odpowiadały najlepsze wyniki testów technologicznych. W innych przypadkach obserwowano makro- i mikro- defekty złącza. W pobliżu złącza deformacji ulegała również powłoka.

Rys.19. Przykładowe wyniki pomiaru rozkładu temperatury w różnych obszarach rury Fig. 19. Exemplary results of temperature distribution measurements in different areas of the tube Przykładowe defekty przedstawia rysunek 13. Założono, że eksperymenty będą prowadzone w wybranych punktach, określonych przez unormowane wartości zmiennych X1 i X2 (odpowiednio prędkość — v i temperatura — T) w przedziale (–1;1), gdzie Xmin = –1, Xmax = 1, Xśr = 0. W kolejnych doświadczeniach zmieniano położenie punktu centralnego (0;0) i wartości ekstremalne zmiennych i budowano nowe plany. Przykład planów obrazuje rysunek 14. Wyniki aproksymacji danych doświadczalnych, za pomocą różnych układów sieci neuronowych i różnych funkcji przejścia między neuronami, przedstawiono na rysunkach 15÷18. W kolejnych seriach pomiarów i rozwiązań zmieniono funkcję przejścia na logistyczną (nie wprowadza wartości ujemnych). Podsumowanie

Rys. 20. Nowy rodzaj warstwy wierzchniej o specjalnych własnościach Fig. 20. New sort of surface layer of special features

1. Prezentowane badania były pierwszym etapem przedsięwzięcia, którego celem było zbudowanie modeli rzeczywistych procesów, umożliwiających projektowanie i doskonalenie technologii wytwarzania rur zgrzewanych z powłokami ze stopów aluminium-krzem. Aktualnie zbierane są dane z bieżącej produkcji.

Rys. 21. Stan powłoki po teście cykli cieplnych, gięciu, rozciąganiu Fig. 21. The condition of the coating after the test of heat cycles, bending, tensioning

75

Rys. 22. Stan uzupełnionej powłoki Al przed i po obróbce cieplnej Fig. 22. The condition of the rebounded Al coating before and after heat treatment 2. Kryterium wydajności linii zgrzewania zadecydowało o odrzuceniu niektórych wariantów, gwarantujących wymaganą jakość złącza. 3. Specjalnym problemem było pytanie o reakcję powłoki na działanie podwyższonej temperatury i czasu w warunkach zgrzewania oraz eksploatacji. Metodą termowizji wyznaczano pole temperatury na obwodzie rury i jej długości, w tym w strefie złącza (rys. 19).

TADEUSZ GRZEGORZEWICZ

Specjalnie zaplanowane badania wykazały, że w podwyższonej temperaturze, podczas eksploatacji, dochodzi do dyfuzji żelaza z podłoża oraz aluminium i krzemu z powłoki do podłoża. Grubość warstwy wierzchniej rośnie, granica między warstwą wierzchnią a podłożem zaciera się i po długim czasie, w wysokiej temperaturze, zanika. Na rysunku 20 pokazajno zmianę postaci powłoki, od stanu początkowego do stanu po dyfuzji składników w podwyższonej temperaturze i długim czasie. 4. Przyczepność i podatność powłoki do odkształceń weryfikowano testem wielokrotnego nagrzewania i chłodzenia, odkształcania, w tym rozciągania, zginania, walcowania oraz testami badającymi plastyczność. Wyniki przykładowych badań prezentuje rysunek 21. 5. W celu wyeliminowania niebezpieczeństwa korozji w ścieżce powstałej po usunięciu powłoki wprowadzono proces uzupełniania powłoki techniką natryskiwania cieplnego. Zadowalające efekty, a więc przyczepność i trwałość powłoki uzyskano po natryskiwaniu technicznie czystym aluminium. Zdecydowaną poprawę jakości zapewniło uzupełniania stopem Al-Si z zastosowaniem specjalnie dobranych topników. Na rysunku 22 zobrazowano stan uzupełnionej powłoki Al przed i po obróbce cieplnej.

Rudy Metale R52 2007 nr 2 UKD 620.17:620.18:669.35’71: :669.018.8:669.018.2

BEZNIKLOWE BRĄZY ALUMINIOWE O PODWYŻSZONEJ WYTRZYMAŁOŚCI I ODORNOŚCI NA KOROZJĘ Przedstawiono wyniki badań strukturalnych, właściwości mechanicznych w temperaturze otoczenia i w temperaturach niskich oraz odporności korozyjnej, nowych bezniklowych brązów aluminiowych zawierających około 8 i 10 % aluminium, dodatki chromu lub łącznie krzemu i żelaza. Wspólna cechą zaprojektowanych stopów jest modyfikowanie ich cyrkonem, co ma na celu zmniejszenie skłonności do gruboziarnistości charakterystycznej dla brązów aluminiowych. Stosowanie chromu lub krzemu w miejsce niklu jest ekonomicznie uzasadnione, ponieważ są one od niego znacznie tańsze, a korzystne ich oddziaływanie na właściwości brązów aluminiowych uzyskuje się już przy zawartości od 1÷2 %, a więc przeszło dwukrotnie mniejszej od zawartości niklu. Nowe bezniklowe brązy charakteryzują się dobrymi właściwościami wytrzymałościowymi w temperaturach otoczenia i obniżonych oraz dużą odpornością na odaluminiowanie, korozję ogólną i wżerową. Mogą one znaleźć zastosowanie na części w budowie maszyn, od których jest wymagana duża wytrzymałość i odporność na korozję. Na podstawie badań strukturalnych stwierdzono, że poprawa ich właściwości wytrzymałościowych w wyniku obróbki cieplnej, jest efektem nałożenia się mechanizmów ulepszania cieplnego i utwardzania wydzieleniowego. Określono również skłonność do odaluminiowania, mechanizm odaluminiowania i wpływ tej korozji na właściwości bezniklowych i przemysłowych brązów aluminiowych. Uzyskane wyniki pozwalają ustalić kryteria doboru brązów aluminiowych w najczęściej spotykanych środowiskach korozyjnych. Słowa kluczowe: nowe brązy aluminiowe, struktura, właściwości mechaniczne, temperatury niskie, odporność korozyjna, odaluminiowanie Dr hab. inż. Tadeusz Grzegorzewicz — Politechnika Wrocławska, Wrocław

76

NICKEL-FREE ALUMINIUM BRONZES WITH HIGHER STRENGTH AND CORROSION RESISTANCE The paper deals with the of structure, mechanical properties at ambient and low temperatures as well as corrosion resistance of new nickel-free aluminium bronzes containing ca. 8 or 10 % of aluminium and additions of chromium or silicon and iron together. A common feature of the produced aluminium bronzes is their modification with zirconium to reduce their coarsening propensities characteristic of these alloys. Application of chromium or silicon in place of nickel is economically justified since they are much cheaper, and their beneficial effect on the properties of aluminium bronzes can appear at their 1 to 2 % content, i.e. over twice less compared to nickel content. After preliminary optimisation of chemical composition, new economical aluminium bronzes CuAl8Cr1.2Zr, CuAl10Cr1.7Zr and CuAl94Si1Zr as well as one not modified by zirconium CuAl8Fe4Si1 were prepared. Structure of the bronzes was examined in manufactured, annealed, hardened and tempered conditions using optical microscope, scanning electron microscope (SEM), transmission electron microscope (TEM), X-ray microanalyser (EDS) and X-ray diffractometer (XRD). Corrosion resistance of new bronzes was examined in synthetic sea water, in 3 % water solution of NaCl and in 10 % water solution of H2SO4 and compared with that of industrial aluminium bronzes CuAl8Fe3, CuAl9Fe3, CuAl10Ni5Fe4 and specially developed high corrosion-resisting bronzes Cu-Al-Co-Si-Zr. As a result of the research, phase composition of new aluminium bronzes was determined, as well as the course and mechanism of their structural transformations during tempering. Changes of mechanical properties (Rm, Rp0.2, A, Z, HV, K) due to heat treatment were determined and relationships between structure and mechanical properties of the alloys at ambient and low temperatures established. It was found that new, economical aluminium bronzes are characterised by very advantageous mechanical and usable properties. In many cases, the nickel-free aluminium bronze CuAl10Cr1.7Zr shows better properties than the industrial aluminium bronze CuAl10Ni5Fe4 containing ca. 5 % of expensive nickel. Better mechanical properties of the CuAl10Cr1.7Zr bronze after heat treatment result from superposition of the toughening and the precipitation hardening. On the other hand, the CuAl8Cr1.2Zr bronze shows a very advantageous complex of mechanical properties expressed by high plasticity, impact strength and crack resistance also at low temperatures down to –196 °C. The aluminium-silicon bronzes containing iron (CuAl9Fe4Si1Zr and CuAl8Fe4Si), both modified with zirconium and non-modified, thanks to structure refining, in hot-rolled condition with no additional heat treatment show high mechanical and plastic properties. On the grounds of the corrosion research, the general corrosion rate, electrochemical properties of phases, mechanism and types of structural defects due to dealuminisation were determined. The results obtained will make it possible to develop effective methods preventing aluminium bronzes from dealuminising and to establish criteria for selecti the group of alloys that will be applied in the most common corrosion environments, e.g. sea water or solutions of chlorides and sulphuric acid. Keywords: new aluminium bronze, structure, mechanical properties, low temperatures, corrosions resistance, dealumination Wstęp Brązy aluminiowe dzięki dobrym właściwościom mechanicznym, dużej odporności na korozję i zużycie ścierne znalazły szerokie zastosowanie w wielu dziedzinach, zastępując droższe brązy cynowe. Cenną ich zaletą są dobre właściwości wytrzymałościowe w temperaturach podwyższonych i niskich. Ze względu na dobre właściwości wytrzymałościowe i antykorozyjne są one stosowane w przemyśle budowy maszyn, stoczniowym, chemicznym i górniczym. Praktyka techniczna i badania wykazują, że obecnie produkowane przemysłowe brązy aluminiowe nie zawsze spełniają wymagania jakościowe i w niektórych warunkach agresywnego oddziaływania środowiska korozyjnego mogą ulegać korozji selektywnej spowodowanej odaluminiowaniem [1÷3]. Skłonność brązów aluminiowych do odaluminiowania wynika ze znacznej różnicy potencjałów elektrodowych faz występujących w ich strukturze [1, 4, 5]. Brąz aluminiowy ulegający odaluminiowaniu zachowuje swój pierwotny kształt i może wydawać się niezmieniony, ale jego wytrzymałość, a szczególnie plastyczność jest poważnie zmniejszona. Odaluminiowanie, często ujawnia się dopiero w momencie zniszczenia wyrobu i przypomina ono w skutkach korozję międzykrystaliczną. Kinetyka odaluminiowania zależy od składu fazowego brązów aluminiowych i morfologii wydzieleń faz anodowych. Zmiana struktury w wyniku ulepszania cieplnego brązów aluminiowych przez hartowanie i odpuszczanie nie zapobiega całkowicie odaluminiowaniu, ale może ograniczyć jego zasięg i skutki [1÷3]. W warstwie odaluminiowanej w obecności naprężeń rozciągających, przy naprężeniach zbliżonych do granicy plastyczności powstają mikropęknięcia, które są szczególnie niebezpieczne

w przypadku stosowania brązów na części maszyn w środowisku korozyjnym w warunkach obciążeń zmiennych [6]. Zjawisko odaluminiowania brązów aluminiowych, chociaż obserwowane od dawna, jest stosunkowo mało poznane [4, 5]. Nie wyjaśniono jednoznacznie zarówno jego mechanizmu, jak i wpływu na nie składu chemicznego i struktury brązów. Pomimo licznych badań nie udało się opracować wielofazowych brązów aluminiowych całkowicie odpornych na odaluminiowanie. W niewystarczającym stopniu jest również poznany wpływ odaluminiowania na właściwości mechaniczne brązów aluminiowych. Bardziej odporne na odaluminiowanie jednofazowe brązy aluminiowe o strukturze roztworu stałego α wykazują stosunkowo niskie właściwości wytrzymałościowe, co ogranicza ich stosowanie w warunkach dużych obciążeń. Problem odaluminiowania brązów aluminiowych nabiera coraz większego znaczenia ze względu na stosowanie ich na silnie obciążone części maszyn, silników, pomp kopalnianych oraz osprzęt i aparaturę narażoną na korozyjne oddziaływanie środowiska [7]. W świetle tych danych celowa jest taka modyfikacja składu chemicznego brązów aluminiowych, która umożliwi zwiększenie właściwości wytrzymałościowych brązów aluminiowych jednofazowych lub zmniejszy podatność do odaluminiowania brązów wielofazowych. Globalna tendencja do ciągłego obniżania kosztów produkcji sprawia, że nowoczesny materiał konstrukcyjny powinien charakteryzować się nie tylko lepszymi właściwościami użytkowymi od obecnie stosowanych, ale powinien być również konkurencyjny cenowo. Dlatego w nowych, tańszych brązach aluminiowych zaprojektowanych przez autora, po optymalizacji składów chemicznych w miejsce najczęściej stosowanego niklu w przemysłowych brązach aluminiowych zastosowano chrom lub

77

łącznie krzem i żelazo. Wspólną cechą wytworzonych brązów jest modyfikowanie ich cyrkonem, co ma celu zmniejszenie skłonności do gruboziarnistości charakterystycznej dla brązów aluminiowych. Z danych literaturowych i badań własnych [8÷10] wynika, że cyrkon w brązach aluminiowych działa modyfikująco i powoduje znaczny wzrost ich właściwości wytrzymałościowych. Stosowanie cyrkonu do brązów aluminiowych ma również tą zaletę, że podobnie jak tantal i tytan przyśpiesza on znacznie pasywację stopów w środowiskach silnie natlenionych takich jak woda morska w której brązy aluminiowe są bardzo często stosowane. Cel i zakres badań Celem badań było opracowanie oszczędnościowych, bezniklowych brązów aluminiowych o podwyższonej wytrzymałości i odporności na odaluminiowanie. Przeprowadzone badania miały na celu uzupełnienie wiedzy na temat odaluminiowania brązów aluminiowych oraz ustalenie zależności między strukturą, a właściwościami mechanicznymi w temperaturze otoczenia i w temperaturach niskich do –196 °C. Biorąc pod uwagę wpływ aluminium na strukturę i właściwości brązów aluminiowych, do badań wytworzono dwie grupy stopów, w których przy stałej zawartości aluminium wynoszącej około 8 i 10 % Al wprowadzono dodatki chromu lub łącznie krzemu i żelaza oraz modyfikujace ilości cyrkonu. Przyjęte zawartości aluminium wynikają stąd, że jednofazowe brązy aluminiowe zawierające ok. 8 % Al wykazują dużą odporność na odaluminiowanie i dobre właściwości plastyczne w temperaturze otoczenia i temperaturach niskich. Wprowadzenie do jednofazowych brązów aluminiowych dodatków stopowych, umożliwiających utwardzenie wydzieleniowe, może zapewnić wyższe wskaźniki wytrzymałościowe, co w porównaniu z dużą odpornością na odaluminiowanie stwarza możliwości stosowania ich w agresywnych środowiskach korozyjnych w warunkach dużych obciążeń i niskich temperatur. Brązy aluminiowe wieloskładnikowe zawierające ok. 10 % Al z dodatkami żelaza i niklu wykazującą natomiast optymalny zespół właściwości wyrażonych wysoką wytrzymałością i odpornością na korozję ogólną i kawitacyjną. Zastąpienie w tych brązach deficytowego niklu chromem lub łącznie krzemem i żelazem ma na celu uzyskanie efektów ekonomicznych, ponieważ metale te są znacznie tańsze i bardziej dostępne niż nikiel, a ponadto korzystne ich oddziaływanie na właściwości brązów następuje już przy zawartości od 1 do 2 %, a więc przeszło dwukrotnie mniejszej od zawartości niklu. Badania odporności korozyjnej miały charakter porównawczy względem znormalizowanych przemysłowych brązów aluminiowych oraz specjalnie opracowanych przez autora nowych Cu-Al-Co-Si-Zr o dużej odporności na korozję ogólną, odaluminiowanie i dobrych właściwościach wytrzymałościowych. Jako materiał porównawczy przyjęto przemysłowe brązy aluminiowe z dodatkami żelaza CuAl8Fe3, CuAl9Fe3, o podobnej zawartości aluminium jak w brązach zaprojektowanych do badań oraz brąz CuAl10Ni5Fe4 o najlepszych właściwościach wytrzymałościowych i odporności na korozję w grupie przemysłowych brązów aluminiowych. Materiały i metody badań Do badań wykonano sześć stopów, których skład chemiczny zestawiono w tablicy 1. Uzasadnienie składów chemicznych zaprojektowanych stopów jest następujące: ⎯ zawartość chromu w brązie nr 1 (CuAl8Cr1,2Zr) i nr 2 (CuAl10Cr1,7Zr) dobrano w ten sposób, że zapewnia ona, jak wynika z badań własnych najwyższą wytrzymałość i skłonność do pasywacji stopów Cu-Al-Cr [8, 11], ⎯ łączna zawartość aluminium i krzemu przy zawartości aluminium powyżej 6,5 % w brązie nr 3 (CuAl8Fe4Si1 ) i nr 4 (CuAl9Fe4Si1Zr) nie przekracza 10,5 %, co według badań [12] zapewnia korzystny wpływ krzemu na właściwości brązów

78

aluminiowych. Ponadto na podstawie badań [9] stwierdzono, że modyfikujące działanie cyrkonu w brązach aluminiowo-krzemowych występuje tylko w obecności żelaza, a zwiększenie dodatku krzemu do 1,9 % w tych stopach powoduje spadek właściwości plastycznych, ⎯ w brązach nr 5 (CuAl9CoSiZr) i nr 6 (CuAl10Co1SiZr) zawartość kobaltu i krzemu tak dobrano, by odpowiadała ona składowi stechiometrycznemu faz międzymetalicznych CoAl i Co2Si, mających istotne znaczenie dla utwardzenia wydzieleniowego stopów, ⎯ dodatki cyrkonu od 0,04 do 0,15 % do zaprojektowanych brązów aluminiowych, jak wykazały badania [8÷10], mają działanie modyfikujące, ⎯ brązu nr 3 (CuAl8Fe4Si1) nie modyfikowano cyrkonem, aby sprawdzić wyłącznie wpływ krzemu w obecności żelaza na właściwości brązu CuAl8Fe3. Wytopy wykonano w piecach indukcyjnych, w tyglach grafitowych pod przykryciem węgla drzewnego. Modyfikator, zawierający cyrkon w postaci stopu wstępnego, wprowadzono do stopów bezpośrednio przed odlaniem po usunięciu żużla. Stopy Cu-Al-Cr-Zr (nr 1 i 2), wykonano w większej ilości w warunkach przemysłowych, a pozostałe stopy (nr 3÷6) wytopiono w warunkach laboratoryjnych. Wytopy stopów Cu-Al-Cr-Zr w postaci wlewków o masie 80 kg wyżarzono ujednorodniająco w temperaturze 900 °C przez 6 godzin, po czym wyciskano z nich pręty o średnicy 16 mm i długości około 3 m. Stopy topione w warunkach laboratoryjnych odlano sposobem zbliżonym do metody Durvilla do kokili żeliwnej podgrzanej do temperatury 400 °C. Masa otrzymanego wlewka wynosiła ok. 4 kg. Wlewki po wyżarzeniu ujednorodniającym w tem- peraturze 900 °C przewalcowano na gorąco, na taśmy o grubości 2 mm. Składy chemiczne przemysłowych brązów aluminiowych CuAl8Fe3, CuAl9Fe3 CuAl10Ni5Fe4, stosowane do porównawczych badań na korozję i właściwości wytrzymałościowych były odpowiednio zgodne z wymaganiami norm PN-EN 1652:1999, PN-77/H-87050 i PN-EN 12163:2002, a zawartość w nich zanie Tablica 1 Skład chemiczny nowych bezniklowych brązów aluminiowych Table 1 Chemical composition of new nickel-free aluminium bronzes Nr brązu

Skład chemiczny, %

Znak brązu

Al

Cr

Si

Fe

Co

Zr

Cu

1

CuAl8Cr1,2Zr

8,10 1,24 0,04

0,07

-

0,12 reszta

2

CuAl10Cr1,7Zr

10,00 1,70 0,08

0,08

-

0,15 reszta

3

CuAl8Fe4Si1

3,58

-

-

4

CuAl9Fe4Si1Zr

9,03

—

0,98

4,25

-

0,04 reszta

5

CuAl9CoSiZr

9,20

—

0,27

0,02

0,50

0,06 reszta

6

CuAl10Co1SiZr 10,52

—

0,22

0,03

0,90

0,04 reszta

8,00

—

1,08

reszta

Tablica 2 Skład chemiczny przemysłowych brązów aluminiowych użytych do badań Table 2 Chemical composition of industrial aluminium bronzestested Nr brązu

Znak brązu

Skład chemiczny, % Al

Fe

Ni

Pb

Si

Zn

P

Cu

7

CuAl8Fe3

8,50 2,90 —

0,01 0,01 0,03 0,003 reszta

8

CuAl9Fe3

9,90 2,90 —

0,01 0,08 0,05 0,005 reszta

9

CuAl10Ni5Fe4 10,25 3,95 5,20 0,01 0,07 0,08 0,004 reszta

czyszczeń nie przekraczała wartości dopuszczalnych przez normy. W stanie dostawy wyciskane pręty brązów przemysłowych miały średnicę 20 mm i długość do 3 m. Skład chemiczny przemysłowych brązów aluminiowych produkcji krajowej użytych do badań przedstawiono w tablicy 2. W strukturze brązu aluminiowego CuAl8Fe3 w stanie dostawy nie występuje faza γ2 w odróżnieniu od brązu CuAl9Fe3, co przy doborze brązów o takim składzie chemicznym pozwoli określić wpływ tej fazy na skłonność do odaluminiowania przemysłowych brązów aluminiowych. Brązy badano w stanie wytworzonym po przeróbce plastycznej na gorąco, wyżarzonym, hartowanym i odpuszczonym po hartowaniu. Na podstawie ustalonych parametrów obróbki cieplnej brązy zahartowano i wykonano z nich próbki do badań mikroskopowych, właściwości wytrzymałościowych, udarności, odporności korozyjnej i elektrochemicznych, które następnie odpuszczono w piecu oporowym z wymuszonym obiegiem powietrza. Brązy odpuszczano w zakresie temperatur 250÷650 °C ze stopniowaniem co 50 °C i w czasie 120 min (brązy nr 1, 3, 5, 7) lub 60 min (brązy nr 2, 4, 6, 8 i 9). Z temperatury odpuszczania próbki chłodzono w wodzie. Program badań obejmował: ⎯ badania mikroskopowe za pomocą mikroskopu świetlnego i transmisyjnego mikroskopu elektronowego, ⎯ badania rentgenograficzne i mikroanalizę faz w celu ich identyfikacji, ⎯ badania właściwości wytrzymałościowych w próbie statycznego rozciągania i próby udarności w temperaturze otoczenia i w temperaturach obniżonych, Postępy korozji określono metodą grawimetryczną, metalograficzną i badaniem względnych zmian właściwości wytrzymałościowych po ekspozycji próbek w syntetycznej wodzie morskiej, w 3 % wodnym roztworze NaCl i w 10 % wodnym roztworze H2SO4 .

Rys. 1. Brąz aluminiowy CuAl8Fe4Si1, stan wyżarzony. Wydzielenia fazy Fe3(Si,Al) i AlCu2Zr,(bardzo drobne) w osnowie fazy α (SEM) Fig. 1. Aluminium bronze CuAl8Fe4Si1, annealed. Precipitates of Fe3(Si,Al) and AlCu2Zr (very fine) phase in α phase matrix (SEM)

Wyniki badań strukturalnych Badane brązy aluminiowe ze względu na strukturę osnowy w stanie wyżarzonym można podzielić na dwie grupy: ⎯ brązy na osnowie jednofazowej α roztworu stałego aluminium w miedzi, ⎯ brązy na osnowie dwufazowej (α + γ2) Do pierwszej grupy należą brązy nr 1 (CuAl8Cr1,2Zr), nr 3 (CuAl8Fe4Si1), nr 5 (CuAl9CoSiZr) oraz użyty do badań porównawczych brąz nr 7 (CuAl8Fe3). Po przeróbce plastycznej na gorąco i w stanie wyżarzonym, struktura tej grupy brązów jest podobna i składa się z ziarn fazy α z wydzieleniami w osnowie faz międzymetalicznych utworzonych przez dodatki stopowe (rys.1). Wyjątek stanowi brąz aluminiowy CuAl9CoSiZr, w strukturze którego po przeróbce plastycznej na gorąco stwierdzono również obecność bainitu. Wielkość ziarn fazy α brązów CuAl8Cr1,2Zr, CuAl8Fe4Si1, CuAl9CoSiZr po przeróbce plastycznej na gorąco i w stanie wyżarzonym (podana w nawiasach) odpowiada według normy PN-84/H-94507/01 kolejno wzorcom nr 6(5), 11(7), (6), a więc badane stopy można zaliczyć do drobnoziarnistych. Na podstawie dyfraktometrycznych badań rentgenowskich i mikroanalizy rentgenowskiej w osnowie tych brązów zidentyfikowano następujące rodzaje faz utworzone przez dodatki stopowe: ⎯ w brązie CuAl8Cr1,2Zr fazę bogatą w chrom, która jest roztworem stałym podstawowym krzemu w chromie Cr(Si). Fazę tę oznaczono do badań jako fazę chromową (Cr). W stopie tym również zidentyfikowano jakościowo, pojedyncze wydzielenia fazy AlCu2Zr, ⎯ w brązie CuAl8Fe4Si1 fazę bogatą w żelazo i krzem Fe3(Si,Al), ⎯ w brązie CuAl9CoSiZr, fazy międzymetaliczne Co(Al,Si) i Co2(Si,Zr), ⎯ w brązie CuAl8Fe3 fazę bogatą w żelazo Fe3(Al,Cu,Si). Po hartowaniu brązów CuAl8Cr1,2Zr i CuAl8Fe3 z obszaru dwufazowego (α + β) ich struktura wskutek niepełnej przemiany α → β składa się z pierwotnej fazy α, bainitu (α′ + β′1) oraz nieroz-

Rys. 2. Brąz aluminiowy CuAl8Cr1,2Zr, hartowany. Wtórne wydzielenia fazy chromowej w osnowie bainitu (α′ + β′1). (TEM) Fig. 2. Aluminium bronze CuAl8Cr1.2Zr, hardened. Secondary precipitates of Cr phase in (α′ + β′1). (TEM) puszczonych wydzieleń faz międzymetalicznych (rys. 2). W zahartowanym brązie CuAl8Fe4Si1 osnowę stanowi faza α i bainityczna faza α′. Zahartowany brąz CuAl9CoSiZr wykazuje strukturę bainityczno-martenzytyczną z większym udziałem struktury bainitu. Najmniejszą ilość nierozpuszczonych wydzieleń faz międzymetalicznych po wygrzewaniu brązów przed hartowaniem wykazują brązy CuAl9CoSiZr i CuAl8Fe3, a największą brąz CuAl8Fe4Si1 i CuAl9Fe4Si1Zr. Po odpuszczaniu zahartowanych brązów stwierdzono strukturę składającą się z pierwotnej i pobainitycznej fazy α z wydzieleniami drobnopłytkowej lub dyspersyjnej fazy γ2 pierwotnych i wtórnych wydzieleń faz międzymetalicznych. Różnica w zabarwieniu pierwotnej i pobainitycznej fazy α świadczy o powolności procesów dyfuzyjnych zachodzących podczas odpuszczania tej grupy stopów (rys. 3). Struktura drugiej grupy brązów na osnowie dwufazowej (α + γ2) do której zalicza się brązy nr 2 (CuAl10Cr1,7Zr), nr 4 (CuAl9Fe4Si1Zr), nr 6 (CuAl10Co1SiZr), oraz użytych do badań porównawczych brązów przemysłowych nr 8 (CuAl9Fe3) nr 9

79

Rys. 3. Brąz aluminiowy CuAl8Fe4Si1, stan odpuszczony 450 °C/2h. Ziarniste i płytkowe wydzielenia fazy γ2 na granicy obszarów pobainitycznych i fazy α Fig. 3. Aluminium bronze CuAl8Fe4Si1, tempered at 450 °C/2h. Granular and lamellar precipitates of γ2 phase on boundaries of post-bainitic areas and α phase

Rys. 4. Brąz aluminiowy CuAl10Cr1,7Zr, stan wyżarzony (SEM) Fig. 4. Aluminium bronze CuAl10Cr1.7Zr, annealed (SEM)

Fig. 5. Aluminium bronze CuAl10Cr1.7Zr, hardened. Secondary precipitates of Cr phase (star-shaped) in martensitic matrix (TEM) Rys. 5. Brąz aluminiowy CuAl10Cr1,7Zr, stan hartowany. Wtórne wydzielenia fazy chromej o kształcie gwiazdkowym w osnowie martenzytycznej (TEM)

80

Rys. 6. Brąz aluminiowy CuAl10Cr1,7Zr, stan odpuszczony 550 °C/1h. Płytkowe wydzielenie fazy γ2 o orientacji pomartenzytycznej w osnowie fazy α Fig. 6. Aluminium bronze CuAl10Cr1.7Zr, tempered at 550 °C/1h. Lamellar precipitates of γ2 with post-martensitic orientation in α phase matrix (CuAl10Ni5Fe4) w stanie wyżarzonym składa się fazy α i eutektoidu (α + γ2) oraz faz międzymetalicznych utworzonych przez dodatki stopowe. Strukturę brązu CuAl10Cr1,7Zr w stanie wyżarzonym przedstawiono na rysunku 4. Zidentyfikowane fazy są takie same, jak w stopach grupy pierwszej, z tym, że w brązie CuAl10Ni5Fe4 tworzy się faza κ. W stanie wytworzonym po przeróbce plastycznej na gorąco, brązy CuAl10Cr1,7Zr i CuAl10Co1SiZr wykazują strukturę bainityczno-martenzytyczną z wydzieleniami odpowiednio fazy chromowej lub faz Co(Al,Si) i Co2(Si,Zr). Udział martenzytu w strukturze przemysłowego brązu aluminiowego CuAl10Ni5Fe4 w stanie wyciskanym jest niewielki, a w brązie CuAl9Fe3 w tym stanie materiału, obecności martenzytu nie stwierdzono i jego struktura odpowiada stanowi wyżarzonemu. Natomiast w brązie CuAl9Fe4Si1Zr po walcowaniu na gorąco przechłodzona faza β znajduje się w stadium rozpadu na mieszaninę (α + γ2). W brązach zahartowanych CuAl10Cr1,7Zr, CuAl10Co1SiZr, CuAl10Ni5Fe4 stwierdzono strukturę martenzytyczną, w brązie CuAl9Fe3 martenzytyczno-bainityczną, a w brązie CuAl9Fe4Si1Zr strukturę składającą się z martenzytu i pierwotnej fazy α. Strukturę zahartowanego brązu CuAl10Cr1,7Zr przedstawiono na rysunku 5. Największą rozpuszczalność w fazie β podczas nagrzewania stopów przed hartowaniem wykazują fazy międzymetaliczne Co(Al,Si) i Co2(Si,Zr) w brązie CuAl10Co1SiZr oraz faza κ w brązie CuAl10Ni5Fe4. Najmniejsze ziarna (nr 5) byłej fazy β stwierdzono w zahartowanym brązie CuAl10Cr1,7Zr natomiast w pozostałych brązach wykazuje ona skłonność do gruboziarnistości. Po odpuszczaniu tej grupy brązów tworzą się w wyniku przemian dyfuzyjnych drobnoziarniste mieszaniny (α + γ2) o zachowanej orientacji pomartenzytycznej, z wydzieleniami w osnowie dyspersyjnych faz międzymetalicznych lub fazy chromowej w brązie CuAl10Cr1,7Zr (rys. 6). Fazę γ2 w strukturze brązów odpuszczonych charakteryzuje równomierne rozmieszczenie w postaci drobnych wydzieleń, ale pod warunkiem dobrania właściwych parametrów odpuszczania. Po odpuszczaniu brązów poniżej temperatury 500÷550 °C wykazuje ona małą skłonność do sferoidyzacji wydzieleń. Skład fazowy nowych bezniklowych brązów aluminiowych w różnych stanach obróbki cieplnej zestawiono w tablicy 3. Wyniki badań właściwości mechanicznych Wyniki badań wykazują, że poprawa właściwości mechanicznych po ulepszaniu cieplnym brązu aluminiowego CuAl8Cr1,2Zr zarówno w stosunku do stanu wyciskanego, jak również wyżarzo-

Tablica 3 Skład fazowy nowych bezniklowych brązów aluminiowych w różnych stanach obróbki cieplnej określony na podstawie badań rentgenograficznych, mikroanalizy rentgenowskiej (EDS) i badań mikroskopowych (TEM) Table 3 Phase composition of nickel-free aluminium bronzes in various tempers determined by X-ray examination, EDS microanalysis and TEM Nr brązu 1

Skład fazowy brązu w stanie

Znak brązu

wyżarzonym

hartowanym

odpuszczonym

CuAl8Cr1,2Zr

α + Cr

α (α′ ) + β′1+ Cr

α + γ2 + Cr

2

CuAl10Cr1,7Zr

α + γ2 + Cr

β′ + β′1 + Cr

α + γ2 + Cr

3

CuAl8Fe4Si1

α + Fe3(Si,Al)

α (α′ ) + Fe3(Si,Al)

α + γ2 + Fe3(Si,Al)

4

CuAl9Fe4Si1Zr

α + γ2 + Fe3(Si,Al)

α + β′ + β′1 + Fe3(Si,Al)

5

CuAl9CoSiZr

α + γ2 + Co(Al,Si) + Co2(Si,Zr) α + β′ + β′1 + Co(Al,Si) + Co2(Si,Zr)

α + γ2 + Co(Al, Si) Co2(Si,Zr)

6

CuAl10Co1SiZr

α + γ2 + Co(Al,Si) +Co2(Si,Zr) β′ + β′1 + Co(Al,Si)+ Co2(Si,Zr)

α + γ2 +Co(Al,Si) + Co2(Si, Zr)

α + γ2 + Fe3(Si,Al)

W brązach 1, 2 i 4 stwierdzono ponadto obecność pojedynczych wydzieleń fazy zawierającej Cu,Al,Zr określonej na podstawie jakościowej mikroanalizy rentgenowskiej jako faza międzymetaliczna AlCu2Zr.

