SIGMA-NOT - PORTAL INFORMACJI TECHNICZNEJ - Największa baza artykułów technicznych online

INŻYNIERIA MATERIAŁOWA

Dwumiesięcznik ISSN 0208-6247, e-ISSN 2449-9889 - rok powstania: 1980
Czasopismo Federacji Stowarzyszeń Naukowo-Technicznych NOT (FSNT NOT)

Zeszyt 2012-6

kup! (PDF) - 2.36 zł »

Dostęp do Wirtualnej Czytelni - archiwalne e-zeszyty czasopisma

kup! - 12h za 73.80 zł »

kup! - 4h za 43.05 zł »

kup! - 1h za 24.60 zł »

Otrzymywanie struktury nanokrystalicznej w stalach z wykorzystaniem przemiany bainitycznej

WIESŁAW A. ŚWIĄTNICKI KAROLINA POBIEDZIŃSKA EMILIA SKOŁEK Adam Gołaszewski Szymon Marciniak Łukasz Nadolny JERZY SZAWŁOWSKI

Jedną z bardziej obiecujących tendencji rozwoju materiałów jest wytwarzanie w nich struktur nanokrystalicznych. Przyjmuje się umownie, że materiały nanokrystaliczne to takie, w których ziarna mają rozmiar przynajmniej w jednym kierunku mniejszy niż 100 nm. [1, 2]. Materiały metaliczne o strukturze nanokrystalicznej charakteryzują się wysokimi parametrami wytrzymałościowymi, a równocześnie cechują się większą plastycznością i odpornością na pękanie w porównaniu ze stopami konwencjonalnymi o podobnej wytrzymałości [1, 3]. Wdrożenie stopów nanokrystalicznych do produkcji przemysłowej jest uwarunkowane postępem technologicznym w zakresie metod ich wytwarzania. Jedna z nowych metod, która umożliwia wytwarzanie struktury nanokrystalicznej w gotowych elementach, wykorzystuje przemiany fazowe zachodzące w trakcie obróbki cieplnej [4, 5]. Doniesienia literaturowe wskazują, że można ją wykorzystać do wytwarzania w stalach nanobainitu, nanomartenzytu lub nanoaustenitu [5÷7]. Dodatkową zaletą jest to, że może być stosowana w materiałach o ograniczonej ciągliwości, w których trudno jest stosować metody oparte na dużych odkształceniach plastycznych [8]. W stalach najbardziej perspektywiczne wydaje się obecnie wytwarzanie nanostruktury z wykorzystaniem przemiany bainitycznej [5, 6, 8, 9]. Dla uzyskania struktury nanokrystalicznego bainitu jest konieczne wprowadzenie do stali określonej zawartości pewnych dodatków stopowych oraz przeprowadzenie precyzyjnej obróbki cieplnej zapewniającej przemianę bainityczną. Opracowany przez Dharamshi, Bhadeshię i wsp. [10] bazowy skład chemiczny stali nanobainitycznych zawiera (w % mas.): 0,6÷1,1% C, 0,5÷2% Si (lub Al), 0,3÷1,8% Mn, do 3% Ni, do 0,5% Mo, 0,5÷1,5% Cr, do 0,2% V. Szczególnie istotna jest odpowiednio duża zawartość węgla, krzemu i manganu. Węgiel i mangan zapewniają wysoką hartowność stali i stabilizację austenitu szczątkowego. Zawartość co najmniej 1% Si hamuje wydzielanie cementytu w trakc więcej » Czytaj za darmo! »