Tablica 4 Właściwości mechaniczne brązu aluminiowego CuAl8Cr1,2Zr w temperaturze otoczenia i w temperaturach niskich Table 4 Mechanical properties of aluminium bronze CuAl8Cr1.2Zr at ambient and low temperatures Stan obróbki cieplnej Hartowany z 1000 °C Hartowany z 1000 °C i odpuszczony w 500 °C

Temperatura badania °C

Rp0,2

Rm

A

Z

KCU 150

KCV150

δi

MPa

MPa

%

%

J/cm2

J/cm2

mm

20

129

420

60,0

68,0

96,0

92,5

—

20

288

478

52,0

63,0

79,5

64,0

0,273

–50

335

536

47,0

57,5

74,0

59,0

0,242

–120

359

591

41,5

46,0

59,0

49,0

0,176

–196

383

673

40,0

43,0

49,5

35,0

0,114

nego jest wynikiem utwardzenia osnowy dyspersyjną fazą chromową i drobnopłytkową fazą γ2. Brąz ten po ulepszaniu cieplnym wykazuje korzystny zespół właściwości mechanicznych, które są zachowane w niskich temperaturach. Po hartowaniu z temperatury 1000 °C i odpuszczaniu w temperaturze 500 °C wykazuje on w temperaturze –196 °C właściwości: Rm = 673 MPa, Rp0,2 = 383 MPa, A = 40 %, Z = 43 %, KCU = 49,5 J/cm2. Brąz ten charakteryzuje również znaczna odporność na pękanie w całym zakresie temperatur badania od –196 do 20 °C, wyrażoną wartością rozwarcia wierzchołka pęknięcia δi [13] (tabl. 4). Bardziej efektywną metodą umacniania brązów o strukturze osnowy jednofazowej α jest zastosowanie takich mechanizmów umocnienia, które zapewnią im wyższe właściwości wytrzymałościowe. Można to osiągnąć z wykorzystaniem oddzielnie lub łącznie takich mechanizmów umacniania, jak rozdrobnienie ziarn, umocnienia wydzieleniowego i roztworowego. W wyniku znacznego rozdrobnienia ziarna fazy α do nr 11, bezniklowy brąz aluminiowy CuAl8Fe4Si1 wykazuje w stanie wytworzonym po walcowaniu na gorąco, bez dodatkowej obróbki cieplnej, wysokie właściwości wytrzymałościowe i plastyczne. Właściwości te odpowiadają stalom niskostopowym o podwyższonej wytrzymałości i osiągają wartości: Rm = 618 MPa, Rp0,2 = 466 MPa, A = 25 %, Z = 28 %. Wartości Rm i Rp0,2 tego brązu są odpowiednio wyższe o 28 i 120 % od wymagań stawianych przez normę PN-EN 1652:1999 dla brązu CuAl8Fe3 o podobnej zawartości aluminium (tabl. 5). Dodatkową zaletą tego brązu jest to, że w każdym środowisku korozyjnym zastosowanym do badań wykazuje on całkowitą odporność na odaluminiowanie. Podobny zespół właściwości mechanicznych w stanie wytworzonym po walcowaniu na gorąco, wykazuje brąz CuAl9CoSiZr, ale jego umocnienie jest wynikiem przemiany bainityczno-martenzytycznej.

Tablica 5 Wymagane właściwości mechaniczne przemysłowych brązów aluminiowych Table 5 Required mechanical properties of industrial aluminium bronzes Znak brązu

Stan materiału

Rp0,2 MPa

Rm A MPa min. % min.

HV min.

CuAl8Fe3

walcowany na gorąco

min.210

480

30

110

CuAl9Fe3

wyciskany

ok. 200

490

15

110

CuAl10Ni5Fe4 wyciskany

ok. 480

680

10

180

Właściwości mechaniczne nowych bezniklowych brązów aluminiowych o strukturze osnowy jednofazowej α i dla porównania właściwości krajowego brązu aluminiowego CuAl8Fe3 dla różnych stanów obróbki cieplnej przedstawiono odpowiednio w tablicy 6 i 7. Na rysunkach 7 i 8 przedstawiono odpowiednio właściwości wytrzymałościowe Rp0,2 i plastyczne A brązów aluminiowych o strukturze osnowy jednofazowej α w różnych stanach obróbki cieplnej. Nowe bezniklowe brązy aluminiowe CuAl10Cr1,7Zr, CuAl9Fe4-Si1Zr w stanie wytworzonym po przeróbce plastycznej na gorąco dorównują pod względem właściwości mechanicznych przemysłowemu brązowi CuAl10Ni5Fe4 według wymagań normy dla stanu wyciskanego. Właściwości mechaniczne przemysłowych brązów aluminiowych CuAl9Fe3 i CuAl10Ni5Fe4, użytych do

81

Tablica 6 Właściwości mechaniczne nowych bezniklowych brązów aluminiowych w różnych stanach obróbki cieplnej. Brązy o strukturze osnowy jednofazowej α w stanie wyżarzonym Table 6 Mechanical properties of new nickel-free aluminium bronzes in various tempers. Bronzes with single-phase α matrix, annealed Rp0,2 MPa

Rm MPa

A %

Z %

HV

wyciskany

169

429

57

63

119

wyżarzony w 950 °C

140

390

65

64

82

Znak brązu

CuAl8Cr1,2Zr

CuAl8Fe4Si1

CuAl9CoSiZr

Stan obróbki cieplnej

hartowany z 1000 °C

129

420

60

68

98

hartowany z 1000 °C i odpuszczony w 450 °C

296

503

49

51

155

walcowany na gorąco

466

618

25

28

155

wyżarzony w 950 °C

176

468

44

45

127

hartowany z 1000 °C

246

545

26

23

171

hartowany z 1000 °C i odpuszczony w 300 °C

338

588

27

30

178

walcowany na gorąco

462

668

21

23

127

wyżarzony w 950 °C

164

471

57

48

106

hartowany z 1000 °C

366

680

27

34

198

hartowany z 1000 °C i odpuszczony w 500 °C

468

651

20

24

210

Jako ośrodek chłodzący do hartowania brązu CuAl8Cr1,2Zr i CuAl8Fe4Si1 stosowano wodę, a do brązu CuAl9CoSiZr 10 % roztwór NaCl. Czas wygrzewania przed hartowaniem wynosi 60 min, czas odpuszczania 120 min.

Tablica 7 Właściwości mechaniczne przemysłowych brązów aluminiowych produkcji krajowej, użytych do badań w różnych stanach obróbki cieplnej Table 7 Mechanical properties of industrial, home-made aluminium bronzes examined in various tempers Rp0,2 MPa

Rm MPa

A %

Z %

HV

wyciskany

395

556

32

63

150

wyżarzony w 950 °C

176

547

50

51

112

hartowany z 1000 °C i odpuszczony w 450 °C

273

615

41

35

145

wyciskany

490

678

17

22

207

wyżarzony w 950 °C

234

586

27

23

131

hartowany z 950 °C i odpuszczony w 450 °C

327

727

16

21

206

wyciskany

438

823

16

13

195

hartowany z 1000 °C i odpuszczony w 700 °C

538

828

9

14

237

Znak brązu

CuAl8Fe3

CuAl9Fe3

CuAl10Ni5Fe4

Stan obróbki cieplnej

Jako ośrodek chłodzący do brązu CuAl8Fe3 stosowano wodę, a do brązów CuAl9Fe3 i CuAl10NI5Fe4, 10 % wodny roztwór NaCl. Czas wygrzewania przed hartowaniem wynosił 60 min. Czas odpuszczania brązu CuAl8Fe3 120 min, a brązów CuAl9Fe3 i CuAl10Ni5Fe4 60 min.

badań porównawczych i nowych bezniklowych brązów aluminiowych CuAl10Cr1,7Zr, CuAl9Fe4Si1Zr, CuAl10Co1SiZr o strukturze osnowy dwufazowej α + γ2 dla różnych stanów obróbki cieplnej przedstawiono odpowiednio w tablicy 7 i 8. Brązy te po hartowaniu wykazują znaczny wzrost wytrzymałości na rozciąganie i twardości oraz spadek właściwości plastycznych. Wzrost wytrzymałości i twardości po hartowaniu w stosunku do stanu wyżarzonego jest sumarycznym efektem umocnienia dyspersyjnymi fazami międzymetalicznymi wydzielonymi z fazy β przed przemianą martenzytyczną, zgniotem fazowym i płytkową budową martenzytu. Szczególnie wysoki, przeszło dwukrotny, wzrost wytrzymałości i twardości stwierdzono po hartowaniu brązu CuAl10Cr1,7Zr z temperatury 875 °C. Właściwości te Rm = 1141 MPa, Rp0,2 = 844 MPa, HV = 291 przy, A = 5 %, Z = 7 %, odpowiadają konstrukcyjnym stalom stopowym ulepszonym cieplnie (tabl. 7) i są one zachowane w niskich temperaturach (tabl. 9).

82

Właściwości wytrzymałościowe tego brązu w tym stanie obróbki cieplnej są o przeszło 60 % większe od wymagań stawianych przez normę PN-EN 12163:2002 brązowi CuAl10Ni5Fe4 (tabl. 5). W wyniku odpuszczania zachodzą w brązach przemiany, których istotą jest rozpad martenzytu na drobnoziarniste mieszaniny α + γ2 i wydzielenia dyspersyjnych faz międzymetalicznych. Przemiany te w zakresie niskich temperatur odpuszczania do temperatury 350 °C powodują wzrost wytrzymałości i twardości najwyższy po odpuszczaniu brązu CuAl10Co1SiZr. Po odpuszczaniu w temperaturach wyższych pojawia się w strukturze miękka faza α, która zmniejsza umocnienie brązów wywołane wydzieleniem się dyspersyjnych faz międzymetalicznych i drobnoziarnistej fazy γ2. Zwiększenie udziału plastycznej fazy α i formowanie fazy γ2 powoduje znaczny wzrost wydłużenia brązów, powyżej wartości zarówno dla stanu zahartowanego jak i wyżarzonego. Dopiero wtedy właściwości plastyczne A, Z > 10 % brązów są wystarczająco wy-

Rys. 7. Porównanie granicy plastyczności Rp0,2 brązów aluminiowych w różnych stanach obróbki cieplnej. Brązy o strukturze osnowy jednofazowej α w stanie wyżarzonym

Rys. 8. Porównanie wydłużenia A brązów aluminiowych w różnych stanach obróbki cieplnej. Brązy strukturze osnowy jednofazowej α w stanie wyżarzonym

Stan wytworzony — brąz nr 1 i 7 wyciskany, brąz nr 3 i 5 walcowany na gorąco

Stan wytworzony — brąz nr 1 i 7 wyciskany, brąz nr 3 i 5 walcowany na gorąco

Fig. 7. Proof stress Rp0,2 of aluminium bronzes in various tempers. Bronzes with single-phase α matrix, annealed

Fig. 8. Elongation A of aluminium bronzes in various tempers. Bronzes with single-phase α matrix, annealed

Final state — extruded bronze No 1 and 7, hot-rolled bronze No 3 and 5

Final state — extruded bronze No 1 and 7, hot-rolled bronze No 3 and 5

Tablica 8 Właściwości mechaniczne nowych bezniklowych brązów aluminiowych w różnych stanach obróbki cieplnej. Brązy o strukturze osnowy dwufazowej α + γ2 w stanie wyżarzonym Table 8 Mechanical properties of new nickel-free aluminium bronzes in various tempers. Bronzes with two-phase α+γ2 matrix, annealed Rp0,2 MPa

Rm MPa

A %

Z %

HV

wyciskany

390

700

10,0

17,0

202

wyżarzony w 950 °C

383

461

3,0

4,0

159

hartowany z 875 °C

844

1141

5,0

7,0

291

hartowany z 950 °C

826

1020

2,5

4,0

298

hartowany z 950 °C i odpuszczony w 450 °C

440

830

11,0

6,0

224

walcowany na gorąco

414

705

19,8

18,4

161

wyżarzony w 950 °C

175

441

20,5

17,0

120

hartowany z 1000 °C

447

717

7,5

13,5

321

hartowany z 1000 °C i odpuszczony w 450 °C

486

687

15,0

19,0

220

walcowany na gorąco

313

623

18,0

20,0

176

wyżarzony w 950 °C

209

406

8,0

11,5

149

hartowany z 950 °C

432

572

4,5

8,5

217

hartowany z 950 °C i odpuszczony w 550 °C

523

742

11,5

15,5

243

Znak brązu

CuAl10Cr1,7Zr

CuAl9Fe4Si1Zr

CuAl10Co1SiZr

Stan obróbki cieplnej

Jako ośrodek chłodzący do hartowania brązów stosowano 10 % wodny roztwór NaCl. Czas wygrzewania do hartowania i odpuszczania wynosił 60 min.

sokie, by mogły być użyte na elementy konstrukcyjne pracujące w warunkach obciążeń dynamicznych. Właściwości mechaniczne tak odpuszczonych brązów aluminiowych CuAl10Cr1,7Zr i CuAl10Co1SiZr dorównują zarówno brązowi CuAl10Ni5Fe4 ujętemu w normach krajowych i zagranicznych, jak również brązowi CuAl11Fe6Ni6 zawierającemu do 7 % deficytowego niklu. W wypadku potrzeby wysokiej odporności na zużycie ścierne wskazane jest odpuszczanie zahartowanych brązów aluminiowych w zakresie niskich temperatur i wtedy uzyskuje się twardość 300÷340 HV. Granica plastyczności, wytrzymałość na rozciąganie i wydłużenie brązu aluminiowego CuAl9Fe4Si1Zr jest odpowiednio o 107, 43 i 32 % wyższa od wymagań normy dla krajowego brązu aluminiowego o podobnej zawartości aluminium CuAl9Fe3. Właściwości wytrzymałościowe Rp0,2 i plastyczne A brązów aluminiowych o strukturze osnowy dwufazowej (α + γ2), dla różnych

stanów obróbki cieplnej przedstawiono odpowiednio na rysunkach 8 i 9. Wyniki badań korozyjnych Nowe bezniklowe brązy aluminiowe z dodatkami chromu lub krzemu modyfikowane cyrkonem wykazują dużą odporność na korozję ogólną. Dorównują one pod względem odporności na tę korozję przemysłowemu brązowi aluminiowemu CuAl10Ni5Fe4 oraz specjalnie opracowanym przez autora, brązom aluminiowym z dodatkami kobaltu i krzemu, CuAl9CoSiZr i CuAl10Co1SiZr, które są zaliczane do stopów miedzi o największej odporności korozyjnej. Wykazują one w syntetycznej wodzie morskiej, niezależnie od stanu obróbki cieplnej, co najmniej 2 stopień odporności na korozję ogólną (2°k wg normy PN-78/H-04600), co odpowiada

83

Tablica 9 Właściwości mechaniczne brązu aluminiowego CuAl10Cr1,7Zr w temperaturze otoczenia i w temperaturach niskich Table 9 Mechanical properties of aluminium bronze CuAl10Cr1.7Zr at ambient and low temperatures Stan obróbki cieplnej

Temperatura badania °C

Rp0,2 MPa

Rm MPa

A %

Z %

KCU150 J/cm2

KCV150 J/cm2

Hartowany z 875 °C

–196

890

1244

7,0

10,0

—

—

Hartowany z 900 °C

–196

864

1160

2,5

5,0

—

—

20

438

755

11,0

19,0

13,9

9,0

Hartowany z 900 °C i odpuszczony w 550 °C

–50

453

750

11,0

15,0

11,8

8,5

–120

479

781

10,0

15,0

10,6

8,0

–196

518

827

6,0

10,0

8,5

5,7

Rys. 9. Porównanie granicy plastyczności Rp0,2 brązów aluminiowych w różnych stanach obróbki cieplnej. Brązy o strukturze osnowy dwufazowej α + γ2 w stanie wyżarzonym Stan wytworzony — brąz nr 2, 8 i 9 wyciskany, brąz nr 4 i 6 walcowany na gorąco

Fig. 9. Proof stress Rp0,2 of aluminium bronzes in various tempers. Bronzes with two-phase α+γ2 matrix, annealed Final state — extruded bronze No 2, 8 and 9, hot-rolled bronze No 4 and 6

Rys. 10. Porównanie wydłużenia A brązów aluminiowych w różnych stanach obróbki cieplnej. Brązy o strukturze osnowy dwufazowej (α + γ2) w stanie wyżarzonym Stan wytworzony — brąz nr 2, 8 i 9 wyciskany, brąz nr 4 i 6 walcowany na gorąco

Fig. 10. Elongation A of aluminium bronzes in various tempers. Bronzes with two-phase α + γ2 matrix, annealed Final state — extruded bronze No 2, 8 and 9, hot-rolled bronze No 4 and 6

84

szybkości korozji liniowej Vp ≤ 0,005 mm/r. Szybkość korozji nowych bezniklowych brązów w 3 % wodnym roztworze NaCl i 10 % wodnym roztworze H2SO4, podobnie jak standardowych brązów przemysłowych, jest większa, ale ich odporność korozyjna w wypadku narażeń na te środowiska korozyjne w różnych stanach obróbki cieplnej mieści się między 2 i 5° odporności korozyjnej, a więc można je zaliczyć do stopów odpornych na ich działanie. Porównanie szybkości korozji w 10 % wodnym roztworze H2SO4 brązów aluminiowych w różnych stanach obróbki cieplnej o strukturze osnowy α i (α + γ2) w stanie wyżarzonym przedstawiono odpowiednio na rysunkach 11 i 12. Szybkość i rodzaj korozji brązów aluminiowych zależy od ich struktury, o której przy danym składzie chemicznym decyduje stan obróbki cieplnej. Dominującym rodzajem korozji brązów aluminiowych o zawartości do ok. 9 % Al, których struktura w stanie wyżarzonym składa się z fazy α i wydzieleń w osnowie faz międzymetalicznych, jest korozja równomierna z tendencją do rozwoju korozji wżerowej lub nierównomiernej. Są to brązy nr 1 (CuAl8Cr1,2Zr), nr 3 (CuAl8Fe4Si1), nr 5 (CuAl9CoSiZr) i przemysłowy brąz nr 7 (CuAl8Fe3), który użyto do badań porównawczych. W stanie wyżarzonym osnowy fazy α stwierdzono w tych stopach odpowiednio wydzielenia fazy chromowej i faz międzymetalicznych Fe3(Si,Al) Co(Al,Si), Co2(Si,Zr) i Fe3(Al,Cu,Si). Najaktywniej na rozwój korozji wżerowej w tej grupie brązów wpływają wydzielenia silnie anodowej fazy bogatej w żelazo Fe3(Al,Cu,Si) występującej w brązie CuAl8Fe3. Mniejszą skłonność do korozji wżerowej stwierdzono w brązie z dodatkiem chromu CuAl8Cr1,2Zr, a w brązach z dodatkami krzemu lub kobaltu i krzemu (brązy CuAl8Fe4Si1 i CuAl9CoSiZr) rozwój tej korozji jest praktycznie zahamowany, co można tłumaczyć większą skłonnością do pasywacji faz międzymetalicznych w tych brązach niż fazy bogatej w żelazo. Brązy aluminiowe o strukturze osnowy roztworu stałego α, charakteryzują się stosunkowo niskimi właściwościami wytrzymałościowymi, ale jak wykazały badania, umocnienie ich przez hartowanie z obszaru dwufazowego (α + β) z następnym odpuszczaniem w wypadku narażeń korozyjnych, jak wykazały badania, nie powinno być stosowane, ponieważ po takiej obróbce cieplnej w strukturze pojawiają się fazy sprzyjające odaluminiowaniu. W brązach zahartowanych odaluminiowaniu ulegają fazy martenzytyczne (martenzyt nieuporządkowany β' i uporządkowany β'1), a w brązach odpuszczonych faza γ2. Mniejszą skłonność do odaluminiowania wykazuje bainityczna faza α′. Ponieważ rozmieszczenie faz metastabilnych w osnowie fazy α jest siatkowe, więc głębokość i szybkość odaluminiowania jest bardzo duża. Jak już stwierdzono, wzrost właściwości wytrzymałościowych tej grupy brązów należy uzyskiwać takimi metodami, które zapewnią zachowanie jednofazowej struktury osnowy fazy α. Brąz aluminiowy CuAl8Fe4Si1, dla którego poprawę właściwości wytrzymałościowych uzyskano w wyniku rozdrobnienia ziarn, odaluminiowaniu nie ulega. Brązy aluminiowe o zawartości aluminium powyżej 9 %, nr 2 (CuAl10Cr1,7Zr), nr 4 (CuAl9Fe4Si1Zr), nr 6 (CuAl10Co1SiZr),

Rys. 11. Porównanie szybkości korozji w 10 % wodnym roztworze H2SO4 brązów aluminiowych w różnych stanach obróbki cieplnej. Brązy o strukturze osnowy jednofazowej α w stanie wyżarzonym Stan wytworzony — brąz nr 1 i 7 wyciskany, brąz nr 3 i 5 walcowany na gorąco

rozji selektywnej ulegają fazy martenzytyczne β' i β'1, których obecność w strukturze zahartowanych brązów aluminiowych, jak również w strukturze brązów, stanie wytworzonym po obróbce plastycznej na gorąco, sprzyja odaluminiowaniu. W brązach odpuszczonych po hartowaniu głębokość odaluminiowania jest mniejsza niż w brązach wyżarzonych, ale pod warunkiem właściwego dobrania parametrów odpuszczania, zapewniających izolowane rozmieszczenie w osnowie fazy α wydzieleń fazy γ2 i dyspersyjnych wydzieleń faz międzymetalicznych. Najbardziej niekorzystne są ciągłe płytkowe wydzielenia fazy γ2 na granicach fazy α i eutektoidu (α + γ2) i w brązach wyżarzonych, ale tworzących się również przy odpuszczaniu zahartowanych brązów w średnim zakresie temperatur 400÷500 °C oraz w wyniku rozpadu fazy β → α + γ2 przy zbyt wolnym chłodzeniu odlewów lub brązów po obróbce plastycznej na gorąco (zjawisko samowyżarzania). Odpuszczanie zahartowanych brązów w zakresie wyższych temperatur, ok. 550 °C, w których faza γ2 występuje zależnie od rodzaju stopów w postaci ziarnistych lub skoagulowanych wydzieleń, zmniejsza skłonność do odaluminiowania. Głębokość odaluminiowania w syntetycznej wodzie morskiej brązów aluminiowych modyfikowanych cyrkonem z dodatkami

Fig. 11. Corrosion rate of aluminium bronzes in 10 % water solution H2SO4 in various tempers. Bronzes with single-phase α matrix, annealed Final state — extruded bronze No 1 and 7, hot-rolled bronze No 3 and 5

Rys. 12. Porównanie szybkości korozji w 10 % wodnym roztworze H2SO4 brązów aluminiowych w różnych stanach obróbki cieplnej. Brązy o strukturze osnowy dwufazowej α + γ2 w stanie wyżarzonym

Rys. 13. Brąz aluminiowy CuAl10Co1SiZr, stan hartowany. Odaluminiowanie warstwowe w 10 % wodnym roztworze H2SO4. Czas ekspozycji 112 dób Fig. 13. Aluminium bronze CuAl10Co1SiZr, hardened. Laminar dealuminisation after 112-day exposure in 10 % H2SO4 water solution

Stan wytworzony — brąz nr 2, 8 i 9 wyciskany, brąz nr 4 i 6 walcowany na gorąco

Fig. 12. Corrosion rate of aluminium bronzes in 10 % water solution H2SO4 in various tempers. Bronzes with two-phase α + γ2 matrix, annealed Final state — extruded bronze No 2, 8 and 9, hot-rolled bronze No 4 and 6

nr 8 (CuAl9Fe3), nr 9 (CuAl10Ni5Fe4), których struktura osnowy w stanie wyżarzonym składa się z eutektoidu (α + γ2) i fazy α wykazują skłonność do odaluminiowania. Wyjątek stanowi nowy bezniklowy brąz CuAl9Fe4Si1Zr odporny na odaluminiowanie w środowisku syntetycznej wody morskiej w każdym stanie obróbki cieplnej oraz w 3 % roztworze NaCl w stanie walcowanym na gorąco. Nie stwierdzono również odaluminiowania w środowisku wody morskiej brązu CuAl10Co1SiZr i brązu CuAl10Ni5Fe4 w stanie hartowanym i ulepszonym cieplnie, ale ulegają one odaluminiowaniu w 10 % wodnym roztworze H2SO4, podobnie jak pozostałe dwufazowe brązy aluminiowe o strukturze osnowy w stanie wyżarzonym (α + γ2). Odaluminiowanie warstwowe hartowanego brązu aluminiowego CuAl10Co1SiZr, po ekspozycji w 10 % wodnym roztworze H2SO4 w czasie 112 dób, przedstawiono na rysunku 13. Hartowanie nie zabezpiecza tych brązów przed odaluminiowaniem, ponieważ w tym stanie obróbki cieplnej, ko-

Rys. 14. Poprzeczne pęknięcia w warstwie odaluminiowanej próbki rozciąganej z brązu CuAl9Fe3 w stanie wyciskanym po ekspozycji w 10 % wodnym roztworze H2SO4 w czasie 112 dób Fig. 14. Transverse cracks in dealuminised layer of a tensile test piece of aluminium bronze CuAl9Fe3, as extruded, after 112-day exposure in 10 % H2SO4 water solution

85

Rys. 15. Zmiany właściwości wytrzymałościowych i plastycznych brązu aluminiowego CuAl10Ni5Fe4 w stanie wyciskanym po ekspozycji w 10 % wodnym roztworze H2SO4 w czasie 112 dób Fig. 15. Mechanical and plastic properties of aluminium bronze CuAl10Ni5Fe4, as extruded, after 112-day exposure in 10 % H2SO4 water solution

brązów do odaluminiowania, a tym samym do obniżenia ich właściwości mechanicznych wskutek korozji. Brązy ulepszone cieplnie wykazują w wyniku korozyjnego oddziaływania środowiska zdecydowanie mniejszy spadek właściwości plastycznych A, Z i wytrzymałościowych Rp0,2, Rm niż brązy po obróbce plastycznej na gorąco lub w stanie wyżarzonym. Przykładowe wykresy zmian właściwości wytrzymałościowych i plastycznych brązu aluminiowego CuAl10Ni5Fe4 w stanie wyciskanym i ulepszonym cieplnie po ekspozycji w 10 % roztworze H2SO4 przez 112 dób przedstawiono odpowiednio na rysunkach 15 i 16. Ubytki masy metalu wskutek odaluminiowania są bardzo małe ale degradacja struktury i związana z tym utrata właściwości wytrzymałościowych, a szczególnie plastycznych jest bardzo duża. Z tego względu podstawową miarą uszkodzeń korozyjnych brązów aluminiowych ulegających odaluminiowaniu, powinna być głębokość odaluminiowania, ponieważ oddaje ona bardziej rzeczywisty stan uszkodzenia materiału niż oznaczanie szybkości korozji ogólnej metodą grawimetryczną lub elektrochemiczną. Ocenę podatności brązów aluminiowych do odaluminiowania można dokonać również przez określenie względnej zmiany właściwości plastycznych (A, Z) na podstawie badań wytrzymałościowych, ale koszt takich badań jest znacznie większy niż badań metalograficznych. Wnioski

Rys. 16. Zmiany właściwości wytrzymałościowych i plastycznych brązu aluminiowego CuAl10Ni5Fe4 w stanie odpuszczonym po ekspozycji w 10 % wodnym roztworze H2SO4 w czasie 112 dób Fig. 16. Mechanical and plastic properties of aluminium bronze CuAl10Ni5Fe4, tempered, after 112-day exposure in 10 % H2SO4 water solution chromu lub łącznie krzemu i żelaza albo kobaltu i krzemu w każdym stanie obróbki cieplnej jest mniejsza niż w brązu CuAl9Fe3. Bezniklowy brąz aluminiowy CuAl10Cr1,7Zr wykazuje większą odporność na odaluminiowanie w 10-procentowym wodnym roztworze H2SO4 niż brąz CuAl10Ni5Fe4 oraz specjalnie opracowany brąz CuAl10Co1SiZr, który jest zaliczany do brązów aluminiowych o największej odporności na odaluminiowanie. Brązy aluminiowe, które uległy odaluminiowaniu, wykazują zmianę właściwości fizycznych i mechanicznych. Charakteryzuje je skłonność do kruchego pękania, utrata dźwięku i mała szybkość korozji ogólnej. Odaluminiowanie powoduje zmniejszenie właściwości wytrzymałościowych, a szczególnie plastycznych. Pękanie odaluminiowanych brązów zachodzi w sposób makroskopowo kruchy, mimo że brązy w normalnych warunkach wykazują znaczną plastyczność. Na powierzchni odaluminiowanych próbek wytrzymałościowych podczas próby rozciągania powstają poprzeczne pęknięcia materiału. Pierwsze ogniska pęknięć powstają poniżej granicy plastyczności. Głębokość pęknięć w próbkach rozciąganych odpowiada na ogół głębokości warstwy odaluminiowanej (rys. 14), a powierzchnie złomów w strefie odaluminiowanej są kruche. Ulepszanie cieplne brązów o strukturze osnowy dwufazowej (α + γ2) przez hartowanie i odpuszczanie, w wyniku którego faza γ2 przyjmuje kształt ziarnistych lub sferoidalnych, izolowanych wydzieleń w osnowie fazy α, zmniejsza skłonność

86

1. Nowe bezniklowe brązy aluminiowe, charakteryzujące się dużą odpornością na korozję, stanowią materiał konstrukcyjny o wysokich właściwościach wytrzymałościowych w temperaturach otoczenia i obniżonych. Właściwości te są w wielu wypadkach wyższe konkurencyjnie cenowo w stosunku do brązu CuAl10Ni5Fe4 o najwyższej wytrzymałości i odporności na korozję w grupie przemysłowych brązów aluminiowych, zawierającego ok. 5 % drogiego niklu. 2. Stosowanie chromu lub krzemu w miejsce niklu jest ekonomicznie uzasadnione, ponieważ są one od niego znacznie tańsze, a korzystne ich oddziaływanie na właściwości brązów aluminiowych uzyskuje się już przy zawartości od 1÷2 %, a więc przeszło dwukrotnie mniejszej od zawartości niklu. 3. Właściwości mechaniczne brązów aluminiowych CuAl10Cr1,7Zr i CuAl10Co1SiZr można zwiększyć przez ulepszanie cieplne. Wzrost właściwości wytrzymałościowych wynika z nałożenia się mechanizmów ulepszania cieplnego i utwardzania wydzieleniowego. 4. Modyfikowane i niemodyfikowane cyrkonem brązy aluminiowo-krzemowe zawierające żelazo (CuAl9Fe4Si1Zr i CuAl8Fe4Si1) w wyniku rozdrobnienia struktury, mają po obróbce plastycznej na gorąco bez dodatkowej obróbki cieplnej wysokie właściwości wytrzymałościowe i plastyczne. 5. Umocnienie brązu kobaltowo-krzemowego CuA9CoSiZr w stanie wytworzonym po obróbce plastycznej na gorąco jest spowodowane przemianą bainityczną. Korzystne oddziaływanie kobaltu w obecności krzemu występuje już przy zawartości 0,5÷0,8 %, co w takim wypadku jego stosowanie jako dodatku stopowego może być ze względów ekonomicznych już opłacalne. 6. Obecność w mikrostrukturze brązów aluminiowych fazy γ2 lub metastabilnych faz martenzytycznych β' i β'1 niezależnie od ich składu chemicznego powoduje w agresywnym środowisku odaluminiowanie. Głębokość i szybkość odaluminiowania zależy głównie od ilościowego składu fazowego i morfologii wydzieleń anodowych faz γ2, β' i β'1. Najbardziej niekorzystne są ciągłe płytkowe wydzielenia fazy γ2 i siatkowe wydzielenia faz martenzytycznych. 7. Brązy aluminiowe, które uległy odaluminiowaniu, wykazują zmianę właściwości chemicznych fizycznych i mechanicznych. Charakteryzuje je skłonność do kruchego pękania, utrata dźwięku i mała szybkość korozji ogólnej. Odaluminiowanie powoduje zmniejszenie właściwości wytrzymałościowych, a szczególnie plastycznych.

8. Nie ulegają odaluminiowaniu brązy aluminiowe o strukturze osnowy jednofazowej α. W celu zwiększenia ich wytrzymałości, przy zachowaniu odporności na odaluminiowanie brązy te należy utwardzać wydzieleniowo lub przez rozdrobnienie struktury. Literatura 1. Grzegorzewicz T.: Bezniklowe brązy aluminiowe o podwyższonej wytrzymałości i odporności na korozję. Wrocław 2005, Wydaw. Polit. Wrocławskiej. 2. Grzegorzewicz T.: Wpływ obróbki cieplnej na odporność korozyjną brązu aluminiowego CuAl10Ni5Fe4. Mat. Ogólnopolskiej Konf. „Korozja’96” Teoria i Praktyka, Gdańsk 1996, s. 113÷116. 3. Grzegorzewicz T.: Odporność korozyjna bezniklowych brązów aluminiowych. Materiały VII Ogólnopolskiej Konf. Korozja 2002 ,,Problemy nowego tysiąclecia”, Kraków 2002, Ochrona przed korozją. Wydanie specjalne s. 222÷226. 4. Arnaud D., Paton R., Wigy S., Mascare C.: Contribution a l’etude de la desaluminisation des cupro-aluminiums moules. Mém. Scient. Rev. Métallurg 1965, t. 62, nr 2, s. 89÷116. 5. Tiegot J.: Les cupro-aluminium corroyés., Mém. Scient. Rev. Métallurg 1966, t.63, nr 7/8, s. 699÷706.

6. Grzegorzewicz T.: Korozyjne pękanie brązów aluminiowych. Pr. Nauk. IMiMT PWr. 60, Konf. 8, Wrocław 1998, Wydaw. Polit. Wrocławskiej, s.108÷115. 7. Adamski Cz., Bonderek Z., Piwowarczyk T.: Mikrostruktury odlewniczych stopów miedzi oraz cynku. Wydaw. ,Śląsk 1972, s. 122. 8. Grzegorzewicz T.: Struktura i własności mechaniczne obrobionego cieplnie brązu aluminiowego z dodatkiem chromu i cyrkonu. Rudy Metale 1989, t. 34, nr 12, s. 424÷428. 9. Ankudowicz B., Grzegorzewicz T., Moll R., Pietraszko D.: Modyfikujące działanie cyrkonu na brązy aluminiowo-krzemowe. International Scientific Conference Foundry’95 Kielce, November 6÷7, 1995, Krzepnięcie metali i stopów, nr 22, s. 94÷99. 10. Grzegorzewicz T., Kuźnicka B., Krajczyk L.: Modifying effect of zirconium on an aluminium-chromium bronze. Z. Metallkd., 2000, t. 91, nr 6, 489÷493. 11. Grzegorzewicz T., Haimann K.: Wpływ chromu na pasywację obrobionych cieplnie brązów aluminiowych. Rudy Metale 1976, t. 21, nr 7, s. 253÷258. 12. Przystupiński H.: Wpływ obróbki cieplnej na strukturę i własności bogatych w miedź stopów Cu-Al-Si. Polit. Wrocławska 1964 [pr. doktorska]. 13. Grzegorzewicz T., Frydman S., Wojciechowski B.: Własności mechaniczne brązu aluminiowego CuAl8CrZr w niskich temperaturach. Rudy Metale 1991, t. 36, nr 5, s. 174÷177.

ZAPRASZAMY DO REKLAMOWANIA SWOICH WYROBÓW NA NASZYCH ŁAMACH Redakcja RUDY I METALE NIEŻELAZNE przyjmuje odpłatnie wszelkie ogłoszenia i informacje na temat górniczo-hutniczego przemysłu metali nieżelaznych oraz innych podmiotów gospodarki zainteresowanych produkcją i handlem wyrobami z metali nieżelaznych, a także o organizowaniu narad, sympozjów i zjazdów. Podajemy nasz adres: Redakcja czasopisma Rudy i Metale Nieżelazne 40-019 Katowice ul. Krasińskiego 13, skr. poczt. 221 tel./fax (0-prefix-32) 256-17-77

87

ALUMINIUM PROCESSING R e d a k t o r o dp o w i e d z i a l n y : d r h a b . i n ż . W O J C I E C H L I B U R A , p r o f . n z w. Rudy Metale R52 2006 nr 2 UKD 669.716:518.12:669-131:539.374

MARCIN MROCZKOWSKI JAN RICHERT

PROGNOZOWANIE STATECZNOŚCI PLASTYCZNEGO PŁYNIĘCIA W PROCESACH CWS Przedstawiono sposób określenia optymalnych wartości przeciwnacisków, niezbędnych do mikroprocesorowego sterowania prasą podczas realizacji procesów Cyklicznego Wyciskania Spęczającego (CWS). W tym celu przeprowadzono różne symulacje plastycznego płynięcia oparte na metodzie elementów skończonych. Symulacje te zostały wykonane za pomocą programu DEFORM-2. Modelowano procesy, w których duże odkształcania plastyczne aluminium technicznej czystości osiągano oryginalnym sposobem, mianowicie wyciskaniem współbieżnym połączonym z promieniowym, powodującym zmianę średnicy z 10 na 8,5 mm i jednocześnie z 8,5 na 10 mm. Stwierdzono, że przy prawidłowo dobranych wartościach przeciwnacisków nie dochodzi do pojawienia się rozciągających naprężeń obwodowych za matrycą, gdzie występuje wyciskanie promieniowe i warunki odkształcania są z tego powodu najniebezpieczniejsze. Stwierdzono również, że w miarę rosnącego umocnienia metalu wartości przeciwnacisków powinny ulegać stopniowemu zwiększaniu, by w ten sposób zapewnić w kotlinie odkształcenia odpowiedni poziom ciśnienia hydrostatycznego we wszystkich etapach procesu. Na podstawie danych uzyskanych z symulacji numerycznych procesów CWS, skonstruowano specjalny wykres, ułatwiający prawidłowy dobór przeciwnacisków. Słowa kluczowe: procesy CWS, duże odkształcenia plastyczne, symulacje plastycznego płynięcia, przeciwnacisk, ciśnienie hydrostatyczne

METAL FLOW STABILITY PREDICTION FOR THE PROCESSES OF CYCLIC EXTRUSION COMPRESSION (CEC) A method for determination of the optimal values of counterforce, necessary for microprocessor-based control of a press during processes of cyclic extrusion compression (CEC), has been presented. For that purpose various simulations of a metal flow have been carried out based on the finite element method. The simulations were performed using the DEFORM-2 software. The processes were modelled, in which large plastic deformation of technically pure aluminium is achieved by an original method based on the direct and radial extrusion, resulting in the diameter change from 10 to 8.5 mm, and also from 8.5 to 10 mm. It was found that at suitably selected values of counterforce the occurrence of the tensile circumferential stresses behind the matrix, where radial extrusion takes place and, consequently, conditions of deformation are the most hazardous, was eliminated. It was also found that with the increase of work hardening the values of counterforce should gradually increase so as to ensure suitable level of hydrostatic pressure in the deformation zone during all stages of the process. Based on the data from numerical simulation of the CEC processes a special diagram has been prepared, which facilitates suitable choice of the counterforce. Keywords: CEC processes, large plastic deformation, metal-flow simulation, counterforce, hydrostatic pressure Mgr inż. Marcin Mroczkowski, dr hab. inż. Jan Richert, prof. nzw. — Akademia Górniczo-Hutnicza, Wydział Metali Nieżelaznych, Kraków.

88

Wprowadzenie Specyficzną cechą oryginalnej metody, zwanej w skrócie cyklicznym wyciskaniem spęczającym lub ściskającym — CWS, jest możliwość nieograniczonej realizacji posuwisto-zwrotnego wyciskania metali za pomocą dwóch stempli i matrycy usytuowanej pomiędzy dwoma pojemnikami. Wyciskany metal za zwężką matrycową przyjmuje takie same wymiary jak przed nią, co pozwala zaraz po zakończeniu danego cyklu prowadzić następny cykl w przeciwnym kierunku (rys. 1). Metodą CWS można osiągnąć nieskończenie duże odkształcenia plastyczne. Takie możliwości są uwarunkowane wywołaniem w kotlinie odkształcenia odpowiednio wysokiego ciśnienia hydrostatycznego, pozwalającego na wykonanie wymaganej liczby cykli bez utraty spójności odkształcanego materiału. Metoda CWS przeznaczona jest głównie do wytwarzania nanomateriałów, czyli materiałów o ultradrobnoziarnistej strukturze. Może być także wykorzystana do prasowania i odkształcania plastycznego materiałów proszkowych oraz do plastycznego przerobu wlewków z metali i stopów przeznaczonych do przeróbki plastycznej. Metoda CWS [1÷3] jest powszechnie znana w świecie i cytowana w licznych publikacjach, zwłaszcza przy opisach różnych metod przeznaczonych do wytwarzania materiałów o strukturze nanokrystalicznej (tabl. 1) [4]. Należy zauważyć, że mimo powszechnie stosowanej nazwy procesu: „cyklicznego wyciskania spęczającego — CWS”, w rzeczywistości odkształcanie plastyczne realizowane za matrycą nie wynika ze ściskania, lecz wyciskania promieniowego (rys. 1). W niektórych publikacjach proces ten nazwany jest „posuwisto-zwrotnym wyciskaniem” [5, 6]. Przebieg płynięcia metalu w kotlinie odkształcenia najdokładniej opisuje nazwa „posuwisto-zwrotnego wyciskania współbieżno-promieniowego”. Jednakże, aby za matrycą doszło do wyciskania promieniowego, niezbędne staje się użycie odpowiednio dużego przeciwnacisku, czyli siły ściskającej skierowanej przeciwnie do wypływu metalu z matrycy.

Rys. 1. Schemat warunków odkształcania plastycznego metali w procesach CWS Fig. 1. Diagram of the conditions of plastic deformation of metals by the CEC method

Wyciskanie promieniowe występujące w procesie CWS za matrycą stwarza największe niebezpieczeństwo utraty spójności odkształcanego metalu. Na podstawie licznych badań procesów wyciskania promieniowego stwierdzono, że odkształcanie metalu związane z wymuszaniem jego płynięcia od środka w kierunku zewnętrznym bez udziału ściskających odkształceń osiowych, na przykład przy zastosowaniu płaskich narzędzi, prowadzi do pojawienia się znacznych rozciągających naprężeń obwodowych, a potem pęknięć metalu (rys. 2) [7÷13]. Zewnętrzna warstwa promieniowo wyciskanego metalu jest odkształcana bez udziału ciśnienia hydrostatycznego. Przy realizacji bardzo dużych odkształceń plastycznych, co ma miejsce w przypadku procesów CWS, bardzo ważną rolę odgrywa ciśnienie hydrostatyczne. Odkształcany materiał może zachować swoją spójność jedynie w takich warunkach, kiedy zastosowane ciśnienie hydrostatyczne jest w sposób ciągły dostosowane do jego bieżących własności plastycznych i wytrzymałościowych. Oznacza to, że ciśnienie hydrostatyczne powinno zwiększać się wraz ze wzrostem skumulowanego odkształcenia i rosnącym umocnieniem materiału. Jednakże dotychczas regulacja ciśnienia hydrostatycznego podczas trwania procesów CWS była niemożliwa, gdyż stosowane urządzenie przeznaczone do procesów CWS charakteryzowało się prostą konstrukcją i pozwalało jedynie na wstępne sprężenie materiału wyjściowego za pomocą dwóch śrub przed rozpoczęciem procesu bez możliwości regulacji w czasie odkształcania metalu. Nowe możliwości techniczne realizacji procesów CWS Wyraźną poprawę warunków realizacji tych procesów osiągnięto dzięki zbudowaniu unikalnej prasy hydraulicznej o nacisku 600 kN (rys. 3) [14]. Istotną cechą tej prasy jest możliwość stosowania nie tylko dowolnie dobranego przeciwnacisku Fc, ale także mikroprocesorowej zmiany tego przeciwnacisku zarówno w danym cyklu, jak i kolejno realizowanych cyklach (rys. 4, 5). Korzystne warunki realizacji odkształcenia metodą CWS można uzyskać przy zastosowaniu jak najmniejszej siły przeciwnacisku Fc, zapewniającej jednak w kotlinie odkształcenia takie ciśnienie hydrostatyczne, które jest zdolne do zachowania spójności odkształcanego materiału we wszystkich cyklach procesu. Dzięki zastosowaniu jak najmniejszych sił przeciwnacisku Fc, można osiągnąć wymagane wysokie odkształcenie plastyczne przy minimalnych siłach procesu Fe, nie dopuszczających do szybkiego zniszczenia narzędzi. Dobór odpowiedniej siły przeciwnacisku bez pomocy odpowiedniego programu komputerowego jest trudnym zagadnieniem. Podczas realizacji pierwszych badań doświadczalnych z zastosowaniem nowej prasy hydraulicznej szczególną uwagę zwrócono na możliwości techniczne zapewnienia odpowiedniego ciśnienia hydrostatycznego w kotlinie odkształcania procesów CWS [15]. Zgodnie z założeniami konstrukcyjnymi, nowa prasa hydrauliczna, wyposażona w mikroprocesorowy system kontroli, po opracowaniu specjalnego systemu doboru siły przeciwnacisku Fc powinna zapewnić automatyczny dobór optymalnego ciśnienia hydrostatycznego w kotlinie odkształcenia. Po szczegółowej analizie warunków siłowych procesów CWS, do mikroprocesora prasy hydraulicznej wprowadzono program, który na podstawie specjalnych procedur złożonego wnioskowania, zachodzącego podczas realizacji procesu, pozwala samoczynnie podczas procesu zmieniać przeciwnacisk i stosować ich optymalną wartość (rys. 5). Do opracowania procedur ustalających wymagane wartości przeciwnacisku wykorzystano prawidłowość, którą zauważono podczas licznych prób eksperymentalnych. A mianowicie zaobserwowano, że do utraty spójności odkształcanego materiału nie dochodzi wówczas, gdy siły procesu w poszczególnych cyklach odkształcenia utrzymywane są prawie na jednakowym poziomie, czyli przy Fe = const. Dzięki takiej mikroprocesorowej kontroli procesu osiągnięto bardzo korzystne wyniki procesów CWS. Najmniejszy spadek siły w stosunku do maksymalnej siły procesu, występującej na początku każdego cyklu, jest natych-

89

Tablica 1 Główne metody nieograniczonego odkształcania plastycznego materiałów [4] Table 1 Main methods for unlimited plastic working of materials [4] Nazwa metody 1. Powtarzalne wyciskanie przez kanał kątowy (Equal channel angular extrusion — ECAE) Segal 1977

2. Cykliczne wyciskanie ściskające (Cyclic extrusion-compression — CEC) J. Richert, M. Richert, Zasadziński, Korbel 1979

Schemat metody

Odkształcenie plastyczne

ε=

4. Cykliczne kucie zamknięte (Cyclic closed-die forging — CCDF) Ghosh 1988

ε=n

5. Kumulacyjne walcowanie z łączeniem (Accumulative roll-bonding — ARB) Saito, Tsuji, Utsunomiya, Sakai 1998

ε=n

miast wykrywany za pomocą odpowiedniej procedury programowej, a następnie szybko niwelowany odpowiednim podwyższeniem siły przeciwnacisku. Największe podwyższenie przeciwnacisku następuje zawsze w końcowym etapie każdego cyklu odkształcenia, dzięki temu w kotlinie odkształcenia, daleko położonej od bezpośredniego działania przeciwnacisku, utrzymywane jest w dalszym ciągu odpowiednio wysokie ciśnienie hydro-

90

3

cot ϕ

⎛D⎞ ε = n 4 ln ⎜ ⎟ ⎝d⎠

3. Skręcanie pod wysokim ciśnieniem (High-pressure torsion — HPT) Valiev i inni 1989

6. Powtarzalne pofałdowanie i prostowanie (Repetitive corrugation and straightening — RCS) Zhu, Lowe, Jiang, Huang 2001

2

ε=n

ε=n

tgγ 3

⎛H ⎞ ln ⎜ ⎟ 3 ⎝W ⎠

2

2 3

⎛T ⎞ ln⎜ ⎟ ⎝t ⎠

⎛ r +t ⎞ ⎟⎟ ln⎜⎜ 3 ⎝ r + 0,5t ⎠

4

statyczne. Stwierdzono, że dzięki bardzo dobrym warunkom smarowania na powierzchni odkształconych próbek ze stopu aluminium 6082, nawet bez trawienia chemicznego, można zauważyć bardzo wyraźny relief. Jego charakterystyczny kształt świadczy, że pochodzi on od tworzenia się licznych, wzajemnie przecinających się pasm ścinania (rys. 5b) [15].

sów CWS, mające ocenić możliwości analityczne prawidłowego doboru przeciwnacisków we wszystkich cyklach procesu. Wyniki badań i ich dyskusja

Rys. 2. Wyniki a — symulacji numerycznych i b — badań doświadczalnych procesów wyciskania promieniowego z zastosowaniem płaskich narzędzi [12] Fig. 2. Results of: a — numerical simulations, b — experimental studies on radial extrusion processes with the use of flat tools [12]

Do symulacji procesów CWS z zastosowaniem aluminium technicznej czystości (99,7 % Al) wykorzystano program DEFORM-2D v. 8.1. Przyjęto warunki zbliżone do beztarciowych (μ = 0,001). Modelowano procesy CWS, w których odkształcania plastyczne osiągano przez zmianę średnicy z 10 na 8,5 mm oraz z 8,5 na 10 mm. W ten sposób po każdym wykonaniu cyklu powiększano odkształcenie rzeczywiste metalu o wartość φ = 0,65. Do symulacji numerycznych przyjmowano różne warunki realizacji procesów CWS, mianowicie: dwie prędkości stempli: v = 0,1 i 1 mm/s, dwa przeciwnaciski Fc = 10 i 20 kN oraz dwa kąty nachylenia powierzchni roboczych matrycy: α = 15 i 300. Do analizy warunków

Rys. 3. Oryginalna prasa z mikroprocesorowym sterowaniem przeznaczona do procesów CWS Fig. 3. An original press with microprocessor-based control system designed for the CEC processes

Rys. 4. Warunki cyklicznego odkształcania materiałów w procesach CWS Fe, Fc, Ft — siły procesu, przeciwnacisku i docisku narzędzi, v — prędkość stempli Fig. 4. Conditions of cyclic material working by the CEC processes: Fe, Fc, Ft — forces of the process, counterforce and tools clamping, v — speed of punches W czasie realizacji procesu CWS następuje coraz większe umocnienie odkształcanego metalu. Z tego względu do osiągnięcia w pełni zautomatyzowanego doboru przeciwnacisku brakuje danych dotyczących niezbędnego wzrostu przeciwnacisków w kolejno realizowanych cyklach procesu. Zatem w ramach niniejszej pracy postanowiono przeprowadzić symulacje numeryczne proce-

Rys. 5. Mikroprocesorowa autoregulacja a — przeciwnacisku Fc, b — pozwalająca osiągnąć wysokie odkształcenia plastyczne φ [15] Fig. 5. Microprocessor-based automatic control a — of a counterforce, b – enabling to obtain large plastic deformation φ [15]

91

odkształcania metali wykorzystano różne sposoby graficznego przedstawienia wyników badań. Stwierdzono, że interesujące wyniki osiąga się przy symulacjach przeprowadzonych z zastosowaniem kołowej siatki odkształceń (rys. 4). Na podstawie przeprowadzonych symulacji stwierdzono, że po pierwszym cyklu siatka odkształceń przyjmuje taki sam kształt jak przed odkształceniem, czyli kształt kołowy. Jedynie w skrajnych obszarach pojawia się eliptyczna siatka odkształceń (rys. 4). Wynika to stąd, że w początkowym etapie pierwszego cyklu skrajny obszar metalu, umiejscowiony w pasku kalibrującym matrycy, odkształcany jest jedynie za pomocą wyciskania promieniowego, co ujawnia się eliptyczną siatką usytuowaną prostopadle do osi głównej wyciskanego metalu. Natomiast w końcowym etapie pierwszego cyklu skrajny obszar metalu znajdujący się w pasku kalibrującym matrycy zostaje poddany jedynie współbieżnemu wyciskaniu, co przyczynia się do pojawienia eliptycznej siatki odkształceń, usytuowanej równolegle do głównej osi wyciskanego metalu. Zatem z obu stron odkształcanego metalu zawsze pojawiają się obszary odkształcone w mniejszym stopniu niż pozostała część. W praktycznych zastosowaniach w celu wyeliminowania tej wady można stosować specjalne końcówki wykonane z innego materiału, najkorzystniej z łatwo odkształcalnego. Stosowanie dodatkowych końcówek jest szczególnie przydatne przy odkształcaniu kruchych materiałów, zwłaszcza porowatych. W ustalonych warunkach odkształcania, zachodzących w całej środkowej części, siatka kołowa przyjmuje najpierw eliptyczny kształt, wynikający z wyciskania współbieżnego. Następnie, po przejściu eliptycznej siatki przez pasek kalibrujący matrycy, rozpoczyna się najtrudniejszy etap odkształcania metalu, w którym zastosowany przeciwnacisk powinien przywrócić kołowy kształt wyjściowej siatki odkształceń. W tym etapie odkształcania metalu pod wpływem wyciskania promieniowego następuje wzrost średnicy z 8,5 do 10 mm. Pełne przywrócenie kołowego kształtu siatki jest możliwe tylko w przypadku zastosowania właściwych parametrów procesu CWS, do których należy przede wszystkim odpowiednio duży przeciwnacisk Fc. Stwierdzono, że w przypadku zastosowania przeciwnacisku, wynoszącego 10 kN nie dochodzi do pełnego wypełnienia przestrzeni narzędziowej za matrycą (rys. 6). Przy prędkości stempli v = 1 mm/s zwiększone prędkości osiowe vz odkształcanego metalu obserwuje się w kotlinie wyciskania

Rys. 7. Rozkład prędkości promieniowych vr w trzech kolejnych cyklach procesu CWS przy prędkości stempli v = 1 mm/s Fig. 7. Distribution of the axial speeds vr over three subsequent cycles of the CEC process at the punch speed v = 1 mm/s

Rys. 8. Rozkład intensywności naprężenia σi w pierwszym i trzecim cyklu odkształcania aluminium (v = 1 mm/s, Fc = 20 kN, α = 150) Fig. 8. Distribution of the σi stress rate in the first and third cycle of aluminium working (v = 1 mm/s, Fc = 20 kN, α = 150)

Rys. 6. Rozkład prędkości osiowych vz wraz ze zmianami kształtu siatki odkształceń Fig. 6. Distribution of axial speeds vz with the change of a shape of deformation mesh

92

współbieżnego i promieniowego, a także w obszarze paska kalibrującego matrycy. Maksymalna wartość vz = 1,39 mm/s pojawia się za kotliną wyciskania współbieżnego w osi głównej odkształcanego metalu. Dzięki przeprowadzonym symulacjom procesów CWS uzyskano wyraźne dowody występowania za matrycą wyciskania promieniowego, czyli procesu odwrotnego do wyciskania współbieżnego (rys. 7). Przy osiowej prędkości przemieszczania stempli v = 1 mm/s dochodzi do promieniowego przemieszczania metalu skierowanego na zewnątrz kotliny odkształcenia z prędkością ok. vr = 0,3 mm/s, natomiast przy wyciskaniu współbieżnym do przemieszczania skierowanego do środka kotliny odkształcenia z prędkością vr = –0,3 mm/s. Takie zależności zaobserwowano we wszystkich cyklach procesu. Różnice dotyczą jedynie zmiennego usytuowania kotlin odkształcenia procesów wyciskania współbieżnego i promieniowego (rys. 7). Poza tym zauważono, że przy zastosowaniu 10-krotnie mniejszej prędkości stempli v = 0,1 mm/s występują porównywalne warunki przemieszczania promieniowego metalu, gdyż pojawiają się także 10-krotnie mniejsze wartości

promieniowej prędkości metalu, czyli vr = –0,03 mm/s oraz vr = 0,03 mm/s. Dzięki wykonaniu symulacji określono wartości bardzo wielu istotnych parametrów procesów CWS. Z uwagi na ich znaczną liczbę, w niniejszej pracy ograniczono się do przedstawienia jedynie najważniejszych, mianowicie: intensywności naprężenia σi, naprężenia obwodowego σθ oraz ciśnienia hydrostatycznego ph. Należy zaznaczyć, że na obecność ciśnienia hydrostatycznego w kotlinie odkształcenia wskazują jedynie ujemne wartości średnich naprężeń σm. Oznacza to, że przy σm < 0 wartości ciśnień hydrostatycznych zdefiniowane są następującą zależnością: ph = –σm. Obszar kotliny odkształcenia opisują przede wszystkim wartości intensywności naprężenia σi. Za ich pomocą przestrzenny stan naprężenia sprowadza się do jednego dodatniego naprężenia zastępczego, określonego wybranym warunkiem plastyczności, na

Rys. 11. Graficzna ocena przydatności poszczególnych warunków realizacji procesów CWS Fig. 11. Graphical assessment of usefulness of particular conditions in performing CEC processes

Rys. 9. Naprężenia obwodowe występujące w różnych procesach CWS Fig. 9. Circumferential stresses in different CEC processes

Rys. 10. Rozkład ciśnienia hydrostatycznego ph w odkształcanym aluminium przy zastosowaniu zróżnicowanych warunków procesu CWS Fig. 10. Distribution of hydrostatic pressure ph in aluminium deformed at different conditions of the CEC process

przykład hipotezą Hubera-Misesa. Jeżeli pod wpływem sił zewnętrznych procesu intensywność naprężenia σi w jakimś miejscu metalu zrówna się z wartością naprężenia plastycznego płynięcia σp, to w tym miejscu pojawiają się odkształcenia plastyczne metalu. Przy niższych wartościach, czyli σi < σp, metal pozostaje w stanie sprężystym. Z przedstawionego rozkładu intensywności naprężenia σi (rys. 8) wynika, że w procesach CWS tworzą się dwie odrębne kotliny odkształcenia, oddzielone sprężystą strefą, usytuowaną w pasku kalibrującym matrycy. Ze wzrostem liczby cykli następuje coraz większe umacnianie materiału odkształcanego, co ujawnia się stopniowym wzrostem intensywności naprężenia. Niebezpieczeństwo utraty stateczności plastycznego płynięcia i tworzenia pęknięć pojawia się wówczas, gdy odkształcania plastyczne prowadzone są w obecności rozciągających naprężeń. W przypadku procesów CWS takie niekorzystne warunki mogą pojawić się jedynie za paskiem kalibrującym matrycy, gdzie występuje wyciskanie promieniowe (rys. 9). Stwierdzono, że w tym miejscu przy zastosowaniu niewłaściwych warunków procesu mogą pojawić się rozciągające naprężenia obwodowe, σθ > 0. Na podstawie przeprowadzonych badań zauważono, że takie niebezpieczne naprężenia σθ = 69,7 MPa pojawiają się przede wszystkim przy zastosowaniu zbyt małych przeciwnacisków Fc, wynoszących Fc = 10 kN (rys. 9a). Poza tym stwierdzono, że duże kąty nachylenia powierzchni roboczych matrycy (α = 300) przyczyniają się także do pojawienia rozciągających naprężeń obwodowych (rys. 9b). Dopiero dzięki zmianie kąta α = 300 na dwukrotnie mniejszy, α = 150, uzyskano poprawne wartości naprężeń obwodowych. Stwierdzono, że w takich warunkach rozciągające naprężenia obwodowe σθ = 0,41 MPa, zlokalizowane w najniebezpieczniejszym miejscu kotliny odkształcenia, zmieniają się w ściskające σθ = –46,8 MPa (rys. 9 b i c). Niewątpliwie ciśnienie hydrostatyczne ph jest najważniejszym parametrem wpływającym bezpośrednio na poprawność przebiegu realizacji procesu CWS (rys. 10). Odpowiednio duża wartość tego parametru zapewnia dużą plastyczność odkształcanego metalu. Stwierdzono, że przy niskim przeciwnacisku Fc = 10 kN (czyli przeciwciśnieniu pc = 127 MPa) pojawiają się niedopuszczalne warunki odkształcenia metalu, uniemożliwiające realizację proce-

93

su nawet przy zastosowaniu minimalnej liczby cykli. O takich niekorzystnych warunkach świadczy brak pełnego wypełnienia przestrzeni narzędziowej za matrycą, a także obecność minimalnego ciśnienia hydrostatycznego ph = 4,38 MPa. Dopiero po zwiększeniu przeciwnacisku z 10 do 20 kN uzyskano korzystne wartości ciśnień hydrostatycznych. Przeprowadzone symulacje numeryczne wykazują jednoznacznie, że stosowanie stałych wartości przeciwnacisków nie pozwala osiągnąć korzystnych warunków odkształcania plastycznego metali w procesach CWS. Można zauważyć, że ze wzrostem liczby cykli następuje wyraźnie pogorszenie warunków procesu, gdyż ciśnienie hydrostatyczne, występujące za matrycą, ulega stopniowemu obniżeniu (rys. 10 c, d, e). Takie pogorszające się warunki odkształcania plastycznego metalu są spowodowane umocnieniem metalu. Wynika stąd, że ze wzrostem własności wytrzymałościowych należy także stosować odpowiednio większe przeciwnaciski. Wyniki obliczeń różnych symulacji procesów CWS, naniesione na wspólny wykres (rys. 11), świadczą o tym, że można określić etap procesu, w którym pojawią się niedopuszczalne warunki odkształcania plastycznego metalu. Opracowany wykres wyraźnie wskazuje na to, że przy zastosowaniu najkorzystniejszych warunków, przyjętych do wstępnej symulacji procesów CWS, można wykonać najwyżej 6 cykli procesu, a w pozostałych warunkach 1 i 3 cykle. Takie graficzne przedstawienie wyników symulacji procesów CWS w znacznym stopniu ułatwia poprawny dobór wartości przeciwnacisków, gdyż opracowany wykres wyraźnie wskazuje na potrzebę stopniowego zwiększania ich wartości w kolejno realizowanych cyklach. Prognozowanie poprawnych warunków procesu jest tym dokładniejsze, im większą ilość danych dostarczą symulacje numeryczne procesów. Duże znaczenie ma dokładne określenie przeciwnacisku, pozwalającego na osiągnięcie wystarczająco poprawnych warunków odkształcenia w pierwszym cyklu. W przypadku przedstawionych procesów CWS, takim przeciwnaciskiem jest wartość mieszcząca się pomiędzy 10 i 20 kN. Wykonanie dodatkowych symulacji, obejmujących najpierw pierwszy cykl z przeciwnaciskiem wynoszącym przykładowo Fc1 = 15 kN, a potem następne cykle ze stopniowo zwiększanymi wartościami przeciwnacisków, pozwoli z wystarczającą dokładnością określić warunki mikroprocesorowego sterowania prasą. Po każdym cyklu należy zatrzymać symulację numeryczną procesu, by dzięki temu po bieżącej analizie wyników uzyskać możliwość dokładnego określenia optymalnej wartości przeciwnacisku dla następnego cyklu procesu. Taki sposób ustalenia zależności niezbędnej do mikroprocesorowego sterowania prasą jest lepszy w stosunku do wykonania symulacji numerycznej całego procesu, gdyż po jej zakończeniu wymagana jest dość znaczna korekcja przyjętych przeciwnacisków, oparta na wnioskowaniu aproksymacyjnym. Jednakże należy zaznaczyć, że już na podstawie wyżej otrzymanych wyników można także z dużym prawdopodobieństwem określić wszystkie wartości przeciwnacisków, na przykład dla 12 cykli. W tym celu wystarczy pomiędzy skrajnymi wartościami przeciwnacisków, na przykład wynoszącymi 15 i 26 kN, określić pośrednie przeciwnaciski, dostosowując je do zmian własności mechanicznych spowodowanych rosnącym umocnieniem aluminium. Należy zaznaczyć, że nawet przy tak bardzo uproszczonym sposobie doboru przeciwnacisków występuje duże prawdopodobieństwo poprawnego prowadzenia procesu CWS, gdyż nowa prasa, wyposażona w program mikroprocesorowy, pozwala na automatyczną korektę przeciwnacisku w czasie realizacji danego cyklu odkształcenia (rys. 5). Warunki procesów CWS, określone na podstawie symulacji numerycznych, powinny zapewnić odpowiedni poziom ciśnienia hydrostatycznego. Przy zbyt niskim ciśnieniu pojawienie się pęknięć jest nieuniknione nawet w przypadku bardzo plastycznych metali i stopów. Im większe odkształcenie, tym bardziej maleje plastyczność odkształcanego materiału, a jednocześnie dość znacznie zwiększają się naprężenia plastycznego płynięcia. Zatem przy ocenie przydatności proponowanych parametrów realizacji procesów CWS istotne znaczenie mają dwie krzywe graniczne, mianowicie krzywa minimalnego ciśnienia hydrostatycznego pmin, okre-

94

ślająca początek pojawienia się pęknięć, oraz krzywa stosowanego ciśnienia hydrostatycznego pst, określająca bezpieczne warunki realizacji procesów CWS (rys. 11). Podsumowanie i wnioski Niebezpieczeństwo utraty stateczności plastycznego płynięcia i tworzenia pęknięć pojawia się wówczas, gdy odkształcania plastyczne prowadzone są w obecności rozciągających naprężeń. Stwierdzono, że w przypadku procesów CWS takie niekorzystne warunki mogą pojawić się jedynie za paskiem kalibrującym matrycy, gdzie występuje wyciskanie promieniowe. Za pomocą symulacji numerycznych procesów odkształcania aluminium obliczono, że przy zastosowaniu zbyt małych przeciwnacisków Fc, wynoszących Fc = 10 kN za matrycą pojawiają się wysokie rozciągające naprężenia obwodowe, wynoszące σθ = 69,7 MPa. Stwierdzono, że stosowanie stałych wartości przeciwnacisków nie pozwala osiągnąć korzystnych warunków odkształcania plastycznego metali w procesach CWS. Udowodniono, że ze wzrostem liczby cykli następuje wyraźnie pogorszenie warunków procesu, gdyż ciśnienie hydrostatyczne, występujące za matrycą, ulega znacznemu obniżeniu (rys. 10 c, d, e). Stopniowe pogorszenie warunków realizacji procesów CWS wraz ze wzrostem liczby cykli jest wynikiem rosnącego umocnienia metalu. Z tego powodu zwiększanie przeciwnacisków staje się koniecznością. Do oceny przydatności warunków prowadzenia procesów CWS, zastosowanych w symulacjach numerycznych, skonstruowano specjalny wykres (rys. 11), który pozwala nie tylko określić niebezpieczny etap procesu, ale także poprawić warunki dalszej realizacji odkształcenia plastycznego metalu. Opracowany w niniejszej pracy graficzny sposób analizy wyników symulacji procesów CWS, znacznie ułatwia dobór optymalnych wartości przeciwnacisków. Dzięki temu można określić najważniejsze dane techniczne niezbędne do mikroprocesorowego sterowania prasą podczas realizacji nieograniczonego odkształcania plastycznego metali. Literatura 1. Richert J., Richert M., Zasadziński J., Korbel A.: Patent PL 123026 (1979). 2. Richert J., Richert M.: A New Method for Unlimited Deformation of Metals and Alloys. Aluminium 1986, t. 62, nr 8, s. 604÷607. 3. Korbel A., Richert M., Richert J.: The Effects of Very High Cumulative Deformation on Structure and Mechanical Properties of Aluminium. Proc. of 2nd Riso Inter. Symp. Metallurgy and Materials Science, 1981, s. 445÷450. 4. Rosochowski A.: Processing Metals by Severe Plastic Deformation. Solids State Phenom 2005, t. 101-102, s. 13÷22. 5. Chang T. C., Wang J. Y., O C. M., Lee S.: Grain Refining of Magnesium Alloy AZ31 by Rolling, J. Mater. Process Tech 2003, t. 140, s. 588÷591. 6. Jining Q., Han J. H., Guoding Z., Lee J. C.: Characteristic of Textures Evolution Induced by Equal Channel Angular Pressing in 6061 Aluminum Sheets. Scripta Mater 2004, t. 51, s. 185÷189. 7. Richert J.: Stability Conditions of Metal Flow in Radial Extrusion. Z. Metallkde 1988, t. 79, nr 4, s. 248÷251. 8. 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]. 9. Richert J., Zasadziński J.: Narzędzie do wyciskania promieniowego wyrobów użebrowanych zewnętrznie. Patent PL 161553 (1990). 10. Mroczkowski M., Richert J.: Numeryczne symulacje procesów uwzględniające zachowanie stateczności plastycznego płynięcia. Rudy Metale 2001, t. 46, nr 9, s. 426÷432. 11. Mroczkowski M., Richert J.: Warunki stateczności plastycznego płynięcia w procesach wyciskania promieniowego. Rudy Metale 2001, t. 46, nr 11, s. 587÷592. 12. Mroczkowski M., Richert J.: Niestateczność plastycznego płynięcia metali w procesach wyciskania promieniowego. Rudy Metale 2003, t. 48, nr 10-11, s. 486÷491.