Deformation behaviour of 2017 nanostructured aluminium alloy

HANNA WIŚNIEWSKA-WEINERT VOLF LESHCHYNSKY JACEK BOROWSKI MAŁGORZATA LEWANDOWSKA MARIUSZ KULCZYK WACŁAW PACHLA

The bulk nanostructured materials are attractive for various structural applications in the aerospace and automobile industries due to significant improvements in mechanical properties. They are usually produced in the top-down approach by severe plastic deformation (SPD) processes such as hydrostatic extrusion, equal channel angular pressing, high pressure torsion, accumulative roll bonding, cyclic extrusion-compression [1÷4]. SPD hydrostatic extrusion processes are particularly attractive for commercial applications because there is necessity for rivets and other parts manufacturing in aerospace industry. The hydrostatic extrusion has been shown to produce nanocrystalline (NC) and ultrafine grained (UFG) structures in titanium, Al-alloys, Cu and Cu-alloys, iron, austenitic steel, and nickel [1, 5÷8]. Precipitation hardening Al alloys (2XXX, 6XXX, and 7XXX series) are an important class of materials due to their perfect exploitation and technological properties. The components made of 2017 and 2117 alloys are the most widely used in aircraft construction because they have a high-strength and they are suitable for use with aluminium alloy structures. The nanostructured screw-bolts develop a greater shear strength than regular 2017 ones and are believed to be used in locations where extra strength is required. The precipitation hardening Al alloys offer possibilities for achieving high strength and ductility through SPD nanostructuring and subsequent heat treatment approach [9]. Recent studies indicate that the SPD processing at room temperature (RT) of precipitation hardening Al-Mg-Si alloy (in supersaturated condition) resulted in strain-induced precipitation of second phase particles due to the large number of defects generated during deformation and consequently higher density of nucleation sites [10]. However, the formability of such materials is generally poor due to their limited ductility, and processing technology opti więcej » Czytaj za darmo! »

Mielenie proszków w wysokiej temperaturze - nowe możliwości znanej technologii

WALDEMAR KASZUWARA BARTOSZ MICHALSKI

Mielenie materiałów jest ważnym etapem wielu procesów technologicznych. Jest wykorzystywane od najdawniejszych czasów w celu zmniejszenia wielkości cząstek proszków lub ujednorodnienia ich mieszanin. Ma również duże znaczenie w procesach technologicznych, w których reakcje pomiędzy składnikami zachodzą w stanie stałym. Od czasu opisania przez Benjamina [1] procesu mechanicznej syntezy stopów mielenie znalazło cały szereg nowych zastosowań. Obecnie jest to już nie tylko metoda rozdrabniania proszków, ale przede wszystkim metoda wytwarzania stopów o strukturze nierównowagowej: amorficznej, nanokrystalicznej, roztworów niemożliwych do otrzymania przy chłodzeniu ze stanu ciekłego. Bardzo duże zainteresowanie materiałami nanokrystalicznymi, jakie obserwuje się od lat dziewięćdziesiątych XX wieku sprawiło, że mielenie stało się metodą wykorzystywaną powszechnie. Mielenie jako metoda wytwarzania materiałów nanokrystalicznych zawodzi jedynie w przypadku stopów o dużej skłonności do amorfizacji i w przypadku metali o niskiej temperaturze topnienia, w których może dochodzić do rekrystalizacji. Odpowiedzią na ten problem był rozwój mielenia w niskiej temperaturze. Obecnie są już dostępne handlowe młynki, w których mielenie odbywa się w temperaturze ciekłego azotu. Procesom wykorzystującym mielenie poświęca się wiele publikacji. Jednak dotychczas w literaturze światowej praktycznie nie ma informacji o procesach mielenia prowadzonych w podwyższonej temperaturze. Jedyne, znalezione publikacje dotyczyły otrzymywania nanokompozytów Cu-Ag przez mielenie proszków w dość niskiej temperaturze - maksymalnie 503 K [2, 3]. Wystarczyło to, aby efekt mielenia był inny niż w temperaturze pokojowej. W proszku stopowym zawierającym roztwór stały Cu50Ag50 otrzymano strukturę nanokompozytową. Innym z nielicznych przykładów mielenia w podwyższonej temperaturze są prace grupy badaczy z University of Wollongong, gdzie opracowano metodę mielenia wspomaganego więcej » Czytaj za darmo! »

Wpływ parametrów mielenia na rozmiar cząstek proszku wanadu oraz właściwości kompozytów Al2O3-V