13. Mroczkowski M., Richert J., Nowak J.: Analiza procesów wyciskania promieniowego realizowanych w zmiennych warunkach kinematycznych. Rudy Metale 2005, t. 50, nr 10-11, s. 602÷609. 14. Richert J.: Sposób oraz narzędzia i prasa do posuwisto-zwrotnego wyciskania. Zgłoszenie patentowe P-379851 (2006). 15. Richert J.: Strain-stress conditions of shear band formation during CEC processing on a new machine with control back-pressure. J. Mater. Process Tech (2007) [w druku].

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

STANDARDIZATION

Informacje dotyczące normalizacji z zakresu metali nieżelaznych. Nowe Polskie Normy: ⎯ PN-EN ISO 376:2006 Metale — Wzorcowanie siłomierzy kontrolnych stosowanych do sprawdzania jednoosiowych maszyn wytrzymałościowych Zastępuje: PN-EN ISO 376:2005 (U) ⎯ PN-EN 2072:2006 Lotnictwo i kosmonautyka — Aluminium AL-P1050A-H14 – Blachy i taśmy — 0,4 mm ≤ a ≤ 6 mm Zastępuje: PN-EN 2072:2006 (U) ⎯ PN-EN 2092:2007 Lotnictwo i kosmonautyka — Stop aluminium AL-P7075-T6 lub T62 — Blachy i taśmy platerowane — 0,4 mm ≤ a ≤ 6 mm Zastępuje: PN-EN 2092:2005 (U) ⎯ PN-EN 2511:2006 Lotnictwo i kosmonautyka — Stop aluminium AL-P7075-T7351 — Płyty — 6 mm < a ≤ 100 mm Zastępuje: PN-EN 2511:2005 (U) ⎯ PN-EN 2632:2006 Lotnictwo i kosmonautyka — Stop aluminium AL-P7075-T73511 – Pręty i kształtowniki wyciskane z kontrolowaną obwódką grubokrystaliczną — a lub D ≤ 150 mm Zastępuje: PN-EN 2632:2006 (U) ⎯ PN-EN 2693:2006 Lotnictwo i kosmonautyka — Stop aluminium AL-P5086-H111 — Blachy i taśmy — 0,3 mm ≤ a ≤ 6 mm Zastępuje: PN-EN 2693:2005 (U) ⎯ PN-EN 2694:2006 Lotnictwo i kosmonautyka — Stop aluminium AL-P6061-T6 lub T62 — Blachy i taśmy — 0,4 mm ≤ a ≤ 6 mm Zastępuje: PN-EN 2694:2005 (U) ⎯ PN-EN 2695:2007 Lotnictwo i kosmonautyka — Stop aluminium AL-P6081-T6 — Blachy i taśmy — 0,3 mm ≤ a ≤ 6 mm Zastępuje: PN-EN 2695:2005 (U) PN-EN 2696:2006 Lotnictwo i kosmonautyka — Stop alumi-

95

⎯

⎯ ⎯

⎯

⎯ ⎯ ⎯

⎯ ⎯

nium AL-P7075-T6 lub T62 — Blachy i taśmy — 0,4 mm ≤ a ≤ 6 mm Zastępuje: PN-EN 2696:2005 (U) PN-EN 2731:2006 Lotnictwo i kosmonautyka — Stop magnezu MG-C46001-T6 — Odlewy wykonane w formach piaskowych Zastępuje: PN-EN 2731:2005 (U) PN-EN 2732:2006 Lotnictwo i kosmonautyka — Stop magnezu MG-C46001-T6 — Odlewy kokilowe Zastępuje: PN-EN 2732:2005 (U) PN-EN 3341:2006 Lotnictwo i kosmonautyka — Stop aluminium AL-P6061-T4 lub T42 — Blachy i taśmy — 0,4 mm ≤ a ≤ 6 mm Zastępuje: PN-EN 3341:2005 (U) PN-EN 3979:2006 Lotnictwo i kosmonautyka — Stop aluminium AL-P8090-O2 — Blachy do kształtowania w stanie nadplastycznym — 0,8 mm ≤ a ≤ 6 mm Zastępuje: PN-EN 3979:2005 (U) PN-EN 4212:2006 Lotnictwo i kosmonautyka — Stop aluminium AL-P5086-H111 — Płyty — 6 mm < a ≤ 80 mm Zastępuje: PN-EN 4212:2005 (U) PN-EN 4213:2006 Lotnictwo i kosmonautyka — Stop aluminium AL-P6061-T651 — Płyty — 6 mm < a ≤ 80 mm Zastępuje: PN-EN 4213:2005 (U) PN-EN 4615:2006 Lotnictwo i kosmonautyka — Stop magnezu MG-C18002-T4 — Odlewy wykonane w formach piaskowych Zastępuje: PN-EN 4615:2006 (U) PN-EN 4616:2006 Lotnictwo i kosmonautyka — Stop magnezu MG-C18002-T4 — Odlewy kokilowe Zastępuje: PN-EN 4616:2006 (U) PN-EN ISO 12737:2006 Metale — Określanie odporności na pękanie w płaskim stanie odkształcenia Zastępuje: PN-EN ISO 12737:2005 (U)

⎯ PN-EN 15088:2006 Aluminium i stopy aluminium — Wyroby konstrukcyjne na obiekty budowlane — Warunki techniczne kontroli i dostawy Zastępuje: PN-EN 15088:2006 (U) Polskie Normy wprowadzające normy europejskie metodą uznania: ⎯ PN-EN 15024-2:2006 (U) Miedź i stopy miedzi — Oznaczanie zawartości cynku — Część 2: Metoda płomieniowej absorpcyjnej spektrometrii atomowej (FAAS) Zastępuje: PN-82/H-04720.08, PN-90/H-04721.15, PN-91/H-04725.06 ⎯ PN-EN 15063-1:2006 (U) Miedź i stopy miedzi — Oznaczanie głównych składników i zanieczyszczeń metodą fluorescencyjnej spektrometrii promieni rentgenowskich z dyspersją fal (XRF) — Część 1: Wytyczne ogólne dla metody rutynowej ⎯ PN-EN 15063-2:2006 (U) Miedź i stopy miedzi — Oznaczanie głównych składników i zanieczyszczeń metodą fluorescencyjnej spektrometrii promieni rentgenowskich z dyspersją fal (XRF) — Część 2: Metoda rutynowa Informacja o projektach norm europejskich ⎯ prPN-prEN 1386 Aluminium i stopy aluminium — Płyty żeberkowe — Specyfikacje Zastępuje: PN-EN 1386:2002 Z uwagi na obowiązek implementacji do PN wszystkich norm europejskich, ankietę projektu EN należy traktować jednocześnie jako ankietę projektu przyszłej PN-EN. Uwagi do projektu PN można zgłaszać w terminie do 28 lutego 2007 r. do: Polski Komitet Normalizacyjny Zespół Hutnictwa i Górnictwa ul. Dąbrowskiego 22 40-032 Katowice tel/fax: (032) 35 97 965 e-mail: [email protected]

Szanowni Czytelnicy ZAPRASZAMY DO ZAPRENUMEROWANIA NASZEGO CZASOPISMA, w którym znajdziecie Państwo informację o aktualnych nowościach z dziedziny przemysłu metali nieżelaznych. Warunki prenumeraty na 2007 r. znajdują się na II stronie okładki. Redakcja

96

POWDER METALLURGY R e d a k t o r o d p o w i e d z i a l n y : p r o f . z w . d r i n ż . S TA N I S Ł A W S T O L A R Z IWONA POKORSKA

Rudy Metale R52 2007 nr 2 UKD 539.531:539.374:621.762: :669.12.001:669-138.8

WERYFIKACJA DOŚWIADCZALNA FUNKCJI PLASTYCZNOŚCI DLA SPIEKU ŻELAZA

Celem pracy jest przedstawienie weryfikacji doświadczalnej funkcji plastyczności dla spieku czystego żelaza. Funkcje plastyczności wyznaczane na podstawie teoretycznych rozważań nie zawsze w sposób adekwatny opisują zachowanie się rzeczywistych materiałów. Dlatego też podejmuje się próby identyfikacji doświadczalnej. Polega to przeważnie na badaniu naprężeń i odkształceń podczas kształtowania plastycznego spieków o różnej porowatości początkowej. Słowa kluczowe: materiały spiekane, obróbka plastyczna, spiek żelaza

EXPERIMENTAL VERIFICATION OF YIELD LOCUS FOR IRON P/M SPECIMEN The purpose of the paper is to verify the yield locus for pure iron P/M specimen. The yield functions determined by theoretical analysis do not always describe the material in the proper way. Therefore the experimental studies should be undertaken to identify the parameters concerning the yield condition for P/M materials. The identification is based on strain and stress measurements during plastic deformation of P/M specimen for various initial porosities. Keywords: P/M materials, metal forming, iron powder Wprowadzenie Teoria plastyczności materiałów spiekanych powstała w latach siedemdziesiątych ubiegłego stulecia, a więc jest stosunkowo nowym zagadnieniem. Jakkolwiek pewne podstawowe koncepcje istniały już wcześniej w postaci ogólnie sformułowanych kryteriów uplastycznienia i równań konstytutywnych, mogących mieć zastosowanie do opisu materiałów spiekanych. Jednakże analiza plastycznego płynięcia materiałów spiekanych wymaga zmiany podstawowych założeń klasycznej teorii plastyczności, które dotyczą przyjęcia modelu jako ściśliwego ośrodka plastycznego. Bazując na odpowiednio wybranych ogólnych koncepcjach teoretycznych, można zamodelować plastyczny ośrodek spiekany opierając się na następujących kryteriach: ⎯ ośrodek składa się z litego materiału, stanowiącego osnowę, oraz pustek; ⎯ osnowę stanowi ściśliwy materiał plastyczny, który może być

idealnie plastyczny lub wykazywać wzmocnienie. Może on być opisany za pomocą warunku plastyczności Hubera-Misesa i prawa plastycznego płynięcia Levy-Misesa; ⎯ odkształcenia objętościowe są spowodowane wyłącznie zmianą objętości pustek. Zmiany parametru gęstości są odpowiednio rekompensowane przez zmiany całkowitej objętości ciała, co wynika z prawa zachowania masy; ⎯ przyjmuje się, że podczas odkształceń nie powstają nowe pustki; ⎯ wprowadza się istnienie elementarnej objętości, która gwarantuje spójność ośrodka, jeżeli nie występuje w niej naruszenie spójności materiału. Należy jednak zwrócić uwagę, że przedstawiony powyżej zbiór założeń opisuje tylko pewną klasę materiałów spiekanych, np. nie uwzględnia materiałów spiekanych z udziałem fazy ciekłej. Jednakże ze względu na złożoność zagadnienia często stosuje się uproszczone modele ciał.

Dr inż. Iwona Pokorska — Politechnika Częstochowska, Wydział Budownictwa, Częstochowa.

97

Funkcje plastyczności dla materiałów spiekanych Istnieje szereg propozycji do opisania funkcji plastyczności dla materiałów spiekanych. Są one oparte na różnorodnych kryteriach uplastycznienia, które mogą być określone teoretycznie lub wyznaczone doświadczalnie. Ogólnie kryterium plastyczności dla materiałów spiekanych można przedstawić za pomocą funkcji plastyczności f f = AJ 2 + BI I2 − μσ 02

(1)

gdzie I1 — pierwszy niezmiennik tensora naprężenia

Rys. 1. Warunek plastyczności (3) dla θ = 0,1÷0,4; linie poziome przedstawiają warunek plastyczności Hubera-Misesa (θ = 0)

I1 = σ1 + σ 2 + σ 3 = σ ii

Fig. 1. Yield condition (3) for θ = 0.1÷0.4, the Huber Mises yield condition (θ = 0) is presented by verical lines

J2 — drugi niezmiennik dewiatora naprężenia J2 =

[

1 (σ1 − σ 2 )2 + (σ 2 − σ 3 )2 + (σ 3 − σ1 )2 6

]

σ0 — naprężenie uplastyczniające. Parametry A, B, μ są opisywane przez różnych autorów w następujący sposób

Gurson

⎧A = 3 ⎪ 2 ⎨ B = (1 − R ) / 8 ⎪ 2 ⎩μ = R − R + 1

Green

⎧ ⎪ ⎪A = 3 ⎪ 2 ⎨ B = 1 / 4[ln (1 − R )] ⎪ 2 ⎪μ = 3⎡1 − (1 − R ) 32 ⎤ ⎢ ⎥ ⎪ ⎦ ⎣ ⎩

Kuhn

Oyane

Shima

(2)

(3) 3 − 2(1 − R )

Zmiany powierzchni porowatości na skutek odkształceń plastycznych nie wykazują właściwości izotropowych, co można zinterpretować graficznie, porównując funkcje porowatości, np. Greena dla porowatości θ = 0,1÷0,4. Równanie (3) przy ustalonej wartości porowatości θ przedstawia w przestrzeni naprężeń głównych elipsoidę obrotową, której dłuższa oś jest równo nachylona do kierunków głównych. Spełnienie warunków θ→0

(4)

⎧A = 3/ R2 ⎪ 2 2 ⎪ ⎨ B = 1 / 1 + R / (1 − R ) R ⎪ 2 ⎪⎩μ = R

[

]

⎧A = 3 ⎪ 0,514 / 9R5 ⎨ B = 2,49(1 − R ) ⎪μ = R ⎩

⎧A = 3 ⎪ Corapcioglu ⎨ B = 2,09(1 − R )2 / R 2 − 0,26(1 − R ) / R 2 ⎪μ = 1 ⎩

lim μ(θ) = 1, θ→0

(10)

)

I12 J 2 + =1 a2 b2

(11)

Natomiast równanie (3) we współrzędnych na płaszczyźnie (5)

I1 − J 2 przedstawia elipsę o półosiach a i b ze środkiem w początku układu, gdzie a=

μ σ0 , B

b=

μ σ0 3

(12)

(6)

Oprócz gładkich powierzchni plastyczności opisanych wzorami typu (2)÷(8) rozważa się powierzchnie z narożami. Oto niektóre z nich 1. Stożek kołowy

(7)

f = J 2 ± ηI1 − k = 0

⎧A = 3 ⎪⎪ Corapcioglu ⎨ B = 0,36 1 − R 2 + 0,39(1 − R ) / R 2 + 1,2(1 − R ) / R (8) ⎪ ⎩⎪μ = 1

98

(9)

powoduje przy przejściu do materiału litego i otrzymanie zamiast (3) klasycznego warunku (9). Związek (3) można zapisać w postaci

)

(

3J 2 = σ 0

lim B(θ) = 0,

1 3

⎧A = 2 + R2 ⎪⎪ 2 ⎨B = 1 − R / 3 ⎪μ = 1 ⎪⎩

(

Należy zauważyć, że warunek plastyczności opisany wzorem (1) redukuje się do warunku Hubera-Misesa dla plastycznego nieściśliwego materiału, co zachodzi dla gęstości względnej R = 1 i objętości pustek fv = 0, a co można zapisać jako

(13)

gdzie η i k — funkcje porowatości. 2. Walec ograniczony płaskimi dnami f = J2 − k2 = 0

3. Ostrosłup o podstawie sześciokątnej

(14)

Tablica 1 Skład spieku żelaza użytego do badań

Table 1 Composition of iron P/M specimen used in the study

Fe

C

S

Si

Mn

P

Cr

Mo

Cu

Ni

Ti

V

%

%

%

%

%

%

%

%

%

%

%

%

∼99,73

0,023

0,005

0,05

0,09

0,005

0,020

0,01

0,034

0,028

0,001

0,003

Tablica 2 Granica plastyczności dla materiały bazowego Table 2 Yield stress for fully dense iron specimen

Liczba próbek

Granica plastyczności MPa

Odchylenie standardowe

3

181,43

9,23

f = σ I − σ II ± (σ I − σ III )sin φ − 2k cos φ = 0

(15)

gdzie σ I > σ II > σ III są uporządkowanymi wartościami naprężeń głównych, a φ jest kątem tarcia wewnętrznego. Znak ’+’ stosuje się, gdy w wierzchołku ostrosłupa I1 > 0, znak ’–’ w przypadku przeciwnym. 4. Dwa ostrosłupy złożone podstawami f = J 2 ± ηI1 − k = 0

(16)

Rys. 2. Mikrostruktura spieku żelaza o gęstości względnej 0,852 (powiększenie 200×) Fig. 2. Microstructure of iron P/M specimen with relative density 0.852 (enlargement 200×)

przy czym znaki stosuje się jak w punkcie 3. Określenie krzywej płynięcia i granicy plastyczności dla spieku żelaza

Badane spieki metali wykonano ze sprasowanego proszku żelaza. Proszek otrzymano poprzez mechaniczne rozdrabnianie litego materiału w młynie udarowym. Operacja prasowania odbyła się w matrycy zamkniętej na urządzeniu działającym wg schematu dwustronnego prasowania z przeciwbieżnym ruchem stempli. Z uwagi na to, że prasowanie odbywało się bez udziału fazy ciekłej, stosowano temperatury rzędu 0,7÷0,8 temperatury topnienia metalu. Dla proszku żelaza wynosiła ona 1000 °C. Czas spiekania wynosił 1,5 godz. w atmosferze wodoru. Pierwszym etapem było badanie składu chemicznego spieków żelaza. Rezultaty badań przedstawia tablica 1. Następnie wykonano statyczne próby ściskania dla materiału bazowego na próbkach o wymiarach ∅ 12 × 12. Kolejno badaniom poddano spieki o różnej początkowej gęstości. Badania własności mechanicznych przeprowadzono na maszynie wytrzymałościowej firmy Zwick w Instytucie Modelowania i Automatyzacji Procesów Przeróbki Plastycznej na Wydziale Inżynierii Materiałowej, Procesowej i Fizyki Stosowanej Politechniki Częstochowskiej, natomiast analizę gęstości próbek wykonano w Laboratorium Geotechniki Wydziału Budownictwa Politechniki Częstochowskiej. Rezultaty badań przedstawiono w tablicy 2. Przykładową mikrostrukturę spieku żelaza o gęstości względnej 0,852 przedstawia rysunek 2. Kolejnym krokiem było określenie wartości funkcji plastyczności dla różnych gęstości względnych spieku. W pracy ograniczono się do badania zależności granicy plastyczności materiału bazowego i odpowiadającego mu materiału porowatego spiekanego co jest scharakteryzowane przez współczynnik μ w równaniu (1). W badaniach przyjęto następującą zależność na współczynnik μ

Tablica 3 Granica plastyczności dla różnych początkowych gęstości dla analizowanego spieku żelaza Table 3 The apparent yield stress obtained for various initial relative densities for iron P/M specimens Gęstość względna 0,781 0,782 0,785 0,785 0,806 0,810 0,813 0,825 0,870 0,870 0,872 0,895 0,896 0,896 0,897 0,915 0,917 0,924

Granica plastyczności MPa 79,60 85,13 82,65 90,14 102,97 116,92 109,38 124,67 137,62 132,21 138,84 132,76 136,96 133,37 130,88 124,51 132,55 143,54

Parametr r 2,09 2,01 2,08 1,95 1,92 1,64 1,85 1,59 1,71 1,91 1,70 2,38 2,21 2,53 2,52 3,45 3,06 2,61

99

Rys. 3. Krzywa płynięcia dla materiału bazowego Fig. 3. Flow curve for fully dense iron specimen

Rys. 5. Krzywa płynięcia dla spieku żelaza o gęstości względnej 0,825 Fig. 5. Flow curve for iron P/M specimen with relative density 0.825

Rys. 4. Krzywa płynięcia dla spieku żelaza o gęstości względnej 0,781 Fig. 4. Flow curve for iron P/M specimen with relative density 0.781

Rys. 6. Krzywa płynięcia dla spieku żelaza o gęstości względnej 0,896 Fig. 6. Flow curve for iron P/M specimen with relative density 0.896

μ = 2R r −1

macją dla modelowania funkcji plastyczności dla spieku czystego żelaza. Niemniej jednak widać, że dla dużych gęstości względnych wartość tego współczynnika nieznacznie wzrasta. Przedstawione w pracy wyniki mogą być przydatne dla technologów zajmujących się modelowaniem procesów obróbki plastycznej spieków.

(17)

gdzie r jest stałą materiałową. Rezultaty badań eksperymentalnych własności fizycznych spieków o różnej początkowej gęstości przedstawiono w tablicy 3 oraz na rysunkach 3÷6. Spostrzeżenia i wnioski

Funkcje plastyczności dla materiałów spiekanych wyznaczane na podstawie teoretycznych rozważań nie zawsze w sposób adekwatny opisują zachowanie się rzeczywistych materiałów. Dlatego też podejmuje się próby doświadczalnej identyfikacji. Polega to przeważnie na badaniu naprężeń, odkształceń i porowatości podczas odkształcenia plastycznego próbek wykonanych z materiałów spiekanych o zróżnicowanej porowatości początkowej i wykorzystaniu warunku plastyczności, np. typu (3) oraz stowarzyszonego z nim prawa płynięcia. Zwykle przeprowadza się badania jednoosiowego ściskania bądź rozciągania. Badania doświadczalne nad uplastycznieniem spieku żelaza wskazują, że wartość współczynnika r we wzorze (17) przyjęta jako równa 2 jest dobrą aproksy-

100

Literatura 1. Green R. J.: A plasticity theory of porous solids, Int. J. Mech. Sci., 1972, nr 15, s. 215÷224. 2. Gurson A. L.: Continuum theory of ductile rupture by void nucleation and growth: part I. Yield criteria and flow rules for porous ductile media, J. Engng. Mater. Technol., 1977, s. 99÷102. 3. Kuhn H.: Powder Metallurgy Processing, Academic Press, New York, 1978. 4. Kuhn H., Downey C. L.: Deformation characteristics and plasticity theory of sintered powder materials, Int. J. Powder Metallurgy, 1971, nr 7, s. 15÷26. 5. Duwez P., Zwell L.: Pressure distribution in compacting metal powders, Metals Trans., 1945, s. 139÷145. 6. Shima S., Oyane M.: Plasticity theory for porous materials, Int. J. Mech. Sci., 1976, 18, s. 285÷291.

BULLETIN OF THE INSTITUTE OF NON-FERROUS METALS R e d a k t o r o dp o w i e d z i a l n y : d r M I E C Z Y S Ł AW W O C H Rudy Metale R52, 2007, nr 2 UKD 061.6(051):669.2/.8:061.75(438)

WIADOMOŚCI GOSPODARCZE RÓWNOWAGA NA RYNKU CYNY WELL BALANCED METAL. MBM 2006, nr 430, s. 26÷28, BŁ

Na rynku cyny zaobserwowano trend wzrostowy w związku z silnym i rosnącym globalnym zapotrzebowaniem. Jakkolwiek w 2006 r., w przeciwieństwie do miedzi, aluminium, cynku i niklu, nie został ustanowiony nowy rekord cenowy — handel utrzymywał się na historycznie wysokim poziomie. Trzymiesięczna cena cyny na LME, po wzroście do 9000 $/t pod koniec pierwszego kwartału 2004 r., stopniowo obniżała się do 6000 $/t. w listopadzie 2005 r. W kwietniu 2006 r. osiągnęła bardzo wysoki pozom 9600 $/t i od tego czasu zmienia się od 7800 do 9000 $/t. Od września 2006 r. utrzymuje się na poziomie ponad 9000 $/t. Szaleństwu cenowemu z połowy 2004 r. towarzyszyły niskie zapasy na LME na poziomie od 4÷6 tys. t. W 2006 r. zapasy cyny na LME były stosunkowo wysokie i wynosiły na początku 2006 r. ok. 17 tys. t — stopniowo zmniejszając się do 11,2 tys. t w sierpniu 2006 r. Oszacowano również zapasy u producentów i konsumentów, które na podstawie danych Światowego Biura Statystyki Metali (WBMS), w czerwcu 2006 r., wynosiły ok. 20,6 tys. t. Z kolei obecne rezerwy strategiczne US DLA, stopniowo z roku na rok wyprzedawane, osiągnęły poziom 17 tys. t w czerwcu 2006 r., w porównaniu do 60 tys. t w 2001 r. Globalna konsumpcja cyny przez ostatnie cztery lata zauważalnie wzrastała. Rosły również wydobycie i produkcja, tak że na rynku nie wystąpiły żadne dramatyczne braki. Według WBMS globalny deficyt cyny rafinowanej na rynku w pierwszej połowie 2006 r. wynosił ok. 1000 t po uwzględnieniu dostaw z rezerw strategicznych US DLA na poziomie 7700 t. Światowa konsumpcja cyny rafinowanej, w latach 2002÷2005, wzrosła o 26,6 % osiągając poziom 348 tys. t. W pierwszej połowie 2006 r. zaobserwowano zauważalny 16,8 % wzrost zapotrzebowania, które osiągnęło poziom 195 tys. t. Głównym odbiorcą cyny są producenci materiałów lutowniczych. Prognozuje się szybki rozwój tego rynku, m.in. ze względu na wprowadzenie unijnej dyrektywy, która wymusza stopniowe ograniczanie zawartości ołowiu w lutowiach, a nowo opracowane zamienne lutowia bezołowiowe charakteryzują się wysoką zawartością cyny. Według ITRI w 2004 r. na lutowia zużywano 45 % produkowanej cyny, na powłoki cynowe — 20 %, a na produkcję związków chemicznych — 15 %.

Główny wzrost konsumpcji zaobserwowano w Azji, szczególnie w Chinach. W 2005 r. w Azji odnotowano 14,5 % wzrost konsumpcji do 217 tys. t, a w Chinach — o 24,3 % do poziomu 115,5 tys. t. W pierwszej połowie 2006 r. zapotrzebowanie krajów azjatyckich na cynę wzrosło o 23,7 % do 123 tys. t, a w Chinach o 29,5 % do 65,8 tys. t. W tym samym czasie zaobserwowano również 32,7 % wzrost zapotrzebowania w Japonii, które osiągnęło poziom 21,9 tys. t. W USA, po gwałtownym spadku zapotrzebowania w 2005 r., zaobserwowano w pierwszym kwartale 2006 r. zauważalny wzrost o 12,7 %. W USA nie wprowadzono jeszcze wymagań prawnych, wymuszających stosowanie lutowi bezołowiowych. Ocenia się, że obecnie tylko ok. 10 % firm stosuje zamiennie lutowia bezołowiowe. Według WBMS w Chinach, w 2005 r., na rynku cyny utrzymano równowagę pomiędzy dostawami i zapotrzebowaniem. Wyprodukowano ok. 119,5 tys. t cyny rafinowanej, przy konsumpcji na poziomie — 115,6 tys. t. Dobrze zrównoważony był również rynek wewnętrzny. Eksport wyniósł prawie 23 tys. t cyny, a import — 19 tys. t. W okresie od stycznia do czerwca 2006 r. rynek cyny był w dalszym ciągu w równowadze. Chińska produkcja rafinowanego metalu wzrosła o 26,8 % do 66 tys. t, przy rzeczywistej konsumpcji 65,8 tys. t. Według ITRI w Chinach kontynuowany jest wzrost konsumpcji, głównie dzięki rozwojowi m.in. przemysłu elektronicznego, powłok cynowych i sektora budowlanego. W maju 2006 r. podano, że dwóch największych chińskich producentów: Yunnan Tin i Liuzhou China Tin, prowadzą rozmowy w celu utworzenia firmy pod nazwą China Tin Group, co ma wzmocnić ich wpływy na globalnym rynku cyny. Grupa miałaby produkować około 65 tys. t/r. cyny rafinowanej. W ostatnich latach Yunnan Tin umocnił swoją pozycję m.in. poprzez wykup kopalń i hut w prowincji Hunan. Oczekuje się, że Yunnan Tin wyprodukuje w 2006 r. ok. 40 tys. t cyny. Firma prowadzi rozmowy mające na celu zakup kopalń cyny i miedzi w Nowej Południowej Walii, w Australii. Yunnan Tin ma również 42 % udziałów w Singapur Tin Industries (STI), posiadającej zakład rafinacji o wydajności 36 tys. t/r., który rozpoczął produkcję w maju 2006 r. STI buduje hutę w Bangka (Indonezja). Planuje się, że około 50 % produkcji cyny rafinowanej będzie przetworzona na chemikalia w zakładzie, który ma być uruchomiony w Singapurze pod koniec

101

2006 r. Inna chińska firma Western Mining Co. (drugi w Chinach producent koncentratu ołowiu) ma zamiar wybudować kopalnię cyny w Kirgistanie, przeznaczając na ten cel kwotę ok. 24,64 mln $, której produkcja osiągnie poziom 2800 t/r. cyny w koncentracie oraz niewielką ilość koncentratu miedzi. Kluczowym graczem na rynku cyny pozostaje Indonezja, mając nie tylko dwóch największych na świecie producentów firmy — PT Timach i PT Koba, lecz również znaczący sektor nieoficjalnego wydobycia na wyspie Bangka, który uaktywnia się na rynku gdy tylko ceny rynkowe uzasadniają takie działania. Te dodatkowe dostawy, jeśli trwają odpowiednio długo, mogą mieć hamujący wpływ na wzrost cen. Wiele z tych nieoficjalnych kopalń i hut działa na terenach objętych koncesją PT Timah i firma podjęła na nowo wysiłki, aby zmusić rząd do zapobiegania takim akcjom lub przynajmniej wymusić ściągniecie takich samych podatków i opłat, jakie zobligowany jest płacić PT Timah. W chwili obecnej okazuje się, że sektor nieoficjalnego wydobycia w Indonezji znacząco wpłynął na wzrost krajowej produkcji cyny. Duża część nieoficjalnego wydobycia jest przetapiana w surową cynę w prywatnych hutach, a następnie eksportowana, głównie do Singapuru. WBMS podaje, że indonezyjski eksport „rafinowanej cyny” wyniósł ponad 131 tys. t. PT Tilmach szacuje, że w 2006 r. produkcja przemysłu indonezyjskiego wyniesie od 110 do 120 tys. t, z czego około połowa pochodzić będzie z kilkudziesięciu niezależnych hut prywatnych. Poinformowano, że niektóre z tych zakładów zostały zmodernizowane i są w stanie produkować naprawdę „rafinowaną” cynę. PT Tilmach pozyskuje koncentrat ze swoich przybrzeżnych odkrywek i nieoficjalnych niezależnych źródeł wewnątrz kraju. Firma uważa, że konieczność konkurowania z małymi hutami o koncentrat powoduje znaczący wzrost jej kosztów. Interesujące projekty miały miejsce również w innych krajach. Na przykład szwajcarski hurtownik Glencore stworzył partnerski układ z brazylijskim producentem cyny —- firmą Mamore Mineracao e Metalurgia, będącą częścią grupy Paranapanema. Glencore zainwestuje 40 mln $ w nową linię wzbogacania koncentratu kasyterytu w Mamore, głównej kopalni Pitinga, która powinna rozpocząć produkcję w maju 2007 r. Zwiększy to wydajność Pitinga z 7 tys. t/r. do 10,5 tys. t/r., przy czym Glencore zachowa prawo do dodatkowej produkcji uzyskanej na nowej linii. Podano, że brazylijska produkcja może wzrosnąć z 12 tys. t w 2005 r. do ponad 20 tys. t/r. w ciągu następnych kilku lat w związku z rosnącą produkcją oddziałów Mineracao Taboca i kopalni Santa Barbara, przejętych w 2005 r. przez brazylijskiego producenta cyny — firmę CSN. W Egipcie oczekuje się, że w trzecim kwartale 2007 r. wejdzie w życie nowy projekt, który stanowi joint venture rządu egipskiego oraz australijskiej firmy Gippsland. Jego realizacja zabezpieczy nie tylko produkcję tantalu, ale i dostawy ok. 1500 t/r. cyny przez ok. 20 lat. W Australii — firma Bluestone Tin rozpoczęła w pierwszym kwartale 2006 r. wysyłanie ok. 3500 t/r. koncentratów z jej kopalni Collingwood, w północnym Quinsland. Przy obecnej, korzystnej cenie cyny, firma ma nadzieję rozpocząć eksploatację w kopalni Renison, uruchomionej w październiku 2005 r. oraz w kopalni Mt. Bishoff. Obie kopalnie zlokalizowane są na Tasmanii. Przewiduje się również uruchomienie projektu Rentails, mającego na celu odzysk cyny z odpadów kopalni Renison. Szacuje się, że możliwe będzie odzyskanie ok. 75 tys. t cyny. Pod koniec 2006 r. firmy Bluestone oraz Metals Exploration mają zamiar połączyć się w celu stworzenia mocnej grupy kopalń. Na Tasmanii ma być również realizowany inny projekt. Kopalnia Van Dieman rozpocznie, w czwartym kwartale 2006 r., wysyłanie 1350÷1500 t/r. cyny w koncentratach, pozyskiwanych ze złóż aluwialnych w Gladstone. Na postawie 6-letniej umowy, koncentraty z obu kopalń będą wysyłane do Thaisarco w Tajlandii. Wartościowymi produktami ubocznymi z tych kopalń są wysokiej jakości szafiry.