Kamil Broniszewski Jarosław Woźniak Aneta Zawada Andrzej Olszyna

Właściwości materiałów, w tym otrzymywanych metodami metalurgii proszków, zależą przede wszystkim od ich mikrostruktury. Kształtowanie mikrostruktury może odbywać się już na drodze doboru odpowiednich substratów proszkowych m.in. wielkości, kształtu oraz rozwinięcia powierzchni cząstek proszku. W wielu przypadkach przy nieodpowiednich parametrach substratów proszkowych można zastosować procesy mechaniczne lub cieplne (np. mielenie lub wygrzewanie) w celu ich optymalizacji [1]. Mielenie jest podstawowym procesem redukcji wielkości cząstek proszków zarówno ceramicznych, jak i metalicznych. Podczas mielenia twarde cząstki ceramiczne kruszą się, zmniejszając w ten sposób swoją wielkość. Cząstki metaliczne podczas procesu opisanego w prezentowanej pracy (wysokoenergetycznego mielenia na mokro) umacniają się odkształceniowo, zmieniając jednocześnie swój kształt na płatkowy, a następnie, gdy jest niemożliwe ich dalsze umocnienie w danych warunkach, ulegają kruszeniu na mniejsze cząstki [2÷5]. Odpowiedni dobór warunków mielenia pozwala na uzyskanie założonych parametrów substratów proszkowych. W pracy zbadano wpływ czasu mielenia na wielkość cząstek proszku wanadu. EKSPERYMENT Wyjściowy proszek wanadu o średniej wielkości cząstek 22,5±12,2 μm (rys. 1) został poddany mieleniu w młynie typu attritor (prędkość obrotowa 580 obr./min, stosunek wagowy proszku do mielników Al2O3 wynosił 1:10). Mielenie odbywało się w alkoholu izopropylowym przez następujące 24, 48 i 96 godzin. Odrębna część proszku wanadu została poddana mieleniu w ciekłym azocie przez 40 min. Następnie badano wpływ mielenia (dla t = 48 oraz 96 h) z udziałem oraz bez udziału proszku tlenku glinu na średnią średnicę rónoważną cząstek wanadu. Ostatnia część doświadczenia polegała na wytworzeniu czterech serii kompozytów Al2O3-5% mas. V oraz zbadaniu ich właściwości. Kompozyty na osnowie tlenku glinu z dodatkiem wanadu wytworzono zgodnie ze schematem zaprezentowan więcej » Czytaj za darmo! »

Amorphous Al-Fe and Al-Nb powders processed by mechanical alloying

Sylwia Dąbrowska Dariusz Oleszak Maria b. Świerczyńska Tadeusz Kulik

Al-based composites are considered as advanced engineering materials for application in aviation and automotive industry due to their good mechanical properties. These composites are manufactured mainly by various casting techniques. The production of Al-based composites by powder metallurgy methods is usually limited to classical metallic-ceramic materials consisting of Al matrix reinforced with carbides or oxides particles [1÷3]. However, a new idea of composites fabrication has been recently proposed: crystalline-amorphous composites processed by mechanical alloying and powder compaction [4÷8]. According to this concept, two metallic phases are used, one of them is crystalline, while the second one - amorphous. For Al-based alloys it will allow to get lightweight (low density) and strength materials, with good interface quality, resulting in improved mechanical properties in comparison with crystalline Al. Moreover, metallic amorphous phase is itself a very attractive component of the composite due to its properties (strength, elastic limit). Therefore, there is a need to manufacture amorphous Al-based alloyed powder. Mechanical alloying or mechanical milling are widely recognized as useful techniques allowing obtaining many equilibrium and non-equilibrium phases, including supersaturated solid solutions, intermetallic compounds, nanocrystalline and amorphous one. However, the number of available alloys is rather limited, because Al-containing alloys generally are difficult to obtain in an amorphous state, both by melt spinning and mechanical a więcej » Czytaj za darmo! »

Nanokompozyty wytwarzane metodą selektywnego stapiania/spiekania umocnione nanokrystalicznymi proszkami w układzie Fe-Ti-B-C

ANNA Biedunkiewicz WITOLD BIEDUNKIEWICZ Paweł Figiel Dariusz Grzesiak Marta Jaworska

Obecnie ważną i dynamicznie rozwijaną grupą materiałów stanowią kompozyty o osnowie metalicznej (MMC - metal matrix composites) ze względu na termiczną i chemiczną stabilność, wysoką wytrzymałość, mniejszy od osnowy współczynnik rozszerzalności cieplnej, dobrą odporność na zużycie [1÷6]. Materiały te wykorzystuje się przede wszystkim w lotnictwie, motoryzacji oraz technologiach obronnych, czyli wszędzie tam, gdzie głównym kryterium doboru materiałów jest wytrzymałość i żywotność. Najszerzej stosowanymi w MMC materiałami na osnowy są stale nierdzewne, stopy aluminium, magnezu, miedzi oraz tytanu [7]. Jako fazy umacniające stosowane są głównie węgliki (SiC, TiC, WC), azotki (TaN, TiN), borki (TiB, TiB2, WB) oraz tlenki metali (Al2O3), a także włókna węglowe [7÷11]. W zależności od zastosowania kompozytu faza umacniająca może być w postaci zdyspergowanych cząstek, płatków oraz krótkich lub długich włókien. Możliwe jest również stosowanie różnorodnych form fazy umacniającej w jednym kompozycie. Wytwarzanie MMC odbywa się głównie za pomocą jednej z trzech technologii: wysokociśnieniowego dyfuzyjnego spajania, odlewania oraz metalurgii proszków [7, 12÷14]. W artykule zaprezentowano wyniki badań nanokompozytów: stal/nc-TiC oraz stal/nc-Ti-B-C otrzymanych metodą SLS/M (Selective Laser Sintering/Melting). W procesie wytwarzania zastosowano komercyjny proszek stali nierdzewnej oraz nanokrystaliczne proszki TiC i Ti-B-C otrzymane metodą zol-żel. Morfologiczne, strukturalne i mechaniczne właściwości badano, stosując mikroskopię elektronową skaningową (SEM), transmisyjną (TEM) i dyfrakcję więcej » Czytaj za darmo! »