102

W najbliższej przyszłości, szczególnie po uwzględnieniu całego szeregu nowych projektów oraz nieprzewidywalnej wydajności w Indonezji, rokowania dla cyny są ciągle wzrostowe, m.in. ze względu na wysoki 17 % wzrost konsumpcji odnotowanej w pierwszej połowie 2006 r. Według analityków rynek cyny jest w chwili obecnej dobrze ustabilizowany. W związku z powyższym MBR (Metal Bulletin Research) przewiduje średnią cenę na LME w 2006 r., przy transakcjach gotówkowych, na poziomie 8260 $/t i jej spadek do 6980 $/t w 2007 r. Z kolei Barclays Capital szacuje średnią cenę w 2006 r. na 8242 $/ t i przewiduje jej wzrost w 2007 r. do 8800 $/t. SYTUACJA NA RYNKU OŁOWIU COOPER A.: REVERSAL OF FORTUNE FOR LEAD. MIN. J. 2006, VI, 6, s. 20÷22, BŁ

Światowe zużycie ołowiu w 2005 r. wyniosło 7,61 Mt, i wzrosło o 4,8 % w porównaniu do 2004 r. Produkcja metalu wzrosła o 8,6 % do 7,56 Mt, a produkcja kopalni — o 5,5 % do poziomu 3,31 Mt. W 2005 r. w krajach zachodnich 68,6 % produkcji metalu pochodziło z źródeł wtórnych, w 2004 r. udział ten wynosił 69,3 %. Import netto ołowiu na Zachód w 2005 r. był szacowany na 518 tys. t i wzrósł o 6,8 % w porównaniu do 485 tys. t do 2004 r. Zapasy LME pod koniec 2005 r. wynosiły 44 tys. t i wzrosły tylko o 4 tys. t w porównaniu z końcem 2004 r. Cena ołowiu na LME pod koniec 2005 r. utrzymała się na wysokim poziomie 1100 $. Produkcja kopalń na Zachodzie odwróciła swój spadkowy trend po raz pierwszy od wielu lat. Zaobserwowano wzrost o 130 tys. t, tj. o 6,6 % do poziomu 2,11 Mt. Produkcja w obu Amerykach wzrosła o 2,5 % do poziomu 2,03 Mt. Głównymi dostawcami były Peru i Meksyk. Produkcja w Australii wzrosła skokowo o 11,4 % do poziomu 715 tys. t, głównie dzięki kopalni Magellan Ivernia Inc. Wzrosła również produkcja w Europie Zachodniej o 6,4 % do poziomu 133 tys. t, głównie dzięki dodatkowej produkcji w Szwecji i ponownemu otwarciu kopalni Kassandra w Grecji. Całkowita produkcja metalu rafinowanego w 2005 r. wzrosła o 186 tys. t, tj. o 4 % do poziomu 4,79 Mt. Produkcja wtórna wzrosła do 3,27 Mt, tj. o 2,4 %. Jej udział w produkcji ogólnej wyniósł 68,6 %. Dostawy złomu w USA i Europie były ograniczone. W Europie Zachodniej produkcja metalu wzrosła o 8 % z poziomu 1,3 Mt do 1,4 Mt, a produkcja wtórna osiągnęła poziom 1,02 Mt. Jej udział w produkcji ogólnej wyniósł 73,1 %. Najwyższy wzrost produkcji odnotowano w Wielkiej Brytanii z 243 tys. t w 2004 r. do 304 tys. t w 2005 r. Był on związany z dodatkową produkcją 35 tys. t i wyższą wydajnością zakładu Northfleet, firmy Xstrata pls. Produkcja w Belgii wzrosła do 97 tys. W drugiej połowie 2005 r. zamknięto zakład ISF w Duisburgu, firmy Sudamin. W Afryce produkcja ołowiu wzrosła o 29 tys. t, tj. o 29 % do poziomu 129 tys. t. Wzrost cen pozwolił rozwiązać problemy w zakładzie Zellidja w Maroku, w którym podwojono produkcję w 2005 r. do 50 tys. t. W obu Amerykach, w 2005 r., produkcja ołowiu wzrosła tylko o 0,5 % do 2,02 Mt. W USA zaobserwowano spadek produkcji o 10 tys. t do poziomu 1,26 Mt, tj. o 0,8 % w porównaniu do 2004 r. W Kanadzie produkcja osiągnęła poziom 229 tys. t i była niższa o 12 tys. t w porównaniu do 2004 r. Spadek produkcji był spowodowany głównie 11-tygodniowym strajkiem w hucie Trail, należącej do firmy Teck Cominco Ltd. Produkcja w Meksyku wzrosła o 13 tys. t do poziomu 256 tys. t, a w Peru pozostała na tym samym poziomie 122 tys. t. W Azji zaobserwowano duży wzrost produkcji o 445 tys. t czyli o 14,8 % do poziomu 3,45 Mt. Większość tego wzrostu osiągnięto w Chinach, gdzie produkcja wzrosła o 20,7 % z poziomu 1,93 Mt w 2004 r. do 2,33 Mt w 2005 r. Produkcja w Indiach wzrosła z 10 tys. t do 59 tys. t. W Australii produkcja spadła o 1,8 % z 273 tys. t w 2004 r. do 268 tys. t w 2005 r. Konsumpcja w krajach Zachodu spadła w 2005 r. o 0,5 % do poziomu 5,39 Mt. Aktualnie zaobserwowano wzrost konsumpcji

ołowiu w USA o 50 tys. t, tj. o 1,3 % do poziomu 1,55 Mt. W Zachodniej Europie konsumpcja nie zmienia się i jej poziom wynosi 1,65 Mt. Z kolei w Azji konsumpcja wzrosła o 23,7 % do poziomu 1,87 Mt. Największy wzrost zaobserwowano w Chinach. Wzrosła również konsumpcja w Indiach i w Korei, a na Tajwanie spadła o ok. 20 % do 132 tys. t. Lead Zinc Study Group (ILZG) przewiduje wzrost światowego zapotrzebowania na ołów o ok.2,4 % do 184 tys. t. W krajach zachodnich oczekuje się tylko niewielkiego wzrostu o 0,8 %. W 2005 r. kontynuowano inwestycje w telekomunikacji i sektorze IT, ze szczególnym naciskiem na technologie „bezprzewodowe”, co napędza zapotrzebowanie przemysłu na baterie. Lokalny rynek w USA, w 2005 r., wzrósł o 13 %. W Europie prognozy Eurobat są ostrożniejsze — i szacują wzrost na 2 do 4 %. Chińska produkcja i eksport rosną, a przewidywania ILZSG mówią, że globalny rynek ołowiu powinien przejść od deficytu w ostatnich kilku latach, do lekkiej nadwyżki w 2006 r. na poziomie 55 tys. t, tzn. o 0,7 %. Przewiduje się, że globalny rynek ołowiu wzrośnie o 2,4 % w 2006 r., osiągając poziom 7,85 Mt. Pomimo sygnałów, że zapasy na LME zaczęły rosnąć wraz ze wzrostem produkcji ołowiu, ceny w I kwartale nadal były stosunkowo wysokie, osiągając w lutym 2006 r. poziom 1448 $. BOLIDEN PLANUJE WYDAĆ 717 MLN $ NA ROZBUDOWĘ KOPALNI MIEDZI BOLIDEN PLANS 717 M $ COPPER MINE EXPANSION AS Q3 PROFITS SOAR. MET. BUL. 2006, nr 8969, s. 14, BŁ

Boliden, szwedzki producent cynku i miedzi, potwierdził plany inwestycji 5,2 mld koron szwedzkich (717 mln dolarów) w rozbudowę kopalni Aitik, w północnej Szwecji. Pozwoli to na zwiększenie ilości wydobywanej rudy do 36 mln t/r., trzykrotnie zwiększy rezerwy rudy do poziomu 630 mln t i wydłuży okres eksploatacji kopalni o dziesięć lat, co jest zgodne ze strategią firmy. W latach 2007÷2010 Boliden zainwestuje w nowy koncentrator, transporter, kruszarkę oraz infrastrukturę kopalni. Przewidywany czas rozpoczęcia pracy koncentratora to 2010 r., z początkową wydajnością rzędu 33 mln t/r., a do 2014 r. — 36 mln t/r. Całkowite możliwości produkcyjne Aitik to ok. 100 tys. t miedzi i 4 t złota/r. Boliden planuje także rozpocząć produkcję molibdenu, co pozwoli sprostać rosnącemu popytowi ze strony przemysłu stalowego. Jak powiedział prezes Jan Johansson: „Jest to duża inwestycja, która pozwoli kopalni Aitik stać się jedną z najbardziej efektywnych kopalni na świecie i skutecznie zwiększy jej konkurencyjność, co z kolei stworzy możliwości generowania zysków i utrzymania płynności finansowej w przyszłości.” OPŁATY ZA PRZERÓBKĘ TC/RCs WZROSNĄ WRAZ Z NOWYMI OFERTAMI. HARRIS P., BARRY S.: COPPER MINER BULLISH BUT TC/RCS TO RISE ON NEW TENDERS. MET. BUL. 2006, nr 8969, s. 14, BŁ

Grupo Mexico oraz Cochilco przewidują znaczny wzrost cen miedzi. Prognozuje się utrzymanie wysokich cen także w 2007 r. Grupo Mexico uważa, że rynek podstawowy napędzany silnym popytem z Chin spowoduje dalsze umocnienie się cen. „Chińscy konsumenci powinni wkrótce powrócić na rynek, gdyż dostawy biura rezerw nie są w stanie zaspokoić popytu.” — powiedział Eduardo Gonzalez, z oddziału Southern Copper Grupo Mexico. „Oczekujemy dwucyfrowego wskaźnika dynamiki wzrostu w Chinach i wierzymy, że ceny miedzi pozostaną na wysokim poziomie, a nawet jeszcze wzrosną. Chiny importują ok. 80 % używanej w kraju miedzi i trend ten utrzyma się.” Z nadesłanych z Chin komentarzy wynika, że do tej pory nie nastąpił znaczący powrót konsumentów na rynek ze względu na korzystne wahadło cenowe na giełdach w Shanghaju i Londynie. Eduardo Titelman, szef chilijskiej komisji miedziowej Cochilco, prognozuje że: „Średnia cena miedzi w 2006 r. wyniesie 3,10 $/funt, dwukrotnie więcej niż w 2005 r., gdy osiągnęła ona poziom

— 1,67 $/funt.” Agencja rządowa ogłosiła, że średnia cena w 2006 r. wyniesie 3,03 $/funt. Prognozy przewidują, że w 2007 r. spadnie ona do poziomu 2,80 $/funt. Rok 2006 będzie piątym z kolei, w którym wystąpił deficyt miedzi na rynku. W 2006 r. szacuje się go na 167 tys. t. W 2007 r. na rynku miedzi powinno pojawić się 131 tys. t nadwyżki, a w 2008 r. 367 tys. t. Popyt na miedź w 2006 r. szacowany jest na 17,4 mln t, czyli o 3,4 % więcej niż w 2005 r., ale mniej niż przewidywano (5,1 %), co głównie związane było z różnicą popytu w Chinach. W 2007 r. przewiduje się, że popyt na miedź osiągnie poziom 18,33 mln t, a w 2008 r. 19,07 mln t. W tym okresie przewidywany wzrost popytu w Rosji wyniesie 7 %, a w Indiach 8 %. Opłaty za przeróbkę i rafinację miedzi (TC/RCs) rosną wraz z ilością dostępnego na rynku surowca. Pod koniec roku na rynku wzrasta ilość koncentratów miedziowych ze względu na upłynnianie zapasów przez kopalnie. Na rynek napłynęły dodatkowe ilości koncentratu miedzi, m.in. w związku z wcześniejszym usunięciem skutków katastrofy z czerwca 2006 r. w chilijskiej kopalni Chuquicamata (Codelco), oraz po przerwaniu zawieszenia produkcji w indonezyjskiej hucie Gresik, która dostarczy w połowie grudnia 2006 r. ok. 150 tys. t koncentratu miedzi. „Obecnie na rynku jest dużo surowca, gdyż żadna z kopalń nie chce go przechowywać. Spowoduje to gwałtowny wzrost opłat za przeróbkę TC/RCs pod koniec 2006 r.” W listopadzie opłaty za przeróbkę wynosiły powyżej 50 $/t (5 centów/funt). Handlowcy oczekują na ogłoszenie wysokości opłat TC/RCs, tradycyjnie negocjowanych pod koniec roku. Burzę na rynku wywołała sugestia, że BHP Billiton, główny właściciel chilijskiej kopalni Minera Escondida, ustalił roczną stawkę TC/RCs w kontrakcie z indyjską hutą na poziomie 60 $/t (6 centów/funt). PRODUCENCI PRĘTÓW MIEDZIOWYCH ZAPOWIADAJĄ W 2007 ROKU WZROST DOPŁAT NAWET DO 60 % KASSAKOVICH N.: COPPER ROD PRODUCERS BID TO RAISE 2007 SURCHARGES BY UP TO 60 %. MET. BUL. 2006, nr 8972, s. 12, BŁ

Odbiorcy prętów miedzianych w Europie zaobserwowali wzrost kosztów operacyjnych, które w wielu przypadkach wzrosły nawet o 60 %. „Producenci próbują zwiększyć marżę. Twierdząc, że przez ostatnie lata ich marże spadły i teraz chcieliby wrócić do ich pierwotnego poziomu.” Obecnie marża na rynku prętów miedziowych w Europie wynosi od 80 do 100 Euro (102÷128 $)/t. Zawarto w niej opłaty za przeróbkę. Wielu obserwatorów twierdzi, że rozrzut wielkości opłat jest duży i zmienia się w zależności od klienta. Średnie opłaty wynoszą około 100 Euro. Muszą one jednak wzrosnąć, chociażby z tego względu, że za dostawy miedzi producenci prętów płacą gotówką, a swoje wyroby sprzedają z terminami płatności od 30 do 60 dni, co powoduje opóźnienia w przepływie gotówki. „W takich warunkach marża w wysokości 80÷90 Euro/t nie jest wysoka.” — powiedział jeden z dużych producentów europejskich. Producenci chcą podzielić się ciężarem rosnących kosztów i przenoszą je na konsumentów. Jednak przy silnym popycie i niskim poziomie dostaw rynek staje po stronie konsumentów. „To zrozumiałe. Jest dobry popyt na pręty miedziowe, a więc są podstawy do wzrostu ceny. Dodatkowo w 2007 r. produkcja będzie mniejsza, więc konsumenci czują się zagonieni do narożnika.” — stwierdził jeden z handlowców miedzią. Poziom rocznego popytu na pręty miedziowe w Europie wynosi 3 mln t i wciąż rośnie, przy czym, jak wynika z danych przedstawionych przez Norddeutsche Affinerie, kupujący nie przejmują się wysokimi cenami. Z drugiej strony, jak wynika z danych Europejskiego Biura Statystycznego (Eurostat), produkcja obniżyła się, odnotowując w 2005 r. spadek o 130 tys. t w porównaniu z 2004 r. Według Eurostat w 2005 r. całkowita produkcja prętów miedzio-

103

wych wyniosła 2,25 mln t i była niższa niż rok wcześniej, gdy jej poziom wyniósł 2,38 mln t. Wielu europejskich konsumentów prętów miedziowych uznaje wzrost marży w 2007 r., ale nie jest to też dla nich powód do radości. „Nie ma wątpliwości, że narzuty wzrosną, a ze względu na brak alternatywnego źródła dostaw będziemy musieli zaakceptować zaoferowane nam warunki.” — powiedział jeden z odbiorców. We wrześniu, brytyjska grupa konsultacyjna Metalica opublikowała raport pokazujący, że produkcja miedzi będzie przynosić w drugim kwartale dobre zyski. W drugim kwartale przeciętny narzut w tym przemyśle wyniósł 5,9 %, a narzut netto 4,2 %. I jak napisała Metalica jest to piąty z rzędu kwartał, w którym współczynnik rentowności wzrasta. „Większość naszych konsumentów ze strony przemysłu narzeka na wysokie koszty, ale w rzeczywistości wielu z nich zamówiło więcej katod niż w zeszłym roku.” — powiedział z jeden z producentów miedzi. FREEPORT McMORAN ZAMIERZA KUPIĆ PHELPS DODGE ZA 25,9 MLD DOLARÓW KASSAKOVICH N., BARRY S., FOSTER K.: FREEPORT McMORAN TO BUY PHELPS DODGE FOR 25.9 BN $. MET. BUL. 2006, nr 8972, s. 14, BŁ

Freeport McMoran Copper & Gold w ramach współpracy podpisał porozumienie o przejęciu udziałów w Phelps Dodge, co pozwoli na stworzenie firmy mającej silną pozycję na rynku miedzi. Freeport zapłaci Phelps Dodge około 25,9 mld $ w gotówce i w surowcu. Podpisane porozumienie zabezpieczy pozycję obu firm. „Transakcja łączy dwie największe kopalnie i umocni ich pozycję na rynku kontraktów długoterminowych.” powiedział James Moffett — prezes Freeport. Szacuje się, że roczna produkcja obu firm w 2006 r. osiągnie poziom 3,7 mld funtów miedzi, 1,8 mln uncji złota i 69 mln funtów molibdenu. Przewiduje się, że w 2007 r. połączona produkcja powinna wzrosnąć do poziomu 4,1 mld funtów miedzi, a molibdenu do 75 mln funtów. W latach 2008÷2009 prognozuje się dalszy wzrost produkcji molibdenu do poziomu 80 mln funtów, a w 2010 r. do 85 mln funtów. James Moffett pozostanie prezesem połączonej firmy, która będzie działać pod nazwą Freeport McMoran Copper & Gold. Siedziba zostanie jednak przeniesiona do Phoenix, gdzie rezyduje Phelps Dodge. Richard Anderson, dyrektor generalny Freeport, pozostanie na stanowisku, a Steven Whisler, członek zarządu Phelps Dodge, przejdzie na emeryturę. Według warunków umowy Freeport zapłaci 126,46 $ za każdą akcję Phelps Dodge. Udziałowcy Phelps Dodge będą posiadać ok. 38 % udziałów w połączonej firmie. Umowa została zatwierdzona przez rady nadzorcze obu przedsiębiorstw i zostanie doprowadzona do końca w pierwszym kwartale 2007 r. po uzyskaniu zgody udziałowców. Do Freeport należy gigantyczna kopalnia miedzi Grasberg w Indonezji. Phelps Dodge jest właścicielem kilku kopalń w Afryce. ZANIEPOKOJENIE W CHIŃSKICH HUTACH MIEDZI CHINESE COPPER SMELTER UNEASY. MET. BUL. 2006, nr 8972, s. 14, BŁ

Chińskie huty miedzi doświadczyły pewnych ograniczeń związanych z planowanym przejęciem Phelps Dodge przez Freeport McMoran. Jednak skutki tego wydarzenia dla Chin będą raczej ograniczone. Przejęcie to jest kolejnym przykładem występującego w przemyśle wydobywczym trendu do konsolidacji. „Połączenie nie wpłynie znacząco na nasz import koncentratów. Wskazuje jednak, że sektor wydobywczy rośnie w siłę i może mieć coraz większy wpływ na światowy handel.” — powiedział wyższy urzędnik w Jinlong Copper, z Tongling Nonferrous Metals — drugiej co do wielkości kompanii hutniczej w Chinach. Chiny importują większość koncentratów miedziowych z Ameryki Południowej, pomimo stosunkowo małej odległości od kopalni Grasberg w Indonezji, należącej do Freeport. Dużo większym niż

104

Chiny odbiorcą produkcji z kopalni Grasberg jest Japonia, przede wszystkim ze względu na to, że Japończycy dysponują odpowiednią technologią odzysku złota z surowca pochodzącego z tej kopalni. Połączone firmy Freeport i Phelps Dodge nie wyznaczyły otwartych warunków dotyczącym przyszłorocznych cen za przeróbkę i rafinację. Ich ustalenie przewidywane jest w ciągu najbliższych miesięcy, co potwierdzają przedstawiciele chińskiego przemysłu. Rosnąca pozycja kompanii wydobywczych powoduje dalsze zwiększenie zagrożenia dostaw do Chin, nawet pomimo ich pozycji najważniejszego światowego konsumenta. „Mamy kolejnego silnego przeciwnika w negocjacjach, ale nie będzie to miało bezpośredniego negatywnego wpływu na handel koncentratami. Jest jednak niepokojące ze względów psychologicznych, gdyż nasze huty hamowane są przez międzynarodowe kopalnie.” — powiedział analityk z Shanghai Dalu Futures. BHP ZMUSZONE DO OPÓŹNIEŃ W NIKLOWYM PROJEKCIE RAVENSTHORPE ZE WZGLĘDU NA SPIRALĘ KOSZTÓW SZACOWANĄ NA 2,2 MLD $ BHP FORCED TO DELAY RAVENSTHORPE NICKEL PROJECT AS COST ESTIMATE SPIRALS TO 2.2 BN $. MET. BUL. 2006, nr 8973, s. 9, BŁ

Firma BHP Billiton została zmuszona do zwiększenia przewidywanych kosztów w projekcie Ravensthorpe do wysokości 2,2 mld dolarów oraz przesunięcia daty realizacji pierwszych dostaw metalu o około trzy miesiące, tj. na trzeci kwartał 2008 r. Oświadczono, że zmiany były spowodowane mniejszą wydajnością pracy oraz opóźnieniami dostaw materiałów i wyposażenia. Chip Goodyear, członek rady nadzorczej BHP, skomentował możliwe opóźnienia i wzrost kosztów na dorocznym zgromadzeniu akcjonariuszy, które odbyło się w grudniu 2006 r. Oświadczył, że projekt Ravensthorpe wygeneruje koszty o 30 % wyższe ponad planowaną kwotę 1,34 mld dolarów. Nowe szacunki zakładają koszty na poziomie 2,2 mld dolarów. „Podczas prowadzonych prac przygotowawczych, przy szacowaniu kosztów projektu Ravensthorpe, nie uwzględniono występującego obecnie w zachodniej Australii deficytu siły roboczej i materiałów.” — powiedział w oświadczeniu dla prasy Jimmy Wilson — prezes BHP i dodał: „że projekt ma w dalszym ciągu dużą szansę przynieść spore zyski, bowiem na rynku wciąż jest duży popyt na nową produkcję, a jego zaspokojenie wymagałoby otworzenia jeszcze co najmniej kilku zakładów. Zakład w Ravensthorpe oraz zwiększona produkcja w Yabulu pozwolą częściowo zaspokoić popyt.” Poinformowano, że prowadzone w Ravensthorpe prace konstrukcyjne są zaawansowane w 73 %, a zakończenie prac prowadzonych nad rozbudową rafinerii Yabulu przewidywane jest na koniec 2006 r. POPYT NA ALUMINIUM W CHINACH ROŚNIE SZYBCIEJ NIŻ PRZEWIDYWANO VIVIAN T.: CHINESE ALUMINIUM DEMAND GROWS FASTER THAN EXPECTED. MET. BUL. 2006, nr 8973, s. 9, BŁ

Silny popyt ze strony chińskiego przemysłu spowodował, że popyt na pierwotne aluminium przerósł w ostatnich miesiącach oczekiwania, a konsumpcja w skali rocznej, w latach 2006 i 2007, wzrośnie przynajmniej o 20 %. Obecnie analitycy przewidują, że wzrost popytu w latach 2006÷2007 będzie wyższy niż w prognozach z połowy 2006 r. Przewidywania są jeszcze bardziej optymistyczne, niż przedstawione przez prezesa firmy Alcoa, który prognozował wzrost chińskiego popytu w 2006 r. na 15 %, a w latach 2007 i 2008 na 14 %. Według danych rządowych w 2005 r. całkowity popyt na aluminium w Chinach wyniósł 7 mln t. Uczestnicy rynku twierdzą, że w ostatnich latach rósł on o ok. 15÷18 % rocznie i wszystko wskazuje na to, że będzie jeszcze wyższy pomimo wysiłków Pekinu, mających na celu schłodzenia tego sektora gospodarki. Chiński rząd wprowadził w ostatnich latach szereg rozporządzeń

mających na celu schłodzenie przemysłu aluminium, wprowadzając m.in. limity na kredyty bankowe, wyższe cła eksportowe itp. Wielu producentów pierwotnego aluminium rozpoczęło produkcję takich produktów, jak: blachy, taśmy, wyroby wyciskane, które są traktowane przez rząd jako posiadające „wartość dodaną”, a to pozwala uniknąć wielu restrykcji nałożonych na produkcję materiałów podstawowych, np. pierwotnego aluminium i stali. Przykładem są działania prowadzone przez hutę aluminium Henan Zhongfu Industry Co., o wydajności 185 tys. t/r., która planuje budowę zakładów produkcji blachy i taśm o wydajności 170 tys. t/r. Również Chinalco, największy udziałowiec lidera rynku Aluminium Corp. of China (Chalco), ogłosił przejęcie producenta folii — firmy Sichuan Huaxi Aluminium. Tego rodzaju działania mają wpływ na chiński handel wewnętrzny i zewnętrzny. „W tym roku eksport aluminium spadł. Nie był on wyższy niż

wzrost eksportu prefabrykowanych produktów aluminium.” — stwierdził analityk rynku aluminium z Shenzhen. Według biura statystycznego Chinese Customs eksport produktów aluminiowych wzrósł o 70,3 % do poziomu 975913 t w okresie od czerwca do września 2006 r. W tym samym czasie eksport pierwotnego aluminium spadł o 26,9 % do poziomu 721 723 t. Analitycy przewidują, że w 2006 r. popyt na aluminium wzrośnie przynajmniej o 30 %. Według nich wciąż istnieją wolne moce produkcyjne i w związku z tym wzrost popytu na aluminium w przyszłym roku pozostanie wysoki. Silny popyt doprowadził, w drugiej połowie 2006 r., do skurczenia się rodzimych dostaw. Zapasy aluminium monitorowane przez Shanghai Futures Exchange pod koniec listopada wynosiły 26 353 t i były znacznie niższe niż pod koniec czerwca, gdy ich poziom wynosił 125 512 t.

NOWOŚCI TECHNOLOGICZNE STRATEGIE PRZETRWANIA DLA ZACHODNICH PRODUCENTÓW METALI NIEŻELAZNYCH FISCHER M.: SURVIVAL STRATEGIES FOR WESTERN EUROPEAN NON-FERROUS METALS PRODUCERS. ERZMETALL 2006, t.59, nr 4, s. 207÷210, AG

Obecnie przemysł metali nieżelaznych staje wobec problemu tak wysokiej prędkości wzrostu, której nie obserwowano przez ostatnie pięćdziesiąt lat. Na przykład przemysł aluminiowy wzrasta ok. 5 %/r., jednak gdyby nie uwzględniać 25 % wzrostu w Chinach wynosiłby on tylko 2 %. Popyt na metale nieżelazne w Zachodniej Europie rośnie bardzo umiarkowanie, a dla niektórych metali obserwuje się nawet stagnację. Niemniej jednak, we wszystkich regionach, ceny metali nieżelaznych wzrosły w zawrotnym tempie, a ceny niektórych metali podwoiły się. Ceny metali, takich jak miedź i aluminium, ciągle jeszcze uczestniczą w wyścigu o osiągnięcie nowych rekordowych poziomów. Rosną również koszty. Dla producentów metali są to np. koszty energii i surowców. Firmy, głównie producenci aluminium, najczęściej inwestują tam, gdzie koszty energii są niższe, np. w Islandii lub w Katarze. Od 2001 r. podwoiły się ceny tlenku glinu. W przypadku innych metali wysoki poziom produkcji prowadził do deficytu surowców, a brak wystarczającej ilości dostępnej rudy, powodował ekstremalnie wysokie ceny. Rośnie konkurencja ze strony producentów z Europy Wschodniej, którzy agresywnie wchodzą na rynek zachodni, nie tylko poprzez import, ale też i poprzez nabywanie tam aktywów. Siłą kompanii ze Wschodniej Europy jest posiadanie ogromnej ilości zasobów naturalnych. Prawie 14 % światowych rezerw miedzi znajduje się w Polsce, w Kazachstanie i w Rosji. Kazachstan jest jednym z krajów posiadających największe rezerwy cynku, a Ukraina to piąty największy producent rudy tytanu. Kompanie ze Wschodniej Europy, szczególnie rosyjskie, mają niższe o 60 do 80 % koszty energii oraz niższe o 50 do 80 % koszty pracy w porównaniu z krajami zachodnioeuropejskimi. Dużym zagrożeniem dla Zachodniej Europy są Chiny. Dynamika rozwoju we wszystkich gałęziach przemysłu jest tam zdumiewająca. PKB rośnie w tempie 9 %/r. Produkcja wielu metali będzie rosła szybciej niż konsumpcja, co spowoduje zwiększony eksport. Produkty z Chin zaczynają być sprzedawane na rynku UE i tendencja ta w przyszłości umocni się. Jednak wielu ekspertów uważa, że gospodarka chińska jest przegrzana, więc prędkość wzrostu w przyszłości obniży się. Indie są krajem, który mógłby podążać tą samą drogą rozwoju co Chiny. Ostatnie szacunki wskazują, że w 2050 r. populacja w Indiach będzie wyższa niż w Chinach. Obiecuje to przede wszystkim bardzo dużą i tanią siłę roboczą oraz wysoki poziom krajowej

konsumpcji. Indie to kraj bogaty w surowce. W tych trudnych warunkach rynkowych producenci z Zachodniej Europy muszą pomyśleć o strategiach, dzięki którym mogliby radzić sobie z zachodzącymi już zmianami, a także przygotować do przyszłych zadań. Przede wszystkim należy walczyć o jak najniższe koszty; starać się o podwyższenie zyskowności i atrakcyjności dla inwestorów. Kompanie powinny konsolidować się w swojej branży lub integrować wzdłuż łańcucha wartości. Najbardziej skonsolidowany jest przemysł aluminiowy. Obecnie trzej główni producenci aluminium kontrolują ok. 30 % światowej produkcji pierwotnego aluminium, a pięciu głównych — ok. 40 %. W innych gałęziach przemysłu metali w dziedzinie konsolidacji jest jeszcze wiele do zrobienia. Na przykład, pięciu głównych producentów miedzi kontroluje ok. 28 % produkcji światowej. W konsekwencji kompanie są mało odporne na zachodzące na rynku zmiany, nie mają aktywnego wpływu na jego strukturę i charakteryzuje je niższa zdolność negocjowania z dostawcami i klientami. Z uwagi na wysokie zapotrzebowanie na surowce, ważny jest bezpieczny dostęp do tanich zasobów. Producenci metali muszą uzyskać kontrolę nad kopalniami lub „zacisnąć” dostawców w kontraktach długoterminowych. Kompanie europejskie muszą uczestniczyć w rozwoju regionów szczególnie tych, w których tempo rozwoju jest największe, tj. w Chinach, w Indiach i na Środkowym Wschodzie. Działania te powinny rozpocząć się jak najszybciej, bo inaczej firmy mogą stracić możliwość wejścia na te szybko rozwijające się rynki. Należy wziąć pod uwagę nie tylko możliwości uzyskania niższych kosztów, większej integracji i rozszerzenia regionalnej obecności, ale również konieczność opracowania i stosowania innowacyjnych rozwiązań, które pozwolą w przyszłości zaspokoić coraz wyższe wymagania klientów. Przykładem może być miedź, obecnie szeroko stosowana, ale ciągle jeszcze dysponująca dużym potencjałem do rozszerzania zastosowań. Elektronika penetruje prawie każdy obszar życia, a nie byłoby to możliwe bez zaawansowanych materiałów miedziowych. Przemysł musi aktywnie uczestniczyć w rozwoju, ciągle poszukując nowych innowacyjnych technologii i produktów. Wszyscy producenci metali nieżelaznych powinni ukierunkować swoje działania na spełnianie coraz wyższych wymagań i potrzeb klientów. Odwaga jest kluczem do sukcesu i nie ogranicza się jedynie do kilku większych firm. Jest to szansa dla wszystkich producentów, szczególnie dla mniejszych zakładów. Obecnie producenci metali nieżelaznych w Europie Zachodniej zajmują doskonałą pozycję, pozwalającą im przenieść się na następny poziom rozwoju. Jest to więc czas, aby inwestować obecne zyski z myślą o przyszłości. Jedynie wtedy przemysł metali nieżelaznych w Europie będzie zdolny do przetrwania i rozwoju.

105

NOWY PROCES PRODUKCJI PROSZKU NIOBU LUIDOLD S., PASHEN P., ANTREKOWITSCH H.: NEW PROCESS FOR NIOBIUM POWDER PRODUCTION. ERZMETALL 2006, t. 59, nr 4, s. 202÷206, AG

Niob zastępuje tantal w kondensatorach. Prowadzono prace badawcze nad rozwojem nowego procesu produkcji proszków niobu poprzez redukcję tlenków niobu z pomocą magnezu. Podczas termicznej redukcji magnezem, głównym problemem jest silna reakcja egzotermiczna, która jest trudna do kontroli. Szczególnie trudna do uzyskania jest powtarzalność rozkładu wielkości ziarn. Aby zapobiec ww. trudnościom zastosowano reaktor cyklonowy o działaniu ciągłym. Odpowiednimi dla niobu reduktorami w reaktorach cyklonowych są wodór, wapń, magnez, a także wodorek wapnia i wodorek magnezu, stosowane jedynie w skali laboratoryjnej przede wszystkim ze względu na wysokie koszty. Opierając się na przeglądzie wyników literaturowych stwierdzono, że najlepszą opcją będzie zastosowanie magnezu jako reduktora. Zastosowanie tlenku niobu(IV) i jego redukcja magnezem powoduje, że pozostający głównie na powierzchni magnez może być usunięty w procesie ługowania. Doświadczalne stanowisko obejmuje m.in. reaktor cyklonowy, nagrzewany pośrednio przez piec oporowy, system zasilający obejmujący: zbiornik zasilający, agitator i przenośnik ślimakowy, piec oporowy do wstępnego nagrzewania gazu i system dostarczania gazu. Prędkości przepływu gazu kontroluje się za pomocą dwóch mierników przepływu. Mieszanina reakcyjna, zawierająca tlenek niobu i proszek magnezu, podawana jest do zbiornika zasilającego i w sposób ciągły transportowana do reaktora cyklonowego. Gorący gaz procesowy wstępnie nagrzewa mieszaninę reakcyjną przy wlocie cyklonu, co umożliwia zapoczątkowanie reakcji i wdmuchanie mieszaniny do reaktora. Cząstki tlenku niobu redukowane są w cyklonie przez parę magnezu, oddzielane za pomocą sił odśrodkowych na ściany cyklonu i przenoszone w dół do zbiornika magazynowania produktu, podczas gdy gaz procesowy opuszcza cyklon przez rurę wylotową. Ze względu na krótki czas przebywania cząstek w reaktorze cyklonowym wymagane są odpowiednio wysokie współczynniki wymiany ciepła, co pozwala w krótkim czasie na dostarczenie energii cieplnej i usunięcie ciepła reakcji. Badano bilans cieplny całego procesu. Przy jego obliczaniu cały proces podzielono na kolejne etapy, tj.: nagrzewanie gazu procesowego w urządzeniu do nagrzewania wstępnego; nagrzewanie gazu procesowego w reaktorze cyklonowym; mieszanie zimnego dodatkowego gazu i proszku zasilającego z gorącym gazem procesowym; usuwanie ciepła lub dostarczanie ciepła w celu osiągnięcia temperatury procesu w strefie reakcyjnej. Najlepsze wyniki osiągnięto, gdy: ⎯ mieszaninę tlenku niobu(IV) i magnezu (100 % nadmiaru w stosunku do reakcji stechiometrycznej) podawano do reaktora cyklonowego z prędkością 9,0 g/min, ⎯ argon podawano do rury gazowej z prędkością przepływu 70 l/min, a do dodatkowej rury gazowej z prędkością 10 l/min, ⎯ reaktor nagrzewano do temperatury 1150 °C, ⎯ gaz procesowy nagrzewano wstępnie do 1000 °C, ⎯ powierzchnia właściwa proszku wynosiła 17,5 m2/g. Na podstawie uzyskanych wyników doświadczalnych wykazano, że tlenki niobu, otrzymane w wyniku termicznej redukcji magnezem, charakteryzują się stosunkowo niską zawartością zanieczyszczeń. Poprzez zastosowanie tlenku niobu(IV) zredukowano znacznie zawartość magnezu, która może być jeszcze zmniejszona przez zastosowanie większego cyklonu. Dalsze możliwości zmniejszenia zawartości magnezu to obniżenie maksymalnej wielkości cząstek użytego tlenku niobu i optymalizacja procesu ługowania, który pozwoliłby zredukować zawartość innych zanieczyszczeń. Zanieczyszczenia innymi pierwiastkami można uniknąć poprzez zastosowanie odpowiednich materiałów lub powłok dla reaktora cyklonowego oraz stosowanie proszku magnezowego o jeszcze niższej zawartości zanieczyszczeń, szczególnie żelaza, krzemu i manganu.

106

NOWE MATERIAŁY O WYSOKIEJ TWARDOŚCI ZAWIERAJĄCE ZWIĄZKI MIĘDZYMETALICZNE WITTMER D. E., MILLER T., KEENEY A., FILIP P.: AGGRESIVE ANSWERS MAY COME FROM HARD INTERMETALLIC NEW MATERIALS. METAL POWDER REPORT 2006, nr 8, s. 23÷30, AG

W Southern Illinois University Carbondale (SIUC) prowadzone są od wielu lat badania nad cermetalami z dodatkiem przemysłowych diamentów, zwane kompozytami diamentowymi, połączone związkami międzymetalicznymi (ang.: intermetallic-bonded diamond IBD). Kompozyty IBD ze względu na swe zalety są stosowane w górnictwie na narzędzia do wiercenia, kruszenia skał oraz przy poszukiwaniach gazu i ropy. Naukowcy z SIUC podczas prowadzonych badań nad kompozytami IBD, wykorzystali wstępnie stopowany IC-50 Ni3Al, WC i diament. Przebadano dwa kompozyty: ⎯ NAW35DX35IC50 zawierający 30 % obj. Ni3Al, 35 % obj. WC i 35 % obj. diamentu oraz ⎯ NAW17DX33-IC50 zawierający 50 % obj. Ni3Al, 17 % obj. WC i 33 % obj. diamentu. Ni3Al zawierał ok. 0,022 % mas. boru. Diamenty przemysłowe o średnicy od 80 do 100 mikrom pochodziły z serii V i X. Materiały poddawano mieleniu w młynie kulowym, w obecności alkoholu izopropylowego, suszeniu i przesiewaniu, a następnie prasowano je na gorąco w próżni, w celu zagęszczenia w temperaturze 1325, 1350 i 1375 °C przez 20, 40 i 60 min. Badano gęstość i porowatość próbek oraz względne zużycie i współczynnik tarcia w odniesieniu do żeliwa, a także twardość Rockwella oraz morfologię diamentów serii V i X. Wykazano, że gęstość prasowanych na gorąco kompozytów rośnie w funkcji czasu i temperatury. Dla obydwu materiałów optymalne warunki pozwalające na uzyskanie najniższej średniej porowatości uzyskano podczas prasowania na gorąco w temperaturze 1375 °C przez 60 min, a najwyższe średnie gęstości kompozytów — podczas prasowania w temperaturze 1375 °C przez 40 min. Wykazano, że kompozyt NAW35DX35-IC50 w temperaturze 1375 °C osiągnął gęstość ok. 98 %, zaś kompozyt NAW17DX33-IC50 — ok. 96 %. Wyniki badań tarcia wskazują, że kompozyt NAW35DX35-IC50 charakteryzuje się wyższą odpornością na zużycie niż NAW17DX33-IC50. Jednak próbki o najwyższej gęstości nie mają najwyższej odporności na zużycie. Kompozyty IBD o niższej gęstości charakteryzują się niższą wytrzymałością. Obydwa kompozyty wykazują najwyższą odporność na zużycie po prasowaniu na gorąco w temperaturze 1375 °C. Wyniki badań twardości dla kompozytu NAW35DX35-IC50 pokazują, że twardość wzrasta w funkcji temperatury i czasu spiekania. Najwyższą twardość Rockwella w skali C (110,4) kompozyt NAW35DX35-IC50 uzyskał, gdy był prasowany na gorąco w temperaturze 1375 °C przez 60 min. Podobną zależność twardości od temperatury i czasu obserwuje się dla kompozytu NAW17DX33-IC50 z tym, że twardość jest niższa. Badania struktury pokazują, że diamenty są równomiernie rozproszone w matrycy IC-50. Zaobserwowano większe rozproszenie WC w kompozycie NAW35DX35-IC50 niż w kompozycie NAW17DX33-IC50. Jest to prawdopodobnie spowodowane różnicą wielkości ziarn materiałów wyjściowych i zwilżaniem WC przez IC-50. Badania metodą dyfrakcji rentgenowskiej wykazały występowanie w obydwu kompozytach małych ilości grafitu, który może pochodzić z matryc grafitowych, używanych w procesie prasowania, lub z cienkiej warstwy grafitu tworzącej się na powierzchni diamentu. INNOWACYJNA TECHNOLOGIA MATRYCOWA W URZĄDZENIACH DO WYCISKANIA INNOVATIVE DIE TECHNOLOGY IN EXTRUSION PLANTS. ALUMINIUM 2006, t. 82, nr 7/8, s. 644÷647, AG

Firma Sapa Aluminium Profile GmbH w Düsseldorfie (Niemcy) produkuje różne rodzaje kształtowników z aluminium, których

geometria dostosowana jest do specjalnych wymagań związanych z zastosowaniami. Nie wszystkie kształty mogą być jednakowo dobrze wyciskane. Matryce projektowane w optymalny sposób pozwalają na wytwarzanie kształtowników o dokładnych wymiarach i dobrej jakości powierzchni. Firma Sapa opracowała nowy sposób projektowania matryc. Przez ok. 10 lat prowadzono prace rozwojowe nad procesem „Single Bearing Technology”, zapewniającym uproszczenie produkcji kształtowników. Poprawiono trwałość matrycy i jakość powierzchni wytwarzanych kształtowników, m.in. poprzez zabezpieczenie jednolitego rozkładu temperatur i redukcję, związanego z tarciem, wzrostu temperatury. Zredukowano również nakłady na operację prostowania. Regułą podczas wyciskania jest niejednolity przepływ materiału powodujący zniekształcenia wytwarzanych kształtowników. W technologii konwencjonalnej testy wyciskania powinny być prowadzone tak długo, aż dadzą zadowalające wyniki. Korekta matrycy, w tym przypadku, to w dużej mierze proces ręczny, którego powodzenie zależy od doświadczenia pracownika. Nowe matryce zdecydowanie zmniejszyły ilość wymaganych korekt. Odpowiednie dane przesyłane są bezpośrednio do jednostki projektowej tak, że nowo zaprojektowane matryce, po ich wstępnym przystosowaniu, mogą być niezwłocznie użyte do produkcji. Firma Sapa, dzięki konsekwentnemu inwestowaniu w sprawne urządzenia produkcyjne i proces szybkiego wytwarzania matryc do wyciskania, skróciła czas ich przygotowania z 2÷3 tygodni do dwóch dni roboczych, i w związku z tym skrócono również czas wprowadzenia nowych wyrobów do produkcji, co umożliwiło m.in. efektywnie obniżenie kosztów i przyspieszyło proces wprowadzania nowych produktów na rynek. POWŁOKI ELEKTROLITYCZNE ZE STOPU CYNK-NIKIEL. PRZEGLĄD CHARAKTERYSTYK MATERIAŁÓW, WYTWARZANYCH Z ELEKTROLITÓW KWAŚNYCH MERTENS M., ENTHONE B.V.: ELECTROPLATED ZINC NICKEL. AN OVERWIEW OF THE CHARACTERISTICS OFFERED BY THIS MATERIALS WHEN PLATED FROM ACID ELECTROLYTES. METAL FINISHING 2006, t.104, nr 6, s. 24÷27, AG

Anodowe powłoki cynkowe zastępowane są powłokami stopowymi, które zapewniają lepsze właściwości antykorozyjne dla stali. Elektrochemiczne osadzanie pozwala na osadzanie stopów o dowolnym składzie, kształtowanie struktury powłok i dokładne określenie ich grubości, co jest istotne z punktu widzenia ich zastosowań. Powłoki cynkowo-niklowe są osadzane zarówno z elektrolitów zasadowych, jak i kwaśnych. Elektroplaterowanie z roztworów alkalicznych daje jednolite, błyszczące osady, bardzo dobry rozkład grubości na złożonych geometriach. Stąd procesy platerowania elektrolitycznego stopem cynk-nikiel z roztworów alkalicznych są konkurencyjne i solidne. Sprawność katodowa procesów alkalicznych wynosi 40÷60 %. Wadą kąpieli alkalicznych są niższe wydajności prądowe, niż kąpieli słabo kwaśnych, oraz problemy z uzdatnianiem ścieków. Stosowanie kąpieli alkalicznej jest kłopotliwe ze względu na konieczność utrzymywania w niej stężenia metalu stopowego w określonym zakresie i częstą kontrolę na zawartość metali stopowych. Składniki stopowe wprowadzane są do kąpieli w postaci odpowiednio dobranych kompleksów, rozpuszczalnych w środowisku alkalicznym. Sprawność katodowa przy platerowaniu z roztworów kwaśnych wynosi ok. 95 %. Nikiel do roztworu dostarczany jest z handlowych soli niklowych. Uzupełnienie niklu może odbywać się zarówno z rozpuszczalnych anod niklowych, jak i handlowych soli niklu. W wyniku tego proces nanoszenia powłok cynk-nikiel jest tańszy, cechuje się większą wydajnością i sprawnością katodową. Kwaśne elektrolity cynkowo-niklowe są stosowane do bezpośredniego powlekania żeliwa. Powlekanie w elektrolitach kwaśnych przebiega z pewnymi trudnościami, przez co proces jest mniej solidny w zastosowaniach handlowych. Cynkowe anody galwanicz-

nie rozpuszczają się w kwasie solnym, powodując problemy z kontrolą ilości metalicznego cynku. Stosowanie rozpuszczalnej anody niklowej wymaga podwójnej rektyfikacji. Rozkład stopu, w opozycji do gęstości prądu w kwaśnych procesach powlekania stopem cynkowo-niklowym, jest zależny od rodzaju zastosowanych soli i obecności łagodnego czynnika kompleksującego. Kąpiele z roztworów kwaśnych stosowane są do pokrywania żeliwa, części metalowych hartowanych, utwardzonych i odlewanych. Otrzymuje się powłoki stopowe o składzie zależnym od składu kąpieli i gęstości prądu osadzania oraz nierównomiernym rozdziale metalu stopowego w powłoce. Kąpiele, zarówno kwaśne, jak i alkaliczne, uzupełnia się solami odpowiednich metali stosując generator lub rozpuszczalne anody cynkowe, rzadziej oddzielne anody niklowe. Przeprowadzono doświadczenia mające na celu uzyskanie stopu o optymalnej odporności na korozję, zgodnie z wymaganiami przemysłu motoryzacyjnego. Podczas badań wykorzystano trzy różne elektrolity cynkowo-niklowe: na bazie chlorku amonu, chlorku potasu oraz chlorku potasu, zawierającego łagodny czynnik kompleksujący dla niklu. Katody ze stali miękkiej o wymiarach 20 × 8 cm platerowano w 500 ml elektrolizerze Tosei z magnetycznym mieszadłem wirującym przez 10 minut przy natężeniu prądu 2A. Osady cynkowo-niklowe produkowane z kwaśnych elektrolitów chlorkowych zawierają fazę Y — Ni5Zn21, gdzie zawartość niklu wynosi od 12 do 15 % mas. Z elektrolitów chlorku amonu powstają osady o orientacji krystalicznej. Wytwarzane stopy charakteryzują się korzystnymi właściwościami przy zastosowaniach handlowych. Przy wytwarzaniu stopu przy ekstremalnie niskich gęstościach prądowych, do sterowania osadem stopu stosowany jest czynnik łagodnie kompleksujący. W procesach, wykorzystujących chlorek potasu bez czynnika kompleksującego, wymagany jest stop o wysokiej zawartości niklu otrzymany przy ekstremalnie niskiej gęstości prądu i w wąskim zakresie temperatur operacyjnych. Powłoki Zn-Ni osadzone z kąpieli kwaśnej o zawartości ok.12 % Ni charakteryzują się najlepszą odpornością na korozję, nie tracą swoich właściwości ochronnych po obróbce plastycznej i w podwyższonych temperaturach. W związku z powyższym blachy stalowe pokryte powłoką Zn-Ni mogą być lepiej wytłaczane, prasowane, formowane, spawane i zgrzewane niż stal ocynkowana galwanicznie lub ogniowo. Powłoki Zn-Ni charakteryzują się wyższą twardością i odpornością na ścieranie, lepszą adhezją do podłoża, niskimi naprężeniami własnymi oraz lepszymi właściwościami plastycznymi. Są z powodzeniem stosowane np. w przemyśle motoryzacyjnym na blachy karoseryjne samochodów, podzespoły samochodowe odlewane, odkuwane i wytłaczane, komory silnikowe oraz różnego rodzaju śruby i złącza wystawione na działanie czynników zewnętrznych. NATRYSKIWANIE PLAZMOWE W PRÓŻNI: NOWA KONCEPCJA WYTWARZANIA STOPU Ti-6Al-4V SALIMIJAZI H. R., COYLE T. W., MOSTAGHIMI J.: VACUUM PLASMA SPRAYING: A NEW CONCEPT FOR MANUFACTURING Ti-6Al-4V. JOM 2006, nr 9, s. 50÷55, AG

Proces natryskiwania plazmowego w próżni (ang.: VPS) to najlepsza metoda osadzania powłok przez natryskiwanie, która zabezpiecza na powierzchni niski poziom tlenków. Natryskiwanie prowadzi się w komorze z kontrolowaną atmosferą przy niskim ciśnieniu gazu obojętnego. W procesie VPS zminimalizowano reakcje pomiędzy proszkiem, a otaczającym gazem, co jest bezpośrednio związane z minimalną ilością wzajemnie mieszającej się plazmy i gazu pomiędzy dyszą i podłożem. Proces VPS jest szeroko stosowany do wytwarzania powłok z materiałów trudnotopliwych, jak również przy wytwarzaniu części o kształtach bliskich końcowemu, z materiałów charakteryzujących się wysokimi osiągami, np. kompozytów z matrycą metalową umocnionych materiałami ceramicznymi czy też materiałów z gra-

107

dientem funkcjonalnym. Tytan i jego stopy są stosowane od przeszło 30 lat m.in. ze względu na wysoką wytrzymałość i dobrą odporność na korozję. Stopy tytanu sklasyfikowano w trzech klasach (I — stopy jednofazowe o heksagonalnej zwartej strukturze alfa; II — stopy jednofazowe o regularnej przestrzennie centrowanej strukturze beta oraz III — stopy dwufazowe (alfa + beta) — np. stop Ti-6Al-4V stosowany w lotnictwie, przemyśle motoryzacyjnym, okrętowym, chemicznym i medycynie. Podzespoły ze stopu Ti-6Al-4V wytwarzane są w sposób konwencjonalny przez odlewanie, kucie i procesy metalurgii proszków. Tworząca się podczas odlewania mikrostruktura gruboziarnista oraz procesy absorpcji gazów i segregacji wpływają na obniżenie własności mechanicznych. Wysoki koszt odlewów, niskie własności mechaniczne i wysoka reaktywność ograniczają ilość zastosowań odlewanego stopu Ti-6Al-4V. Trudności w kuciu struktur o złożonych kształtach sprawiają, że zastosowanie Ti-6Al-4V poddanego przeróbce plastycznej też jest ograniczone. Do produkcji części o kształtach bliskich końcowemu wykorzystuje się metody metalurgii proszków, po których następuje kucie, zgrzewanie i obróbka mechaniczna. Metodami metalurgii proszków wytwarza się struktury o niepełnej gęstości, które charakteryzują się niższą ciągliwością, wiązkością i wytrzymałością zmęczeniową niż materiały poddane przeróbce plastycznej. Nową i rewolucyjną technologią wytwarzania części mechanicznych z metali, ceramik i kompozytów jest kształtowanie poprzez natryskiwanie plazmowe w próżni (ang.: VPSF). Wytwarzanie kształtów, bliskich końcowym, metodą VPSF łączy proces topienia, gwałtownego krzepnięcia, zagęszczania i zgrzewania w jednym cyklu bez konieczności rozwiązywania trudności napotykanych przy odlewaniu, kuciu, procesach metalurgii proszków i zgrzewaniu. W procesie VPSF pierwszym warunkiem wstępnym przy przygotowaniu do osadzania jest zastosowanie odpowiedniego materiału (miedź lub grafit) na wlewnicę lub trzpień. Złożone kształty uzyskuje się poprzez odpowiednie manipulowanie trzpieniem i pistoletem plazmowym podczas natryskiwania. Właściwe zaprojektowanie wlewnicy i warunków natryskiwania plazmowego w próżni gwarantuje powodzenie. Proces prowadzony jest w komorze z kontrolowaną atmosferą. W artykule przedstawiono wyniki uzyskane dla próbek stopu Ti-6Al-4V wytwarzanych metodą VPSF z materiałów wyjściowych, którymi były proszki tego stopu o wielkości ziarn +25/-45 mikrom, +45/-63 mikrom i +63/-75 mikrom. Podczas natryskiwania temperatura trzpienia miedziowego wynosiła ok. 750 °C. Próbki poddano obróbce cieplnej przy niskim ciśnieniu (ok. 2 × 10–2 tora) w wysokiej temperaturze, w piecu próżniowym z grafitowymi elementami grzewczymi, następnie obróbce mechanicznej mającej na celu usunięcie z powierzchni warstwy o wysokiej zawartości tlenków i na końcu obróbce cieplnej odprężającej w temperaturze 500 °C przez 5 h. Przedstawiono wyniki badań mikrostruktury i własności mechanicznych natryskiwanych powłok, w tym m.in. wytrzymałości na rozciąganie i umownej granicy plastyczności. Wykazano, że ciągliwość materiałów, wytwarzanych w procesie VPSF, poddanych obróbce cieplnej została znacznie udoskonalona po trzech cyklach obróbki. Cykliczna obróbka cieplna, poprzez redukcję porowatości i zmiany w kształcie porów, umożliwia uzyskanie udoskonalonych własności mechanicznych materiałów, których nie zapewni tradycyjna obróbka cieplna. NOWY STOP Mg O UDOSKONALONYCH CHARAKTERYSTYKACH PLATEROWANIA ELEKTROLITYCZNEGO ABBOTT T., DUNLOP G., SWEDER T., WOJCIECHOWSKI S.: NEW Mg ALLOY WITH IMPROVED ELECTROPLATING CHARACTERISTICS. LIGHT METAL AGE 2006, t. 64, nr 3, s. 42÷43, AG

W 2005 r. firma Advanced Magnesium Technologies (Australia) wprowadziła nowy odlewany ciśnieniowo dekoracyjny stop magnezu AM-lite™ z powodzeniem stosowany w procesie obrób-

108

ki wykańczającej: elektroplaterowania i malowania. Proces został opracowany przez firmę MacDermid Industrial Solutions. Stop AM-lite™, w porównaniu z innymi odlewanymi ciśnieniowo stopami magnezu, jest odporny na utlenianie w temperaturach niższych niż temperatura krzepnięcia, dzięki czemu wydłuża się czas przechowywania odlewów. Stopiony stop AM-lite™ wykazuje dobrą lejność i nadaje się na odlewy cienkościenne. Świeżo odlana powierzchnia stopu AM-lite™ stanowi udoskonalone podłoże odpowiednie dla elektroplaterowania. W procesie obróbki wstępnej, z której wyeliminowano trawienie i odtlenianie, wymagane przy obróbce aluminium i stopu magnezu AZ91D, wykorzystuje się prosty, nisko kosztowy, chemiczny proces cynkanowania zwany Bondal® Mg, w którym uzyskuje się dobrą adhezję do podłoża i wysoką jakość powłoki dekoracyjnej. Powłoki ze stopu AM-lite™ cechują dobre osiągi w standardowych zakresach badań. Przyspieszone testy korozyjne, zgodne z normami ASTM i DIN, wykazują brak korozji przez 72 godz., co jest równoważne z ponad 500 godz. znormalizowanych testów natryskiwania roztworami solnymi. Stop AM-lite™, w licznych zastosowaniach, charakteryzuje się doskonałymi własnościami, a jego gęstość jest o 30 % niższa niż gęstość odlewanych ciśnieniowo stopów cynku. Koszt wytwarzania odlewów wykonanych ze stopu AM-lite™ stanowi ok. 25 % kosztów wytwarzania odlewów ze stopów cynku. Stop AM-lite™, w porównaniu ze stopami aluminium, jest lżejszy, ma ulepszoną odporność na pełzanie i udoskonaloną lejność, niższą agresywność, niższe koszty wytwarzania i udoskonalone właściwości podczas elektroplaterowania. Stop AM-lite™, w porównaniu ze stopem magnezu AZ91D, jest tańszy i charakteryzuje się lepszymi właściwościami podczas odlewania ciśnieniowego i elektroplaterowania. Zredukowano również straty podczas topienia w związku z eliminacją szlamów i znacznie niższą podatnością do tworzenia zgarów. Stop AM-lite™, w porównaniu z plastikiem, charakteryzuje się o wiele wyższą sztywnością i wytrzymałością na pełzanie oraz udoskonalonymi własnościami podczas elektroplaterowania. Stop AM-lite™, dzięki swym właściwościom, stosowany jest w budownictwie, inżynierii sanitarnej, elektronice i na dekoracyjne części w samochodach, a ze względu na przewodność elektryczną i cieplną także w takich urządzeniach, jak telefony komórkowe i laptopy. PROJEKTOWANIE STOPÓW ALUMINIUM ŁATWYCH W RECYKLINGU DAS S. K.: DESIGNING ALUMINUM ALLOYS FOR A RECYCLEFRIENDLY WORLD. LIGHT METAL AGE 2006, t. 64, nr 3, s. 26÷32, AG

W przemyśle aluminiowym w USA obserwuje się znaczący rozwój technologii recyklingu stopów aluminiowych, przynoszący coraz większe korzyści materiałowe, środowiskowe i ekonomiczne. Idealne warunki dla recyklingu aluminium obejmują m.in.: ⎯ recykling wszystkich zużytych produktów aluminiowych, który powinien być normą i zabezpieczać w jak największym stopniu wymagane w USA zapotrzebowanie; ⎯ zmniejszenie zależności USA od zagranicznej produkcji poprzez redukcję produkcji pierwotnego aluminium; ⎯ automatyzację technologii przetwarzania, w tym m.in. procesów sortowania, rozdrabniania i separacji materiałów odpadowych zawierających aluminium; ⎯ optymalne wykorzystanie w nowych produktach rozdrobnionego i posortowanego materiału, pochodzącego z odzysku; ⎯ opracowanie wymagań co do składu i własności materiałów, w zależności od ich zastosowań, stosowanych na wyroby poddawane później recyklingowi. Stworzenie warunków przyjaznych dla recyklingu wymaga podjęcia szeregu wyzwań, z których najważniejszymi są: ⎯ maksymalny odzysk aluminium ze zużytych produktów poddawanych recyklingowi; ⎯ automatyzacja i optymalizacja technologii wstępnego sortowania, rozdrabniania i separacji oraz spowodowanie ich szer-

szej dostępności; ⎯ identyfikacja użytecznych produktów ubocznych celem usunięcia pierwiastków, których powtórne wykorzystanie jest trudne; ⎯ rozszerzenie listy dostępnych stopów aluminiowych, łatwych w recyklingu, do zastosowań w wysokiej jakości produktach. Postępy ekonomiczne i ekologiczne w technologiach recyklingu i powtórnego wykorzystania stopów aluminium nakreślają najważniejsze kierunki rozwoju w światowym przemyśle aluminiowym, w tym m.in.: ⎯ prowadzenie dalszych prac nad wykorzystaniem procesów

odzysku aluminium do recyklingu coraz szerszego asortymentu zużytych wyrobów i coraz większych ilości złomu i odpadów, ⎯ rozwój, automatyzacja i rozszerzenie stosowania technologii sortowania i rozdrabniania, ⎯ rozwój i stosowanie procesów powtórnego topienia, najefektywniejszych pod względem kosztów, pozwalających na separację niepożądanych pierwiastków, takich jak: Fe, Ni i/lub V, ⎯ badania i rozwój nowych, łatwych w recyklingu stopów aluminium dla szerokiego asortymentu wyrobów o udoskonalonych osiągach i coraz wyższej jakości.

WYBRANE KONFERENCJE szkolenia, seminaria, wystawy, targi światowe i krajowe związane z metalami nieżelaznymi w latach 2006÷2008

27 lutego÷1 marca 2007, Wiesbaden, Niemcy Filtech 2007 International Conference and Exhibition on Filtration and Separation Technology Źródło: E&MJ, 2006, nr 7/8, s. 26 Tel. +49-2132-935-760 Fax: +49-2132-935-762 e-mail: [email protected] www.filtechexhibitions.de 27÷30 marca 2007, Mińsk, Białoruś 11th International Specialised Exhibition and Seminar on Powder Metallurgy Źródło: Metal Powder Report, 2006, nr 9, s. 45 Tel. +375172269858 Fax: +375172269858 www.minskexpo.com 16÷20 kwietnia 2007, Hannover, RFN HANNOVER MESSE 2007 Źródło: Erzmetall, 2006, t. 59, nr 6, s. 371 www.messe.de 16÷18 maja 2007, Vina del Mar, Chile IV International Copper Hydrometallurgy Work-shop- Hydro-

Copper 2007 Źródło: Erzmetall, 2006, t. 59, nr 6, s. 371 e-mail: [email protected] 11÷14 czerwca 2007, Düsseldorf, Niemcy 4th European Metallurgical Conference – EMC 2007 Źródło: Erzmetall, 2006, t. 59, nr 6, s. 371 www.emc.gdmb.de 12÷16 czerwca 2007, Düsseldorf, Niemcy GIFA, METEC, Thermprocess, NEWCAST Źródło: Erzmetall, 2006, t. 59, nr 6, s. 371 Tel.0211/4560-01 25÷30 sierpnia 2007, Toronto, Kanada Copper 2007/Cobre 2007 Źródło: Erzmetall, 2006, t. 59, nr 6, s. 371 www.ceramics.org 24÷28 lutego 2008, Cape Town (RPA) Lead and Zinc 2020 Źródło: Erzmetall, 2006, t. 59, nr 6, s. 371 www.saimm.co.za

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

109

Światowy rynek metali nieżelaznych

GLOBAL NON-FERROUS METALS MARKET Redaktor odpowiedzialny: dr hab. inż. JAN BUTRA Rudy Metale R52, 2007, nr 2 UKD 669.3:661.6(051)(438)

WYDARZENIA GOSPODARCZE SPADEK PRODUKCJI KOPALNI ROBINSON Output slips from Robinson, Mining Journal, 3 November 2006, p. 4

Odkrywkowa kopalnia miedzi i złota Robinson w Newadzie, należąca do Quadra Mining Ltd, planuje wyprodukować w 2006 r. łącznie 115 mln lb miedzi w porównaniu ze 125÷130 mln lb Cu w poprzednich szacunkach. Powodem spadku produkcji tego metalu jest uboższe niż zakładano okruszcowanie eksploatowanej rudy. Produkcja złota kopalni ma pozostać zgodna z planami i wyniesie 55÷60 tys. oz. ROZBUDOWA KOPALNI AITIK Aitik set to expand, Mining Journal, 3 November 2006, p. 5; Metal Bulletin, 6 November 2006, p. 14

Boliden AB planuje zainwestować 5,2 mln SK w rozbudowę odkrywkowej kopalni miedzi Aitik w regionie Gällivare w Szwecji. Inwestycja obejmie budowę nowej infrastruktury celem podwojenia przerobu rudy z 18 mln Mg do 36 mln Mg rudy/r. Planuje się również prace eksploracyjne mające na celu potrojenie zasobów zakładu z 219 mln Mg do 630 mln Mg rudy i wydłużenie okresu jego funkcjonowania o 9 lat (do 2025 r.). Począwszy od 2010 r. kopalnia ma produkować 100 tys. Mg Cu i 4 Mg Au/r. WZROST PRODUKCJI ANTOFAGASTA Antofagasta output up, Mining Journal, 3 November 2006, p. 5

Produkcja miedzi Antofagasta plc w III kwartale 2006 r. wyniosła 126 400 Mg i była o 20 % wyższa niż w II kwartale i o 8 % wyższa niż w analogicznym okresie 2005 r. Przyczyną wzrostu produkcji było zwiększenie wydajności kopalni Los Pelambres w Chile, która wytworzyła w tym okresie 88 tys. Mg Cu, o 31,5 % więcej w porównaniu z poprzednim kwartałem. Operacyjne koszty produkcji wyniosły 5,7 c$/lb Cu i były aż o 12,8 c$/lb niższe niż w II kwartale. NOWE PLANY WOBEC PROJEKTU AGUA RICA Positive update for Northern Orion’s Agua Rica, Mining Journal, 3 November 2006, p. 8

Northern Orion Resources Inc. otrzymało aktualizację studium wykonalności dla projektu miedzi, złota i molibdenu Agua Rica w Argentynie. Nowe opracowanie przewiduje odkrywkową eksploatację 90 tys. Mg rudy/dobę w 23-letnim okresie funkcjonowania zakładu i produkcję ok. 136 tys. Mg Cu, 125 tys. oz Au i 7200

110

Mg Mo/r. (w pierwszych 10 latach ok. 166 tys. Mg Cu, 135 tys. oz Au i 6800 Mg Mo/r.). Całkowite zasoby pewne i prawdopodobne Agua Rica wynoszą 730,7 mln Mg rudy o średniej zawartości 0,5 % Cu, 0,23 g/Mg Au i 0,03 % Mo. Nakłady na realizację przedsięwzięcia szacowane są obecnie na 2 mld $. REALIZACJA PROJEKTU TAMPAKAN Xstrata buys more Tampakan time, Mining Journal, 3 November 2006, p. 10; Metal Bulletin, 6 November 2006, p. 14

Xstrata plc poinformowało swojego partnera jv w projekcie miedzi i złota Tampakan na Filipinach, Indophil Resources NL, o swojej decyzji dotyczącej dalszego uczestnictwa w przedsięwzięciu. Zarząd spółki postanowił dalej finansować prace na projekcie. Według zawartego porozumienia Xstrata do końca października 2006 r. miała zdecydować o realizacji opcji na nabycie 62,5 % udziałów w Tampakan lub finansowaniu dalszych wydatków związanych z inwestycją. Termin podjęcia decyzji o przejęciu udziałów w projekcie przez spółkę został przesunięty do końca grudnia 2006 r. Średnioroczna produkcja Tampakan ma wynieść około 540 tys. Mg koncentratu, zawierającego 210 tys. Mg miedzi i 218 tys. oz złota w pierwszych 10 latach funkcjonowania zakładu. OPŁATA EKSPLOATACYJNA W ZAMBII Zambian royalty detail, Mining Journal, 10 November 2006, p. 3

Zambijski Minister Finansów poinformował, że krajowa górnicza opłata eksploatacyjna wzrośnie do poziomu 2,5 %. Obecnie opłata ta wynosi 0,6 % wartości sprzedaży, ale od początku 2006 r. władze Zambii rozważały jej podniesienie. Oficjalne ogłoszenie wielkości nowej opłaty nastąpi w styczniu 2007 r. wraz z założeniami budżetowymi kraju. WSTRZYMANIE PRACY ZAKŁADU ŁUGOWANIA TLP Konkola TLP stoppage, Mining Journal, 10 November 2006, p. 5; Metal Bulletin, 20 November 2006, p. 14

Z powodu wycieku odpadów do rzeki Chinola, Konkola Copper Mines plc, spółka zależna Vedanta Resources plc (51 % udziałów), wstrzymała pracę zakładu ługowania Tailings Leach Plant/Nchanga (TLP) w Zambii. Wydajność TLP wynosi 100 tys. Mg miedzi katodowej/r. Konkola w III kwartale 2006 r. wyprodukowało 31 tys. Mg Cu, o 16 % mniej niż w analogicznym okresie 2005 r., z powodu pożaru w zakładzie TLP oraz przerwy w działalności huty Nkana.

ZIELONE ŚWIATŁO DLA PROJEKTU FRONTIER

tin, 27 November 2006, p. 14

First Quantum approves Frontier copper project, Mining Journal, 10 November 2006, p. 6

Peruwiańska Agencja Prywatyzacyjna, Proinversion, poinformowała o przesunięciu terminu sprzedaży złoża rud miedzi Michiquillay z połowy grudnia 2006 r. na koniec lutego 2007 r. Powodem odroczenia sprzedaży aktywu były prośby potencjalnych nabywców, dotyczące zwiększenia czasu przygotowania ofert. Zwycięzca przetargu ma zostać wyłoniony do końca marca 2007 r.

Zarząd First Quantum Minerals Ltd podjął decyzję o realizacji projektu Frontier w Demokratycznej Republice Kongo. Ukończony raport techniczny dla projektu zakłada 19-letnią, odkrywkową eksploatację 8 mln Mg/r. siarczkowej rudy miedzi i produkcję ok. 73 tys. Mg miedzi rafinowanej/r. z koncentratu wytwarzanego w hucie Mufulira. Zasoby zmierzone Frontier wynoszą 120,2 mln Mg rudy o średniej zawartości 1,16 % Cu, a wskazane 87,8 mln Mg rudy o tej samej średniej zawartości miedzi. WZROST ZASOBÓW KOPALNI DIKULUSHI Dikulushi boost, Mining Journal, 10 November 2006, p. 8

Anvil Mining Ltd dokonało aktualizacji zasobów kopalni miedzi Dikulushi w Demokratycznej Republice Kongo, które wzrosły o 31 % w porównaniu z poprzednim oszacowaniem. Zasoby zmierzone kopalni wynoszą 0,41 mln Mg rudy o średniej zawartości 9,1 % Cu i 288 g/Mg Ag, wskazane 0,65 mln Mg rudy o średniej zawartości 7,9 % Cu i 184 g/Mg Ag, a wnioskowane 1,38 mln Mg rudy o średniej zawartości 5,8 % Cu i 141 g/Mg Ag. CODELCO INWESTUJE W CHINACH Codelco into China, Mining Journal, 17 November 2006, p. 1

Chilijski producent miedzi, Codelco, planuje wybudować hutę miedzi w Chinach. Wydajność zakładu ma wynieść 100 tys. Mg Cu/r. Spółka szacuje, że dzięki wzrostowi produkcji miedzi katodowej w Chinach inwestycja będzie generować dochody, a sama budowa huty w tym kraju będzie tańsza o 10 % niż w Chile.

ANTOFAGASTA PRZYSTĘPUJE DO PROJEKTU CHAUCHA Metal Bulletin, 20 November 2006, p. 15

Antofagasta, spółka matka Antofagasta Minerals, podpisała z Ascendant Copper porozumienie dotyczące nabycia 60 % udziałów w prospekcie miedzi i molibdenu Chaucha w Ekwadorze. Spółka zapewni wstępne finansowanie prac na projekcie w kwocie łącznie 41 mln $ oraz wykona dla niego studium wykonalności. CREW NABYWA ZAKŁAD PRZERÓBCZY Crew makes moves to acquire processing plant, Mining Journal, 3 November 2006, p. 4

Crew Gold Corp. podjęło decyzję o nabyciu od New Island Resources Inc. zakładu przeróbczego Nugget Pond w Nowej Funlandii za 3 mln swoich akcji o łącznej wartości około 6,93 mln C$. Spółka planuje zainwestować 8 mln C$ w unowocześnienie zakładu i budowę intrastruktury transportowej. Crew Gold zawarło również z New Island porozumienie jv, dotyczące nabycia 60 % udziałów w projekcie złota i metali z grupy platynowców Glover Island (również w Nowej Funlandii), poprzez finansowanie prac eksploracyjnych w kwocie 5 mln C$ w okresie 5 lat. SPADEK PRODUKCJI LIHIR GOLD

PROGNOZY PRODUKCJI MIEDZI RAFINOWANEJ

Less from Lihir, Mining Journal, 3 November 2006, p. 4

BME forecast surplus, Mining Journal, 17 November 2006, p. 5; Mining Magazine, November 2006, p. 60

Odkrywkowa kopalnia Lihir (należąca do Lihir Gold Ltd) wyprodukowała w III kwartale 2006 r. o 34 % mniej złota niż w analogicznym okresie 2005 r. Powodem spadku produkcji była niższa niż szacowano mineralizacja ciała rudnego Lienetz. Produkcja w tym okresie wyniosła 127 277 oz Au, a całkowita za 2006 r. ma osiągnąć 630 tys. oz Au.

Według nowych szacunków Bloomsbury Minerals Economics (BME) rynek miedzi rafinowanej zanotuje w 2006 r. deficyt na poziomie 235 tys. Mg. Poprzednie analizy mówiły o deficycie o wielkości 328 tys. Mg. W 2007 r. rynek ten ma zanotować nadwyżkę w wysokości 45 tys. Mg w porównaniu z szacowanym wcześniej deficytem na poziomie 130 tys. Mg.

NAKŁADY NA REALIZACJĘ PROJEKTU YOUGA Update raises Youga costs, Mining Journal, 3 November 2006, p. 10

ANVIL ZWIĘKSZA UDZIAŁY W MUTOSHI Anvil gets more Mutoshi, Mining Journal, 17 November 2006, p. 11

Anvil Mining Ltd podjęło decyzję o nabyciu dodatkowych 10 % udziałów w projekcie miedzi i kobaltu Mutoshi w rejonie Kolwezi w Demokratycznej Republice Kongo. Spółka ma obecnie 70 % udziałów w przedsięwzięciu. Nabycie dodatkowych aktywów odbędzie się poprzez przejęcie przez spółkę brakujących 12,5 % udziałów w Emiko sprl za kwotę 6,6 mln $ (Emiko ma 80 % udziałów w Mutoshi). PRZETARG NA NABYCIE RTB BOR Five-strong bid for RTB Bor, Mining Journal, 24 November 2006, p. 7

Według doniesień Agencji Prywatyzacyjnej Serbii pięć przedsiębiorstw złożyło oferty na nabycie producenta miedzi Rudarsko Topionicarski Basen Bor (RTB Bor) w Serbii. Przetarg dotyczy odkrywkowych i podziemnych kopalń wokół BOR, kopalni odkrywkowej i zakładu flotacyjnego w mieście Majdanpek oraz kompleksu hutniczego. Minimalna cena tych aktywów została ustalona na 266,7 mln $. Wśród firm, które złożyły oferty prywatyzacyjne, są: Basic Element Group of Russia, Cuprom SA of Romania i Dundee Precious Metals Inc. of Canada. KGHM Polska Miedź S.A. wycofał się z uczestnictwa w przetargu z powodu wysokich kosztów operacyjnych przedsięwzięcia.

Według zaktualizowanego studium wykonalności dla projektu złota Youga w Burkina Faso, w którym 90 % udziałów posiada Etruscan Resources Inc., nakłady na jego realizację wyniosą 44 mln $. Zgodnie z poprzednim studium, ukończonym w styczniu 2005 r., kwota ta miała wynieść 34 mln $. Zasoby przemysłowe projektu wynoszą obecnie 6,6 mln Mg rudy o średniej zawartości 2,7 g/Mg Au w porównaniu z 5,5 mln Mg rudy o średniej zawartości 2,9 g/Mg Au w poprzednim oszacowaniu. Z kolei operacyjne koszty produkcji wzrosły do 301 $/oz Au (w porównaniu z 255 $/oz Au). REALIZACJA PROJEKTU SARAMACCA Newmont Saramacca deal, Mining Journal, 10 November 2006, p. 6

Golden Star Resources Ltd podpisało z Newmont Mining Corp. porozumienie dotyczące wspólnej realizacji projektu złota Saramacca w Republice Surinamu. Newmont może nabyć 51 % udziałów w projekcie poprzez finansowanie prac eksploracyjnych w kwocie 6 mln $ w okresie 5 lat, a dalsze 19 % udziałów poprzez kontynuację finansowania do momentu podjęcia decyzji o budowie kopalni. Saramacca obejmuje obszar 743 km2 w regionie Brokolonko Range we wschodniej części kraju. AKTUALIZACJA ZASOBÓW POLYUS Polyus gold reserve update, Mining Journal, 10 November 2006, p. 6

ODROCZENIE SPRZEDAŻY ZŁOŻA MICHIQUILLAY Michiquillay postponed, Mining Journal, 24 November 2006, p. 8; Metal Bulle-

OJSC Polyus dokonało aktualizacji zasobów swoich kopalń złota i realizowanych projektów. Zasoby złota spółki w kategorii

111

zasobów pewnych i prawdopodobnych wynoszą obecnie 50,8 mln oz, czyli o 100 % więcej niż zakładano na początku 2006 r. Najbardziej zasobny w ten metal okazał się największy projekt eksploracyjny Polyus — złoże Natalka.

i srebra Zheng Guang w chińskiej prowincji Heilongjiang. Wydobycie i ługowanie rudy na hałdzie rozpocznie się w 2007 r., a do 2010 r. produkcja zakładu ma wynieść 100 tys. oz złota i 200 tys. oz srebra/r. Wstępne nakłady kapitałowe szacowane są na 27 mln $, a operacyjne koszty produkcji mają wynieść 225 $/oz Au.

STUDIUM WYKONALNOŚCI DLA PROJEKTU SAO VICENTE

URUCHOMIENIE KOPALNI NIXON FORK

Sao Vicente stand-alone, Mining Journal, 10 November 2006, p. 6

Nixon commissioning, Mining Journal, 17 November 2006, p. 9

Yamana Gold Inc. ukończyło studium wykonalności dla projektu złota Sao Vicente w brazylijskim Mato Grosso State. Opracowanie przewiduje odkrywkową eksploatację złoża w okresie ponad 5 lat i produkcję średnio 57 tys. oz złota/r. Odzysk kruszcu ma wynieść 88,4 %, a wstępne nakłady inwestycyjne są szacowane na 43,6 mln $.

St Andrew Goldfields Ltd dokonało uruchomienia kopalni złota Nixon Fork na Alasce. Wydajność zakładu ma wynieść 40 tys. oz złota/r., począwszy od 2007 r. (wraz z kruszcem odzyskiwanym z przeróbki odpadów). Spółka w 2006 r. przeznaczyła na uruchomienie kopalni 10 mln C$. AKTUALIZACJA ZASOBÓW ZŁOŻA CORANI

STRUKTURA WŁASNOŚCI PROJEKTU MOTO

Bear Creek updates Corani, Mining Journal, 17 November 2006, p. 11

Moto rationalises project ownership, Mining Journal, 10 November 2006, p. 7

Bear Creek Mining Corp. zakończyło kolejny etap wierceń na złożu rud srebra, ołowiu i cynku Corani w Peru. Wiercenia objęły złoża Corani Este i Minas Corani oraz obszar między nimi, a zawartość metali waha się od 32,4 do 79,6 g/Mg Ag, od 0,6 % do 1,9 % Pb i od 0,1 % do 0,8 % Zn. Zasoby zmierzone trzech złóż Corani wynoszą 17,4 mln Mg rudy o średniej zawartości 91,4 g/Mg Ag, 1,25 % Pb i 0,68 % Zn, wskazane 53,9 mln Mg rudy o średniej zawartości 79,2 g/Mg Ag, 1,15% Pb i 0,59% Zn, a wnioskowane 10,2 mln Mg rudy o średniej zawartości 71,0 g/Mg Ag, 0,84 % Pb i 0,34 % Zn.

Moto Goldmines Ltd (MGL) zawarło z parterami projektu złota Moto w Demokratycznej Republice Kongo, Okimo i Orgaman sprl, nowe porozumienie dotyczące struktury jego własności. Okimo będzie posiadaczem 30 % udziałów w przedsięwzięciu, MGL — 60 % udziałów, a Orgaman — pozostałych 10 % udziałów. Moto Goldmines zapłaci Okimo 5 mln $ w gotówce plus 350 tys. $ miesięcznie od momentu uruchomienia produkcji z projektu. POLYUS INWESTUJE W ROSJI Polyus takes control, Mining Journal, 10 November 2006, p. 10

WZROST ZASOBÓW PROJEKTU MOTO

OJSC Polyus Gold przejęło pełną kontrolę nad projektem złota Nezhdaninskoe w rosyjskiej Republice Jakucji poprzez nabycie od Interros Group pozostałych 50 % udziałów w przedsięwzięciu za kwotę 300 mln $. Według wstępnego studium wykonalności produkcja z projektu ma wynieść 450 tys. oz Au/r.

Moto raises estimate, Mining Journal, 17 November 2006, p. 12

SPADEK POPYTU NA ZŁOTO Demand for gold slides, Mining Journal, 17 November 2006, p. 5

Według World Gold Council (WGC) spadek konsumpcji wyrobów jubilerskich wpłynął na zmniejszenie w III kwartale 2006 r. światowego popytu na złoto do poziomu 816,9 Mg, czyli o 3 % niższego w porównaniu z analogicznym okresem 2005 r. W okresie styczeń÷wrzesień 2006 r. popyt na ten metal wyniósł 2445 Mg (spadek o 12 %), a jego produkcja zanotowała wielkość 824 Mg (spadek o 3 %). GOLDREA NABYWA UDZIAŁY W DAYE Goldrea buys Daye gold-mine stake, Mining Journal, 17 November 2006, p. 8

Goldrea Resources Corp. (GRC) nabyło 80 % udziałów w kopalni złota Daye w chińskiej prowincji Shandong. Operatorem kopalni jest China Rushan Daye. Zgodnie z warunkami zawartej umowy GRC zapłaci spółce 2,0 mln C$ w gotówce w okresie 5 lat, a łącznie za 100 % udziałów w zakładzie 14,3 mln C$ w okresie kolejnych 4 lat. Goldrea Resources planuje zwiększyć wydobycie kopalni z 1750 Mg do 2000 Mg rudy/dobę. URUCHOMIENIE KOPALNI TURMALINA Turmalina start-up, Mining Journal, 17 November 2006, p. 9

Jaguar Mining Inc. oddało do eksploatacji kopalnię złota Turmalina w brazylijskim Minas Gerais State. Projektowana wydajność zakładu wynosi 1200 Mg rudy/dobę i ma zostać osiągnięta w I kwartale 2007 r. Kopalnia ma produkować 60 tys. oz Au/r. ROZWÓJ PROJEKTU ZHENG GUANG Zheng Guang gets go-ahead, Mining Journal, 17 November 2006, p. 9

Leyshon Resources Ltd i Heilongjiang Bureau of Mineral Resources podjęły decyzję o rozpoczęciu realizacji projektu jv złota

112

Moto Gold Mines Ltd otrzymało kolejną aktualizację zasobów projektu złota Moto w Demokratycznej Republice Kongo, w którym posiada 60 % udziałów. Zasoby wskazane 8 z 14 złóż w obrębie projektu wynoszą 65,5 mln Mg rudy o średniej zawartości złota 2,9 g/Mg, a wnioskowane 97,2 mln Mg rudy o średniej zawartości złota 4,0 g/Mg. Zawartość złota w zasobach wskazanych projektu szacowana jest na 6,2 mln oz, czyli o 21 % wyższa niż w poprzedniej ewaluacji. ZWIĘKSZENIE ZASOBÓW KOPALNI DIABLITO Diablito resource climbs, Mining Journal, 24 November 2006, p. 5

Vane Minerals plc poprzez swoją spółkę zależną, Minerales Vane SA de CV, dokonało aktualizacji zasobów kopalni złota Diablito w Meksyku. Zasoby zmierzone i wskazane kopalni wynoszą 110 077 Mg rudy o średniej zawartości 7,2 g/Mg Au i 747,0 g/Mg Ag, a wnioskowane 31 200 Mg rudy o średniej zawartości 2,10 g/Mg Au i 461,7 g/Mg Ag. Dzięki zwiększeniu całkowitych zasobów Diablito o 52 % spółka planuje zwiększyć wydobycie zakładu z 50 do 75 Mg rudy/dobę. ZIELONE ŚWIATŁO DLA PROJEKTU MEADOWBANK Meadowbank approval, Mining Journal, 24 November 2006, p. 8

Kanadyjskie Ministerstwo Rozwoju podjęło decyzję o rozpoczęciu realizacji projektu złota Meadowbank (Nunavut Territory), należącego do Cumberland Resources Ltd. Produkcja z projektu ma wynieść 400 tys. oz złota/r. w pierwszych czterech latach od uruchomienia zakładu i średnio 330 tys. oz złota/r. w kolejnych ośmiu latach jego funkcjonowania. Nakłady inwestycyjne szacowane są na 235 mln $. ALIANS STRATEGICZNY GOLD FIELDS I SINO GOLD Chinese alliance for Gold Fields and Sino Gold, Mining Journal, 24 November 2006, p. 10

Gold Fields Ltd i Sino Gold Ltd podpisały porozumienie dotyczące zawarcia aliansu strategicznego celem wspólnej eksploracji złóż rud złota w Chinach. Zgodnie z warunkami porozumienia firmy utworzą nową spółkę jv, której działania skoncentrują się na

poszukiwaniu złóż spełniających kryterium zasobowe (zawartość złota w zasobach większa niż 5 mln oz) i produkcyjne (produkcja około 500 tys. oz złota/r.). STRAJK W KOPALNI ROSH PINAH Rosh Pinah strike, Mining Journal, 3 November 2006, p. 3; Metal Bulletin, 6 November 2006, p. 16

Zrzeszeni w związkach zawodowych pracownicy kopalni cynku i ołowiu Rosh Pinah w Namibii, będącej w posiadaniu Kumba Resources Ltd, rozpoczęli 30 października 2006 r. strajk. Powodem akcji protestacyjnej jest przedłużanie się rozmów w zarządem kopalni dotyczących podwyżek płac załogi. Strajkujący domagają się 12÷14 % wzrostu wynagrodzeń. W przypadku kontynuacji strajku spółka planuje rozpocząć import koncentratu cynku celem zapewnienia wsadu do huty Zincor w Johannesburgu. LUNDIN NABYWA UDZIAŁY W PROJEKCIE OZERNOYE Ozernoye deal closed, Mining Journal, 24 November 2006, p. 8

POTENCJAŁ ZŁOŻA SANTA RITA Mirabela confirms Santa Rita potential, Mining Journal, 3 November 2006, p. 7

Mirabela Nickel Ltd dokonało aktualizacji zasobów siarczkowego złoża rud niklu Santa Rita w brazylijskim Bahia State. Całkowite zasoby złoża szacowane są na 70,4 mln Mg rudy o średniej zawartości 0,61 % Ni i 0,14 % Cu, dzięki czemu Santa Rita jest największym siarczkowym złożem rud niklu, odkrytym w ostatnich 10 latach i największym źródłem tego metalu w Ameryce Południowej. Opracowywane studium wykonalności dla projektu przewiduje odzysk niklu na poziomie 68÷70 % i produkcję ok. 17 tys. Mg Ni/r. Nakłady inwestycyjne szacowane są na 180 mln $. ZASOBY FINN NICKEL Finnish Nickel estimate, Mining Journal, 3 November 2006, p. 7

Belvedere Resources Ltd, właściciel 45 % udziałów w Finn Nickel Ltd, otrzymał oszacowanie zasobów ośmiu siarczkowych projektów niklu w Finlandii, będących w posiadaniu spółki. Finn Nickel posiada m.in. projekt Särkiniemi (zasoby wskazane: 116 tys. Mg rudy o średniej zawartości 1,17 % Ni i 0,53 % Cu), Sahakoski (zasoby wnioskowane: 1,6 mln Mg rudy o średniej zawartości 0,65 % Ni i 0,19 % Cu) oraz Hautalampi (zasoby wskazane: 1,2 mln Mg rudy o średniej zawartości 0,48 % Ni i 0,49 % Cu).

Lundin Mining Corp. zakończyło proces nabycia od IFC Metropol 49 % udziałów w projekcie cynku i ołowiu Ozernoye (Ozernoe) w Republice Buriatii (Rosja). Kwota transakcji wyniosła 125 mln $. Według wstępnego studium wykonalności dla projektu nakłady inwestycyjne wyniosą 400 mln $, z czego do pokrycia 60 % zobowiązany jest Lundin.

SPADEK PRODUKCJI ERAMET

PLANOWANY DEBIUT GIEŁDOWY SHALKIYAZINC

New Caledonian strike starts to bite, Mining Journal, 10 November 2006, p. 3; Metal Bulletin, 20 November 2006, p. 18

ShalkiyaZinc in London IPO, Mining Journal, 24 November 2006, p. 13

ShalkiyaZinc NV, jeden z największych producentów cynku i ołowiu w Kazachstanie, planuje dokonać wstępnej emisji swoich akcji (IPO) na londyńskiej giełdzie LME. Spółka jest operatorem podziemnej kopalni Shalkiya (środkowy Kazachstan), której zasoby, według klasyfikacji rosyjskiej wynoszą 129,3 mln Mg rudy o średniej zawartości 4,3 % Zn i 1,3 % Pb. Wydajność zakładu wynosi 1 mln Mg rudy/r., ale do 2010 r. ma zostać zwiększona do 3 mln Mg rudy/r. Z kolei wydajność zakładu przerabiającego rudę z kopalni, Kentau, ma wzrosnąć z obecnych 0,5 mln Mg rudy do 1,5 mln Mg rudy/r. do 2008 r.

Eramet SA ogłosiło zmniejszenie o 1/3 produkcji huty niklu w Nowej Kaledonii, której operatorem jest Société Le Nickel (SLN) i której 60 % udziałów należy do spółki. Produkcja zakładu w 2006 r. ma być niższa od planowanej o 20 tys. Mg niklu. Przyczyną spadku produkcji jest generalny strajk pracowników rejonu French Overseas Territory, który wpłynął na przerwanie dostaw surowców do huty z kopalń SLN. Strajkujący domagają się przerwania zatrudniania obcokrajowców przy laterytowym projekcie niklu Goro, należącym do Inco Ltd. ROZPOCZĘCIE REALIZACJI PROJEKTU RAMU Ramu foundation stone laid, Mining Journal, 10 November 2006, p. 7

CHIHONG URUCHAMIA ZAKŁAD PRZERÓBCZY Metal Bulletin, 6 November 2006, p. 16

Yunnan Chihong Zinc & Germanium Co. oddało do eksploatacji zakład przeróbczy cynku o wydajności 60 tys. Mg Zn/r. w Quijing w chińskiej prowincji Yunnan. Spółka w okresie styczeń÷wrzesień 2006 r. wyprodukowała 127 271 Mg cynku, 39 695 Mg ołowiu i 39 Mg srebra. Zysk netto Chihong wyniósł w tym okresie 617 mln juanów (78 mln $). POROZUMIENIE O PARTNERSTWIE W PROJEKCIE AMBATOVY Dynatec secures partners for Ambatovy development, Mining Journal, 3 November 2006, p. 1; Metal Bulletin, 6 November 2006, p. 22

Dynatec Corp. i Sumitomo Corp. podpisały z konsorcjum firm koreańskich (Korean Ambatovy Consortium) oraz SNC Lavalin porozumienie o partnerstwie w laterytowym projekcie niklu i kobaltu Ambatovy na Madagaskarze. Zgodnie z warunkami porozumienia Dynatec będzie zarządzało realizacją przedsięwzięcia i pozostanie właścicielem 40 % jego udziałów. Korea Resources Corp. (Korec), nadrzędna spółka konsorcjum, oraz Sumitomo Corp. będą posiadać po 27,5 % udziałów w Ambatovy, a pozostałe 5 % udziałów znajdzie się w rękach SNC Lavalin. Dynatec uzyska od partnerów 852 mln $ wsparcia finansowego, a całkowite nakłady na realizację inwestycji szacowane są na 2,5 mld $. Produkcja z projektu ma zostać uruchomiona w IV kwartale 2009 r. i wyniesie 60 tys. Mg niklu jakości I (LME), 5600 Mg kobaltu i ok. 190 tys. Mg siarczanu amonu rocznie w pierwszych 10 latach funkcjonowania zakładu.

Highland Pacific Ltd dokonało wmurowania kamienia węgielnego w ramach ceremonii rozpoczęcia realizacji laterytowego projektu niklu i kobaltu Ramu w Papui Nowej Gwinei. Właściwe prace budowlane na projekcie rozpoczną się w kwietniu 2007 r., a nakłady inwestycyjne mają wynieść 800 mln $. Produkcja Ramu wyniesie około 32 tys. Mg niklu i 3200 Mg kobaltu/r. w 20-letnim okresie funkcjonowania zakładu, począwszy od połowy 2009 r. WESTERN MINING URUCHAMIA KOPALNIĘ W CHINACH Chinese nickel plan, Mining Journal, 17 November 2006, p. 9

Prywatny producent cynku i ołowiu, Western Mining Co. Ltd, planuje uruchomić nową kopalnię niklu w chińskiej prowincji Shaanxi. Partnerem projektu jv Jianchaling ma być Jinchuan Group Ltd, a koszty przedsięwzięcia szacowane są na 38 mln $. Spółka przygotowuje się również do wejścia w 2007 r. na giełdę w Hong Kongu. NORILSK NABYWA AKTYWA OMG Norilsk to buy OMG’s nickel assets, Mining Journal, 24 November 2006, p. 1; Metal Bulletin, 27 November 2006, p. 17

MMC Norilsk Nickel podpisało z OM Group Inc. (OMG), największym światowym producentem kobaltu, porozumienie dotyczące nabycia wszystkich aktywów niklu spółki za kwotę 408 mln $ w gotówce. Są nimi: rafineria niklu Harjavalta w Finlandii, kopalnia i zakład ługowania Cawse w Zachodniej Australii, 20 % udziałów w MPI Nickel Pty Ltd, operatorze kopalń Black Swan, Silver Swan i Honeymoon Well w Zachodniej Australii oraz

113

11,1 % udziałów w projekcie biologicznego ługowania rudy na hałdzie Talvivaaran Kaivososakeyhtiö w Finlandii. Transakcja pozwoli Norilsk na zwiększenie produkcji niklu o 15 % i uzyskanie dostępu do technologii OMG, dotyczących przerobu laterytowych rud tego metalu. STUDIUM MOŻLIWOŚCI DLA PROJEKTU MINAGO Minago scoping study for Nuinsco, Mining Journal, 24 November 2006, p. 8

Nuinsco Resources Ltd otrzymało studium możliwości dla siarczkowego projektu niklu Minago w Thompson Nickel Belt w Manitoba. Opracowanie przewiduje eksploatację 10 tys. Mg rudy/dobę i pro-

dukcję łącznie 142 500 Mg niklu, 6800 Mg miedzi, 1800 Mg kobaltu, 9 tys. oz rodu, 149 tys. oz palladu, 102 tys. oz srebra, 62 tys. oz platyny i 5900 oz złota w 16-letnim okresie funkcjonowania zakładu. LIONORE SPRZEDAJE AKTYWA NIKLU Metal Bulletin, 27 November 2006, p. 18

LionOre Mining dokonało sprzedaży Kagara Zinc, australijskich aktywów eksploracyjnych niklu, za kwotę 25 mln A$. Przedmiotem transakcji był eksploracyjny projekt zagospodarowania złoża rud tego metalu w regionie Forrestania w Zachodniej Australii.

INFORMACJE GIEŁDOWE WSTĘPNA OFERTA PUBLICZNA AKCJI BALKANS GOLD Balkans Gold IPO, Mining Journal, 3 November 2006, p. 13

Balkans Gold Ltd zadebiutowało na giełdzie australijskiej wstępną ofertą publiczną akcji (IPO). Spółka dokonała emisji akcji o łącznej wartości 5 mln A$ (0,20 A$/akcję). Balkans Gold realizuje trzy projekty złota w Bułgarii: Ogosta, Breznik oraz Rakitovo. Dochód z emisji akcji zostanie przeznaczony na krajowe prace eksploracyjne i przystąpienie do przedsięwzięcia, które uzyska akceptację największego udziałowca spółki, Euromax Resources Ltd.

z obecnych 1,6 mln oz do 1,9 mln oz w 2007 r., a do 2,8 mln oz w 2009 r. DEBIUT HOCHSCHILD NA LME Hochschild UK debut, Mining Journal, 10 November 2006, p. 1

Hochschild Mining plc zadebiutowało na londyńskiej giełdzie LME po przeprowadzeniu wstępnej emisji publicznej 77,3 mln akcji po cenie 3,50 ₤/każdą. Wyemitowane udziały stanowią 25 % kapitału akcyjnego spółki, a dochód z emisji wyniósł 270 mln ₤. Hochschild jest producentem srebra i złota w Peru oraz właścicielem kilku projektów eksploracyjnych w Ameryce Łacińskiej.

BARRICK GOLD ZWIĘKSZA UDZIAŁY W HIGHLAND GOLD

POŁĄCZENIE CELTIC I EUREKA

Barrick raises stake to give Highland more control, Mining Journal, 3 November 2006, p. 15

Celtic offers Eureka a return to the fold, Mining Journal, 10 November 2006, p. 10

Barrick Gold Corp. podjęło decyzję o zwiększeniu swoich udziałów w Highland Gold Corp. z 20 do 34 %, dzięki czemu uzyska pełną kontrolę nad projektem jv złota (50:50) Taseevskoye w Rosji oraz nabędzie prawa do czterech nowych projektów tego metalu w Rosji i Kirgistanie. W zamian za udziały w tych przedsięwzięciach, Highland Gold przekaże Barrick Gold 34,5 mln akcji za łączną kwotę 50 mln $. Zasoby geologiczne projektu Taseevskoye szacowane są na 49,6 mln Mg rudy o średniej zawartości złota 3,17 g/Mg.

Trzy lata od wydzielenia z Celtic Resources Holdings plc odrębnej spółki zajmującej się eksploracją i eksploatacją złota oraz metali szlachetnych w Kazachstanie, Eureka Mining plc, zarząd Celtic podjął decyzję o ponownym wcieleniu firmy do swojej struktury. Celtic zaproponował udziałowcom Eureka 5 swoich akcji za każde 16 akcji spółki. Wynikiem działań obu firm ma być sfinansowanie studium wykonalności oraz rozwój projektu miedzi i złota Chelyabinsk w Rosji.

FINANSOWANIE ROZBUDOWY KOPALNI MASARA

Bendigo funds, Mining Journal, 10 November 2006, p. 11

Crew fundings, Mining Journal, 3 November 2006, p. 15

Bendigo Mining Ltd uzyskało dochód w kwocie około 50 mln A$ w wyniku emisji 62,3 mln akcji po cenie 0,80 A$/każdą. Środki te zostaną przeznaczone na sfinansowanie rozwoju projektu Bendigo w Południowej Australii, którego zasoby złota w kategorii zasobów wnioskowanych szacowane są na 11 mln oz.

EMISJA AKCJI BENDIGO

Crew Gold Corp. wynegocjowało z ABG Sundal Collier and Pareto prywatną emisję 50 mln akcji po cenie 13,30 NK/każdą. Dochód z emisji w kwocie 665 mln NK (103 mln $) zostanie przeznaczony na sfinansowanie rozbudowy kopalni złota Masara na Filipinach oraz prac eksploracyjnych na obszarze Grenlandii i Republiki Gwinei. Spółka podjęła również decyzję o wstępnej ofercie publicznej akcji swojej spółki zależnej, Crew Minerals S.A., na giełdzie w Oslo. Celem emisji jest uzyskanie dochodu w kwocie 50÷60 mln $. KINROSS NABYWA BEMA GOLD Kinross agrees to acquire Bema Gold, Mining Journal, 10 November 2006, p. 1

Kinross Gold Corp. podjęło decyzję o nabyciu Bema Gold Corp. w wyniku przejęcia wszystkich akcji spółki. Propozycja Kinross dotyczy 0,441 akcji firmy za każdą akcję Bema Gold, a wartość transakcji ma wynieść 3,2 mld C$. Kluczowym aktywem Bema Gold jest 75 % udziałów w projekcie Kupol na Czukotce w Rosji. Produkcja z projektu ma zostać uruchomiona w połowie 2008 r. i wyniesie planowo 550 tys. oz złota oraz 5,9 mln oz srebra rocznie w 6,5-letnim okresie funkcjonowania zakładu. Przejęcie spółki pozwoli Kinross na zwiększenie produkcji złota

114

FINANSOWANIE PROJEKTU KAMOTO Kamoto funds, Mining Journal, 17 November 2006, p. 14

Katanga Mining Ltd wynegocjowało z konsorcjum ubezpieczycieli prowadzonym przez GMP Securities emisję 100 tys. jednostek po cenie 1 tys. C$/każdą. Na jedną jednostkę składa się nota o terminie ważności do 2013 r. (14 %) i 40 gwarancji na zakup akcji spółki po cenie 8,50 C$/akcję w okresie 5 lat. Dochód z emisji jednostek zostanie przeznaczony na uruchomienie kopalni miedzi i kobaltu Kamoto w Demokratycznej Republice Kongo (I etap projektu). GOLDCORP SPRZEDAJE UDZIAŁY SILVER WHEATON Goldcorp reduces Silver Wheaton stake, Mining Journal, 17 November 2006, p. 15

Goldcorp Inc. podjęło decyzję o sprzedaży 14 % udziałów w Silver Wheaton Corp. za kwotę 229 mln C$, zmniejszając tym

samym posiadane udziały spółki do 43 %. Sprzedaż 18 mln akcji Silver Wheaton po cenie 12,70 C$/każdą została powierzona konsorcjum ubezpieczycieli prowadzonemu przez GMP Securities. FUZJA FREEPORT I PHELPS DODGE Freeport-Phelps to form copper giant, Mining Journal, 24 November 2006, p. 1; Metal Bulletin, 27 November 2006, p. 14

Zarządy Freeport-McMoRan Copper & Gold Inc. i Phelps Dodge Corp. podjęły decyzję o fuzji obu spółek i utworzeniu największego

przedsiębiorstwa miedziowego w Stanach Zjednoczonych, o kapitalizacji rynkowej szacowanej na 30 mld $. Freeport zaoferowało udziałowcom Phelps Dodge 88,00 $ w gotówce plus 0,67 swojej akcji zwykłej za każdą akcję spółki (126,46 $/akcję). Całkowite zasoby przemysłowe połączonych przedsiębiorstw wynoszą 75 000 mln lb miedzi, 41 mln oz złota oraz 1 900 mln lb molibdenu. Produkcja obu firm wyniesie około 3 700 mln lb Cu, 1,8 mln oz Au i 69 mln lb Mo/r., a zysk EBITDA spółek w 2006 r. szacowany jest na 7,9 mld $.

WYNIKI FINANSOWE WYNIKI FINANSOWE POŁUDNIOWO-AFRYKAŃSKICH PRODUCENTÓW ZŁOTA Rand weakness helps SA gold producers, Mining Journal, 3 November 2006, p. 11

Zysk netto AngloGold Ashanti Ltd wyniósł w III kwartale 2006 r. 268 mln $ w porównaniu ze stratą netto w wysokości 54 mln $ w poprzednim kwartale. Dochód ze sprzedaży produktów spółki wyniósł w tym okresie 763 mln $ (wzrost o 15 %), a koszty operacyjne wzrosły o 2 % do poziomu 311 $/oz Au. W IV kwartale 2006 r. AngloGold planuje wyprodukować ok. 1,48 mln oz złota, przy średnich kosztach operacyjnych 308 $/oz Au. Z kolei Harmony Gold Mining Co. Ltd dzięki osłabieniu randa i wzrostowi produkcji w III kwartale 2006 r. zanotowało zysk netto na poziomie 37 mln $ w porównaniu ze stratą 6 mln $ w poprzednim kwartale. Produkcja złota przez spółkę wzrosła o 13 % i wyniosła 626 036 oz, a koszty operacyjne spadły o 6 % do wielkości 425 $/oz Au. Natomiast na skutek zwiększenia kosztów operacyjnych z 231 $/oz do 265 $/oz Au, zysk netto Randgold Resources Ltd wyniósł w tym okresie 12,3 mln $ (spadek o 11 % w porównaniu z II kwartałem 2006 r.) i z tej samej przyczyny (wzrost kosztów operacyjnych o 14 % do poziomu 526 $/oz Au) DRDGold Ltd zanotowało stratę netto na poziomie 66 mln R w porównaniu z zyskiem netto rzędu 135 mln R w II kwartale 2006 r.

Znaczący wzrost ceny złota i zwiększenie produkcji w kopalniach Lagunas Norte w Peru, Veladero w Argentynie i Cowal w Australii pozwoliły Barrick Gold Corp. uzyskać w III kwartale 2006 r. zysk netto w kwocie 405 mln $, czyli o 250 % większy niż w analogicznym okresie 2005 r. Dochód ze sprzedaży produktów spółki wzrósł w tym okresie o 1,00 mld $ do poziomu 1,63 mld $. WZROST ZYSKU CVRD More records for CVRD, Mining Journal, 10 November 2006, p. 13

Dzięki wzrostowi cen metali i zwiększeniu wolumenu sprzedaży produktów, Cia Vale do Rio Doce (CVRD) uzyskało w III kwartale 2006 r. rekordowy zysk netto. Wyniósł on 1,90 mld $ i był o 45% większy niż w analogicznym okresie 2005 r. i o 1,4 % większy niż w II kwartale 2006 r. REKORDOWY ZYSK LIONORE MINING LionOre’s profits leap, Mining Journal, 10 November 2006, p. 13

LionOre Mining International Ltd. dzięki wzrostowi cen niklu i rekordowej sprzedaży, uzyskało w III kwartale 2006 r. prawie 19-krotny wzrost zysku netto w porównaniu z analogicznym okresem 2005 r. Zysk ten wyniósł 148 mln $ (7,9 mln $ w III kwartale 2005 r.), a dochód ze sprzedaży produktów spółki zanotował poziom 227 mln $.

WZROST ZYSKÓW NEWMONT I AGNICO Asset sales boost Newmont, Agnico, Mining Journal, 3 November 2006, p. 13

WYNIKI FINANSOWE EUROPEAN GOLDFIELDS

Dzięki sprzedaży aktywów (projektu piasków roponośnych Alberta w Kanadzie i projektu złota Martabe w Indonezji), zysk netto Newmont Mining Corp. osiągnął w III kwartale 2006 r. poziom 198 mln $, jednak sprzedaż złota przez spółkę była o 20 % niższa niż w poprzednim kwartale i wyniosła 1,70 mln oz. Z kolei wzrost ceny tego kruszcu i sprzedaż udziałów w Contact Diamonds Corp. wpłynęły na osiągnięcie przez Agnico-Eagle Mines Ltd w III kwartale 2006 r. zysku netto w kwocie 45 mln $, czyli 22-krotnie wyższej niż w analogicznym okresie 2005 r. Sprzedaż złota przez spółkę wyniosła w tym okresie 57 326 oz (spadek o 11 %).

Maiden net profit for European Goldfields, Mining Journal, 17 November 2006, p. 13

ZWIĘKSZENIE ZYSKU TECK COMINCO Higher prices rescue Teck, Mining Journal, 3 November 2006, p. 15

Pomimo znaczącego spadku produkcji kopalni cynku i ołowiu Red Dog na Alasce, Teck Cominco Ltd dzięki wysokim cenom metali zanotowało w III kwartale 2006 r. zysk netto o wielkości 504 mln C$, co stanowi 24 % wzrost w porównaniu z analogicznym okresem 2005 r. Zysk z działalności operacyjnej wzrósł w tym okresie o 59 % i wyniósł 876 mln C$. Spółka sprzedała 137 tys. Mg cynku (w porównaniu z 221 tys. Mg w III kwartale 2005 r.), 69 tys. Mg miedzi (60 tys. Mg), 54 tys. Mg ołowiu (59 tys. Mg), 1,7 mln lb molibdenu (2,4 mln lb), 73 tys. oz złota (63 tys. oz) oraz 2,4 mln Mg węgla (2,5 mln Mg). WYNIKI FINANSOWE BARRICK GOLD Barrick enjoys profit boost on new mines, strong output, Mining Journal, 10 November 2006, p. 11

European Goldfields Ltd (EGL) uzyskało w III kwartale 2006 r. zysk netto w kwocie 1,5 mln $. Uzyskanie tego wyniku było możliwe głównie dzięki wysokiej produkcji podziemnej kopalni cynku, ołowiu i srebra Stratoni w Grecji. Zakład wytworzył w tym okresie koncentrat cynku o zawartości 4702 Mg Zn oraz koncentrat ołowiu o zawartości 2418 Mg Pb i 189 348 oz Ag. REKORDOWY ZYSK FIRST QUANTUM First Quantum soars on prices, Mining Journal, 17 November 2006, p. 18; Metal Bulletin, 20 November 2006, p. 14

Dzięki wysokim cenom metali i wzrostowi wolumenu sprzedaży produktów, zysk netto First Quantum Minerals Ltd wyniósł w III kwartale 2006 r. 139,2 mln $ i był o 253 % wyższy niż w analogicznym okresie 2005 r. Sprzedaż miedzi przez spółkę wyniosła 46 227 Mg (wzrost o 16 %), w tym 33 171 Mg miedzi katodowej i 13 056 Mg Cu w koncentracie. VEDANTA ZWIĘKSZA ZYSKI Vedanta quadruples profits, Mining Journal, 24 November 2006, p. 15

Vedanta Resources plc łącznie w II i III kwartale 2006 r. uzyskało czterokrotny wzrost zysku netto w porównaniu z analogicznym okresem 2005 r. — wyniósł on 447,6 mln $. Zysk EBITDA zanotował w tym okresie wielkość 1,3 mld $ (wzrost o 284 %), a dochód ze sprzedaży produktów spółki 3,00 mld $ (1,38 mld $ w II i III kwartale 2005 r.).

115

CENY METALI Średnie miesięczne ceny metali

SYTUACJA NA RYNKU ZŁOTA Gold forecast to move into surplus, Mining Journal, 3 November 2006, p. 3

W pierwszym tygodniu listopada 2006 r. cena złota przekroczyła 600 $/oz i 2 listopada wyniosła 623,80 $/oz. W ostatnich tygodniach cena tego kruszcu podążała za ceną ropy naftowej i kształtowała się na poziomie 560÷600 $/oz. Według Virtual Metals Research w 2006 r. podaż złota wyniesie 3958 Mg, a popyt na ten metal 3894 Mg, co da nadwyżkę o wielkości 64 Mg. Z kolei prognozy na 2007 r. mówią o podaży wynoszącej 3799 Mg i popycie rzędu 3580 Mg, co skutkuje nadwyżką 219 Mg. W 2005 r. rynek złota zanotował deficyt o wielkości 379 Mg. PROGNOZY CEN MIEDZI Cochilco ups forecast, Mining Journal, 3 November 2006, p. 5; Metal Bulletin, 6 November 2006, p. 14; Metal Bulletin, 20 November 2006, p. 15

Według Chilijskiej Komisji ds. Miedzi, Cochilco, średnia cena miedzi w 2006 r. wyniesie 3,10 $/lb i będzie o 0,10 $/lb wyższa niż zakładano wcześniej. Z kolei w 2007 r. średnia cena tego metalu ma wynieść 2,80 $/lb. Według prognoz Chile wyprodukuje w 2006 r. 5,39 mln Mg Cu w porównaniu z 5,45 mln Mg w poprzednich szacunkach (z powodu miesięcznego strajku w kopalni Escondida). Z kolei w 2007 r. krajowa produkcja tego metalu ma wynieść 5,7 mln Mg (wzrost o 5,6 %). Wielkość popytu na miedź w 2006 r. szacowana jest na 17,4 mln Mg, w 2007 r. na 18,33 mln Mg, a w 2008 r. na 19,07 mln Mg. REKORDOWA CENA CYNKU Zinc hits fresh record, Mining Journal, 10 November 2006, p. 3

Trzymiesięczna cena cynku na LME zanotowała dnia 8 listopada 2006 r. rekordową wielkość wynoszącą 4535 $/Mg. Główną przyczyną wzrostu ceny był najniższy od marca 1991 r. poziom zapasów tego metalu. Wyniósł on 96 800 Mg. Według prognoz analityków cena cynku może jeszcze wzrosnąć.

Styczeń÷Listopad 2006 r.

Metal

cena najniższa

Listopad 2006 r.

cena najwyższa

cena średnia

Miedź Grade A ($/Mg) transakcje natychmiastowe

4536,50

8785,50

7028,03

transakcje trzymiesięczne-sprzedaż

4397,00

8590,00

7055,89

transakcje natychmiastowe

914,25

1764,50

1624,15

transakcje trzymiesięczne-sprzedaż

940,00

1745,00

1605,64

Ołów ($/Mg)

Cynk ($/Mg) transakcje natychmiastowe

1911,75

4619,25

4381,27

transakcje trzymiesięczne-sprzedaż

1919,00

4514,50

4317,00

Nikiel ($/Mg) transakcje natychmiastowe

13502,50

34725,00

32099,77

transakcje trzymiesięczne-sprzedaż

13650,00

33755,00

31362,95

Kobalt ($/lb)

Cena najniższa listopad 2006

Cena najwyższa listopad 2006

min. 99,8%

17,467

18,711

min. 99,3%

16,394

17,494

Złoto ($/oz)

WZROST CENY NIKLU

poranna

626,82500

Nickel hits high, Mining Journal, 24 November 2006, p. 5

popołudniowa

627,82727

Na skutek niskich zapasów giełdowych niklu i transakcji spekulacyjnych, 23 listopada 2006 r. trzymiesięczna cena tego metalu zanotowała na LME wielkość 32 750 $/Mg, o 4,5 % wyższą niż dzień wcześniej. Trzymiesięczna cena miedzi wyniosła tego dnia 6980 $/Mg, a cena cynku 4450 $/Mg.

ZAPASY MIEDZI

116

Srebro (c/oz) spot

1293,11364

November Averages, Metal Bulletin, 11 December 2006, No. 8974, p. 34

ZAPASY CYNKU

ZAPASY OŁOWIU

ZAPASY NIKLU

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.

117

Wspomnienie pośmiertne

W dniu 3 stycznia 2007 roku zmarł

ŚP. Prof. zw. dr hab. inż. Jan Adamczyk Honorowy Profesor Politechniki Śląskiej

Odszedł nagle, we śnie, w pełni sił twórczych, pełen licznych planów i zamiarów na przyszłość. Pomimo osiągnięcia z dniem 30 września 2006 roku uprawnień emerytalnych, nadal od 1 października 2006 roku pracował jako pełnoetatowy profesor zwyczajny w Instytucie Materiałów Inżynierskich i Biomedycznych Wydziału Mechanicznego Technologicznego Politechniki Śląskiej w Gliwicach. Odszedł od nas Człowiek Niezwykły i Wielkiego Serca, Życzliwy i Prawy, niedościgły Wzór Naukowca, Wybitny i niezwykle utalentowany Uczony, zasłużony Nauczyciel Akademicki, Mistrz i Wychowawca wielu pokoleń studentów, doktorantów, habilitantów i profesorów, jeden z Największych Polskich Metaloznawców, znany na całym Świecie Lider Śląskiej Szkoły Metaloznawczej, przez 35 lat kontynuujący dzieło jej kreatora i swojego Mistrza Profesora Fryderyka Stauba Doktora Honoris Causa Politechniki Śląskiej, pod okiem którego stawiał pierwsze kroki w Nauce. Był wybitnym Autorytetem naukowym, niezwykle pracowitym, pryncypialnym, dociekliwym, który bez reszty ukochał Naukę, dysponując niezwykle szeroką wiedzą i stale poszukując prawdy. Był wielkim Przyjacielem studentów i pracowników naukowych, a przy tym skromnym i wrażliwym na ludzkie sprawy Człowiekiem. Urodził się 20 grudnia 1935 roku w Zarzeczu k. Żywca. Ukończył Technikum Mechaniczne w Bielsku-Białej, by następnie podjąć studia wyższe na Wydziale Mechanicznym Politechniki Śląskiej w Gliwicach, które ukończył w 1958 roku w specjalności Metaloznawstwo i Obróbka Cieplna, od razu podejmując pracę zawodową, początkowo jako technolog, a po paru miesiącach jako asystent w Katedrze Metaloznawstwa Profesora Fryderyka Stauba, przekształconej następnie kolejno w Katedrę, a później Instytut Metaloznawstwa i Spawalnictwa, Instytut Metaloznawstwa, a w końcu przed niemal 10 laty w Instytut Materiałów Inżynierskich i Biomedycznych, w którym pracował do ostatnich chwil życia. W roku 1964 wykonał i obronił pracę doktorską dotyczącą proce-

118

sów wydzieleniowych oraz przemiany spinodalnej w stali austenityczno-ferrytycznej Cr-Ni-Mo-Ti typu duplex odpornej na korozję. Jako najmłodszy w historii Wydziału Mechanicznego Technologicznego, w wieku niespełna 33 lat, obronił w roku 1968 rozprawę habilitacyjną, dotyczącą procesów wydzielania i ich wpływu na własności stali austenitycznej żarowytrzymałej Cr-Ni-W-Ti, by w tym samym roku objąć stanowisko docenta. Zatem najdłużej w historii, bo przez 38 lat, zasiadał w Radzie Wydziału Mechanicznego Technologicznego jako pełnoetatowy samodzielny pracownik naukowy. W roku 1975 uzyskał tytuł naukowy profesora nadzwyczajnego, a w roku 1991 został mianowany przez Ministra na stanowisko profesora zwyczajnego, by w 70. roku życia uzyskać tytuł Honorowego Profesora Politechniki Śląskiej. Odbył kilka staży naukowych, w tym przez 7 miesięcy w Instytucie Naukowo-Badawczym Metalurgii Żelaza CNIICZERMET w Moskwie, przez 1-2 miesięcy w Hucie Aluminium na Węgrzech, na Wydziale Reaktorów Jądrowych Huty „Škoda” w Czechach, w Zakładach Rowerowych w Czechowicach-Dziedzicach oraz w Bielskiej Fabryce Maszyn Włókienniczych „Befama” w Bielsku-Białej. Pełnił liczne odpowiedzialne funkcje w Politechnice Śląskiej, w tym Dyrektora Instytutu Metaloznawstwa w latach 1992÷1997, Zastępcy Dyrektora Instytutu Materiałów Inżynierskich i Biomedycznych w latach 1997÷2006, Zastępcy Dyrektora Instytutu Metaloznawstwa w latach 1975÷1992, Prodziekana Wydziału Mechanicznego Technologicznego przez 2 lata, Kierownika Zespołu w latach 1972÷1975 oraz Kierownika Zakładu w latach 1975÷2006, w tym przez ostatnich 9 lat — Inżynierii Materiałów Konstrukcyjnych i Specjalnych. Bardzo aktywnie uczestniczył w życiu naukowym i w działalności licznych organizacji i instytucji naukowych. W latach 1970÷1985 był Przewodniczącym Krajowej Komisji Ekspertów ds. Wyrobów Hutniczych, przez 5 lat był wiceprzewodniczącym Kolegium Redakcyjnego Periodyku Naukowego PAN „Archiwum

Nauki o Materiałach”, a przez 5 kolejnych lat był Redaktorem Działu „Mechanika” Wydawnictw Naukowych Politechniki Śląskiej. W ostatnich latach był członkiem Editorial Board anglojęzycznego światowego „Journal of Achievements in Materials and Manufacturing Engineering”. Z wyboru był członkiem World Academy of Materials and Manufacturing Engineering, od roku 1992 członkiem zagranicznym Ukraińskiej Akademii Nauk Inżynieryjnych, przez 8 lat członkiem Komitetu Nauki o Materiałach Polskiej Akademii Nauk, a w ciągu ostatniego 35-lecia wielokrotnie był wybierany do licznych Sekcji Naukowych Komitetów Hutnictwa, Nauki o Materiałach, Budowy Maszyn oraz Metalurgii Polskiej Akademii Nauk, a także był przez kilkanaście lat kolejno członkiem Komisji Hutnictwa oraz Nauki o Materiałach i Inżynierii Materiałowej Oddziału Polskiej Akademii Nauk w Katowicach. Był członkiem założycielem kilku towarzystw naukowych, w których przez wiele kadencji pełnił z wyboru środowiska różne odpowiedzialne funkcje, zarówno w Zarządach jak i Komisjach Rewizyjnych, w tym Polskiego Towarzystwa Metaloznawczego, Polskiego Towarzystwa Materiałoznawczego oraz Association of Computational Materials Science and Surface Engineering. Kilkudziesięciokrotnie był powoływany w skład Komitetów Organizacyjnych i Programowych Ogólnopolskich i Międzynarodowych Konferencji Naukowych, w tym także seryjnych oraz za granicą, m.in. Mikroskopii Elektronowej Ciała Stałego, Metaloznawczych nt. „Advances in Materials and Technologies”, „Advances in Materials and Processing Technologies”, „Achievements of Mechanical and Materials Engineering”, „Contemporary Achievements in Mechanics, Manufacturing and Materials Science”, „Achievements in Materials, Mechanical and Manufacturing Engineering”, „Stale szybkotnące” i innych. Prowadził również wieloletnie seminaria monotematyczne, a przez kilka ostatnich lat regularnie seminaria naukowe dla doktorantów. Zgromadził ogromny i imponujący dorobek naukowy, utrwalony w około 250 artykułach w czasopismach naukowych, w tym w wielu o światowym obiegu z tzw. „listy filadelfijskiej”, oraz w materiałach wielu liczących się krajowych i zagranicznych Konferencji Naukowych, a także w ok. 30 patentach i wzorach użytkowych, najczęściej wdrożonych w praktyce przemysłowej. Główne kierunki badań objęte tymi publikacjami, oprócz zagadnień rozstrzygniętych w pracach doktorskiej i habilitacyjnej, dotyczyły: ⎯ opracowania oszczędnościowych austenitycznych stali odpornych na korozję Cr-Mn-V-N i Cr-Mn-Ni-V-N utwardzanych wydzieleniowo, o dobrej odkształcalności i odporności na pękanie, ⎯ opracowania stopów elinwar Fe-Ni-Cr-Ti-Al utwardzanych wydzieleniowo, o zerowej rozszerzalności cieplnej i o własnościach sprężystych stabilnych do 400 °C oraz materiałów bimetalowych tych stopów ze stalami konstrukcyjnymi, wytwarzanych przez platerowanie wybuchowe, o regulowanych własnościach sprężystych, ⎯ opracowania Cr-Mo stali narzędziowych stopowych do pracy na gorąco przeznaczonych na walce oraz na koszulki walców składanych skurczowo do obróbki na gorąco miedzi, o podwyższonej trwałości eksploatacyjnej wraz z technologią regeneracji tych narzędzi, ⎯ opracowania zasad doboru stali na narzędzia kuźnicze wraz z technologią ich obróbki cieplnej i cieplno-chemicznej, w celu zapewnienia najwyższej możliwej trwałości eksploatacyjnej tych narzędzi, ⎯ badania przemian fazowych w stalach szybkotnących nowej generacji, w tym oszczędnościowych oraz o zrównoważonym stężeniu węgla i dodatków stopowych, wraz z opracowaniem ich technologii obróbki cieplno-mechanicznej i cieplno-chemicznej, w celu zapewnienia wysokich własności eksploatacyjnych wieloostrzowych narzędzi skrawających oraz stosowanych w metalurgii proszków, ⎯ opracowania nowych węglików spiekanych dogęszczanych izostatycznie z lepiszczem Co, Ni lub Fe do zastosowań w górnictwie węgla kamiennego, o własnościach użytkowych lepszych od konwencjonalnych wraz z technologią obróbki cieplno-mechanicznej trzonków narzędzi górniczych oraz

zautomatyzowaną technologią lutowania, zapewniających łącznie kilkakrotny wzrost trwałości narzędzi górniczych, ⎯ opracowania nowej wysoko wytrzymałej stali konstrukcyjnej niskostopowej C-Mn z mikrododatkami V i N na elementy kute i produkty długie profilowe na obudowy górnicze oraz Cr-Mo z mikrododatkami Nb, Ti i B na grube blachy spawalne, wraz z technologią kształtowania własności tych stali metodami obróbki cieplno-mechanicznej. Wynikiem prac wykonanych w ostatnich latach i kontynuowanych do ostatnich chwil życia było opracowanie dwóch rodzajów wysoko wytrzymałych stali niskostopowych dla przemysłu samochodowego, typu DP o strukturze martenzytyczno-ferrytycznej oraz typu TRIP o strukturze ferrytyczno-bainitycznej wraz z technologią blach cienkich z tych stali. Był wybitnym specjalistą w zakresie metodyki badania materiałów, należąc do elitarnego grona Prekursorów i Ojców Mikroskopii Elektronowej w Polsce. Przez wiele lat był głównym operatorem pierwszego w Polsce transmisyjnego mikroskopu elektronowego, a umiejętności swe w tym zakresie doskonalił m.in. pod kierunkiem Wielkich Profesorów Rosyjskich — Lwa Markowicza Utiewskiego i Aleksandra Pawłowicza Gulajewa. Ostatnia z Jego prac, której niestety nie było Mu danym skończyć i pozostała otwarta na Jego biurku w trakcie tworzenia, dotyczyć miała właśnie badań strukturalnych materiałów inżynierskich, w tym z użyciem dyfrakcji elektronów w transmisyjnym mikroskopie elektronowym. O Jego bardzo wysokiej pozycji naukowej, którą zdobył, świadczył również fakt, że liczne Rady Wydziałów powołały go na recenzenta w 20 przewodach doktorskich, 13 przewodach habilitacyjnych, do zaopiniowania 13 wniosków do tytułu naukowego profesora oraz w 10 postępowaniach o mianowanie na stanowiska profesorskie. Należał do najbardziej płodnych w Polsce twórców i autorów książek naukowych z zakresu metaloznawstwa i inżynierii materiałowej, wielokrotnie wznawianych, najczęściej przez Wydawnictwo Politechniki Śląskiej, ale także przez Wydawnictwo „Śląsk” i Śląskie Wydawnictwo Techniczne. Do klasyki przeszły bez wątpienia: Jego trzytomowe „Metaloznawstwo teoretyczne”, „Inżynieria wyrobów stalowych” oraz dwutomowa „Inżynieria materiałów metalowych”. Był także współautorem wielokrotnie wznawianego „Metaloznawstwa”, a także „Atlasu mikrostruktur stali — mikroskop elektronowy” oraz „Ćwiczeń laboratoryjnych z metaloznawstwa i obróbki cieplnej” opracowanych jeszcze z Profesorem Fryderykiem Staubem i innymi Kolegami, a także „Materiałów metalowych dla energetyki jądrowej”. Podręczniki i monografie Jego autorstwa zawsze znajdowały szerokie grono czytelników wśród studentów, doktorantów i doświadczonych naukowców, zajmujących się inżynierią materiałową. Zawsze przywiązywał ogromną wagę do studiów literaturowych, z wielką elegancją traktując cytowania cudzych dokonań naukowych. Należał do niestrudzonych propagatorów Nauki i jej osiągnięć i stąd podejmował liczne inicjatywy organizacji konferencji naukowych, a niemal do ostatnich chwil życia aktywnie prezentował opracowane przez siebie, przeglądowe referaty na licznych konferencjach naukowych i technicznych, wykazując przy tym niezmiennie poczucie misji szerzenia wiedzy w zagadnieniach, które przestudiował dokładnie. Niezaprzeczalnie był Mistrzem należącym do elitarnego grona tych Ludzi, którzy merytorycznie współtworzyli Naukę i Politechnikę Śląską. Współzałożyciel Uniwersytetu w Berlinie Profesor Wilhelm Von Humboldt mawiał bowiem, że „nie nazwa czyni Uniwersytet”, myśląc z pewnością, że czynią Go właśnie Ludzie. Każdy kto osiągnął wysoką pozycję w Nauce, zawdzięcza to nie tylko przymiotom swego charakteru i własnej pracowitości, ale nade wszystko temu, że takich Ludzi spotkał na swej drodze życiowej, podglądał ich w działaniu, przejmował od nich pasję działania i warsztat naukowy, a także znajdował w Ich lekcjach oraz w trakcie codziennych rozmów, inspirację do własnego działania. Tych Ludzi pamięta się po latach, gdy wspomina się swoje Uniwersytety, tym Ludziom wyraża się szacunek za Ich dokonania i postawy, które młodsi winni i mogą naśladować. To właśnie

119

dzięki pasji tych Ludzi, Ich zaangażowaniu, dociekliwości, inteligencji, a nade wszystko pracy, zawdzięczamy postęp i znaczące osiągnięcia, którymi szczyci się Uczelnia, Nauka i Świat. On należał do takich właśnie Ludzi. Był Twórcą znanej Szkoły Naukowej Inżynierii Materiałów Metalowych, kontynuując dokonania Swego Profesora. Mam wielki zaszczyt i honor należeć do grona 16 doktorów nauk technicznych, których wypromował, co zawsze z dumą podkreślam. Trzech z nich dziś jest profesorami. Wychował także bardzo liczne grono inżynierów i magistrów inżynierów. Ta właśnie grupa Jego wychowanków stanowi o najcenniejszym elemencie Jego dorobku życiowego. Za swe wybitne osiągnięcia naukowe, organizacyjne i dydaktyczne uzyskał liczne nagrody indywidualne i zespołowe Ministrów Nauki i Szkolnictwa Wyższego, Edukacji Narodowej i Przemysłu oraz JM Rektora Politechniki Śląskiej. Był odznaczony Krzyżami Oficerskim i Kawalerskim Orderu Odrodzenia Polski, Krzyżem Zasługi, Medalem Komisji Edukacji Narodowej oraz licznymi innymi odznaczeniami, w tym za wybitne zasługi dla regionu i macierzystej Uczelni. Aż trudno sobie wyobrazić, że wszystko, co przedstawiłem, stanowi zamknięty rozdział, że nie zajmie się już żadnym nowym problemem, że nigdy już nie opracuje żadnej nowej książki naukowej. Już nigdy nie będzie można z Nim podyskutować o treści ostatnio przeczytanej książki, często historycznej, na czytanie których poświęcał zwykle kilka nocy w tygodniu, lub o operze albo o dziełach muzyki poważnej, z których wiele znał na pamięć, gdyż nawet kilkadziesiąt razy w roku uczestniczył w koncertach lub spektaklach, a wiele z nich miał okazję wysłuchać po wielokroć, co sprawiało Mu zawsze wielką przyjemność, a z pewnością było rozwinięciem umiejętności nabytych podczas czynnej aktywności w Chórze Politechniki Śląskiej. Nie usłyszymy już nigdy Jego „Kurdesza”, który śpiewał doniosłym tenorem, czy to w czasie konferencji, czy w trakcie spotkań towarzyskich, gdy był w dobrym humorze. Niestety, już nigdy nie zaprosi nas na herbatkę, parzoną przez Niego osobiście, najczęściej i niezmiennie przez 40 lat w tym samym tulskim samowarze (choć elektrycznym), który przywiózł jeszcze ze stażu w Rosji, w czasie której tak chętnie dyskutował o ważnych sprawach naukowych oraz o bieżących drobiazgach. „Spotkania u Jasia” przeszły do jednej z sympatycznych legend Uczelni. W spotkaniach tych uczestniczyło wielu Jej słynnych Profesorów i to z różnych Wydziałów. Niestety

i te spotkania nieodwracalnie przeszły już do historii. Z pewnością historią są już, prowadzone przez Niego egzaminy, na których egzaminowany, zwykle miał znacznie mniej do powiedzenia niż egzaminator, gdyż On nigdy nie poprzestawał na krótkiej odpowiedzi egzaminowanego (nawet, gdy ocena egzaminu była pozytywna), ale uzupełniał tę wypowiedź zawsze długim wywodem na poruszony temat. Podzielał bowiem pogląd, że na każde pytanie zadane w takich okolicznościach, powinna paść wyczerpująca i dobra odpowiedź. I już nigdy nie usłyszymy Jego „jasne ! tak?”, wypowiadanego wraz z charakterystycznym gestem prawej ręki, które zawsze kończyło takie spotkanie. Niestety wszystko to, nagle i w sposób niemożliwy do pojęcia, stało się historią. W nabożeństwie żałobnym w Katedrze pw. św. Apostołów Piotra i Pawła w Gliwicach w dniu 5 stycznia 2007 roku o godz. 730 udział wzięło kilkaset osób, natomiast w tym samym dniu o godz. 1500 na Cmentarzu Centralnym w Gliwicach Społeczność Akademicka Politechniki Śląskiej oraz Nauka Polska pożegnały jednego ze swych Najwybitniejszych Profesorów. Hołd oddali Mu, towarzysząc w Ostatniej Drodze tłumnie przybyli Przyjaciele i delegacje różnych środowisk naukowych, w tym Polskiej Akademii Nauk, bardzo wielu ośrodków akademickich m.in. Warszawy, Łodzi, Krakowa, Rzeszowa, Opola, Poznania, Szczecina, Wrocławia, Kielc, Częstochowy, Bielska-Białej, Katowic, licznych Instytutów Naukowych oraz zakładów przemysłowych, Koledzy ze studiów, Profesura i Pracownicy wielu Wydziałów Politechniki Śląskiej, Władze Rektorskie i Dziekańskie oraz bardzo licznie Koleżanki i Koledzy oraz Przyjaciele z Instytutu Materiałów Inżynierskich i Biomedycznych i Wydziału Mechanicznego Technologicznego Politechniki Śląskiej, a także Wychowankowie i Studenci, Sąsiedzi, oraz Zrozpaczona Rodzina. Mogiłę pokryły niezliczone ilości wieńców i kwiatów, a uroczystość zakończyła rzęsista ulewa, symbolicznie łącząc się z płaczem tych, których zostawił w głębokim żalu. Wpłynęły też liczne listy i elektroniczne wiadomości kondolencyjne, zarówno z kraju, jak i z zagranicy. Żegnaj Drogi Jasiu ! Żegnaj Nieodżałowanej Pamięci Przyjacielu ! Żegnaj Wielki Mistrzu i Nauczycielu ! Cześć Twojej Pamięci ! Odpoczywaj w Pokoju Wiecznym !

Prof. Leszek A. Dobrzański Dr h.c.

120

WSKAZÓWKI DLA AUTORÓW współpracujących z czasopismem RUDY i METALE NIEŻELAZNE Czasopismo naukowo-techniczne Rudy i Metale Nieżelazne publikuje 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. używać jednoznacznego słownictwa naukowo-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. α = alfa; c. należy stosować obowiązujące jednostki miar w układzie międzynarodowym SI. 2. Materiały do czasopisma Rudy i Metale Nieżelazne prosimy nadsyłać w postaci wydruku i pliku sporządzonego w edytorze Word (*.doc lub *.rtf). Dyskietkę lub dysk CD zawierające pełny tekst artykułu, tablice i rysunki umieszczone w odpowiednim miejscu należy opisać nazwą pliku i nazwiskiem autora. Nośnik powinien zawierać: ⎯ tekst artykułu ze streszczeniem w języku polskim i angielskim, ⎯ słowa kluczowe w języku polskim i angielskim, ⎯ tablice z tytułami w języku polskim i angielskim należy zestawić na osobnych stronach wpisując numery (cyfry arabskie) tablic, ⎯ rysunki, każdy w osobnym pliku (w formatach *.gif, *.jpg, *.tif, *.bmp, itp.). Ilustracje, wykresy i fotografie noszą umownie nazwę rysunków. Rysunki powinny się mieścić na jednej szpalcie

(8,5 cm) lub kolumnie (17,5 cm), powinny być wyraźne i kontrastowe, ⎯ podpisy pod rysunkami w języku polskim i angielskim. 3. 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 1 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. 4. Redakcja zastrzega sobie możność poprawek terminologicznych, stylistycznych oraz formalnego skracania artykułów. Natomiast ewentualne zmiany merytoryczne będą uzgadniane z autorem. 5. Na odrębnej kartce należy podać tytuł artykułu, liczbę 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. 6. Za publikację artykułów redakcja nie płaci honorariów. 7. Materiały do publikacji prosimy przesyłać na adres redakcji: Wydawnictwo SIGMA-NOT Sp. z o.o., Redakcja Rudy i Metale Nieżelazne, 40-019 Katowice, ul. Krasińskiego 13, skr. poczt. 221, tel. (032) 256-17-77. Nadsyłanych materiałów redakcja nie zwraca. We wszystkich innych sprawach nie objętych niniejszymi wskazówkami prosimy się bezpośrednio porozumieć z redakcją czasopisma.

Redakcja

Zaprenumeruj wiedzę fachową

WWW.SIGMA-NOT.PL

oczna prenumerata brutto

Nasze czasopisma według branż Ceny brutto prenumeraty rocznej na 2007 r.

Hutnictwo, Górnictwo

Czasopisma Ogólnotechniczne

Czasopisma Wielobranżowe

Budownictwo

Elektronika, Energetyka, Elektronika

Chłodnictwo 192,00 zł

Hutnik + Wiadomości Hutnicze 204,00 zł

Atest – Ochrona Pracy 186,00 zł

Aura – Ochrona Środowiska 132,00 zł

Ciepłownictwo, Ogrzewnictwo, Wentylacja 192,00 zł

Elektronika - Konstrukcje, Technologie, Zastosowania 204,00 zł

Gazeta Cukrownicza 240,00 zł

Inżynieria Materiałowa 204,00 zł

Maszyny, Technologie, Materiały 57,00 zł

Dozór Techniczny 114,00 zł

Gaz, Woda i Technika Sanitarna 192,00 zł

Przegląd Elektrotechniczny 204,00 zł

Gospodarka Mięsna 205,44 zł

Rudy i Metale Nieżelazne 204,00 zł

Problemy Jakości 228,00 zł

Ochrona Przed Korozją 336,00 zł

Materiały Budowlane 192,00 zł

Przegląd Telekomunikacyjny + Wiadomości Telekomunikacyjne 204,00 zł

Przegląd Gastronomiczny 138,00 zł

Przemysł Lekki

Przegląd Techniczny 208,00 zł

Opakowanie 166,92 zł

Przegląd Geodezyjny 204,00 zł

Wiadomości Elektrotechniczne 228,00 zł

Przegląd Piekarski i Cukierniczy 128,40 zł

Odzież – Technologia, Moda 90,00 zł

Przemysł Pozostały

Szkło i Ceramika 96,00 zł

Przegląd Zbożowo-Młynarski 216,00 zł

Przegląd Włókienniczy – Włókno, Odzież, Skóra 240,00 zł

Gospodarka Wodna 234,00 zł

Wokół Płytek Ceramicznych 52,00 zł

Przegląd Papierniczy 180,00 zł

Przemysł Fermentacyjny i Owocowo-Warzywny 192,00 zł

Przemysł Chemiczny 276,00 zł

Zakład Kolportażu Wydawnictwa SIGMA-NOT – ul. Ku Wiśle 7, 00-707 Warszawa, tel. (22) 840 35 89, 840 30 86, faks (22) 891 13 74, e-mail: [email protected]

!!!

Przemysł Spożywczy 192,00 zł

J PO UŻ RT OD NO AL 1 W INF STY WO W O C W RM ZN Ś BE .SI AC IA Ć! G ZP M JI T 20 PR ŁA EN A- EC 07 TN UM D Y NO H R D N O ER LA O S AT TĘ T.P ICZ KU OR P L NE ÓW J

Przemysł Spożywczy