Kształtowanie struktury i właściwości nanokompozytowych warstw Ni/Si3N4/PTFE metodą elektrokrystalizacji

BEATA KUCHARSKA MARIA TRZASKA

Materiały aluminiowe charakteryzujące się małym ciężarem właściwym, dużą plastycznością i wytrzymałością oraz łatwością obróbki są szeroko stosowane w technice. Niezawodność działania urządzeń wykonanych z tego typu materiałów jest w dużym stopniu ograniczona zarówno niewystarczającą ich twardością i odpornością na zużycie przez tarcie, jak i małą odpornością na korozję. Jedną z metod korzystnego modyfikowania użytkowych właściwości wyrobów z aluminium i jego stopów jest wytwarzanie na ich powierzchni warstwy z materiałów kompozytowych. W materiałach kompozytowych przez odpowiedni dobór komponentów można w szerokim zakresie kształtować właściwości i dostosowywać je do wymagań stawianych w warunkach eksploatacji wyrobów [1÷3]. Przedmiotem badań zrealizowanych w ramach prezentowanej pracy są warstwy kompozytowe wytwarzane metodą elektrokrystalizacji z nanokrystaliczną osnową niklową oraz fazami dyspersyjnymi w postaci cząstek politetrafluoroetylenu (PTFE) oraz cząstek azotku krzemu Si3N4. Wytworzenie na powierzchni wyrobów z materiałów aluminiowych warstw kompozytowych Ni/Si3N4/PTFE o odpornej na zużycie i korozję nanokrystalicznej osnowie niklowej z fazami dyspersyjnymi w postaci smarnych, odpornych chemicznie i termicznie cząstek politetrafluoroetylenu oraz twardych cząstek azotku krzemu, pozwala na uzyskanie takich efektów, jak przedłużenie trwałości pokrytych elementów, szczególnie współpracujących z innymi w układach ciernych, płynną współpracę tego rodzaju układów i dużą twardość [4÷14]. Celem zrealizowanych badań było określenie wpływu parametrów procesu na strukturę i właściwości nanokompozytowych warstw Ni/Si3N4/PTFE wytwarzanych metodą elektrokrystalizacji na aluminium 1050A oraz stopie 2017. W celach porównawczych badania obejmowały również warstwy niklowe o strukturze nanokrystalicznej. METODYKA BADAŃ Warstwy kompozytowe z osnową niklową i dyspersyjnymi fazami ceramiczną oraz polimerową były wytwarzane metodą elekt więcej » Czytaj za darmo! »

Multiscaled analysis of wear mechanism of titanium and carbon basis multilayer coatings

ŁUKASZ MAJOR JUERGEN M. LACKNER BOGUSŁAW MAJOR

Coatings are more and more frequently used to protect surface of mechanical parts exposed to wear loads. The ceramic hard coatings like TiN are of special interest due to their corrosion resistance and high hardness [1, 2]. The other suggested material for wear resistant coatings is amorphous carbon. The diamond like carbon coatings (DLC or a-C:H) are characterized by very low friction coefficient and biological inertness [3]. There is a tendency to connect the properties of different type of materials in multilayered composition [4, 5]. The TiN/Ti/a-C:H multilayer coatings might be applied for pump parts supporting, namely, artificial heart systems. The detailed microstructure description of wear mechanisms in coatings, particularly in multilayer systems are lacking. To enhance the cracking resistance properties of coatings it is high need to increase an energetic cost of propagating cracks. To do that, the multilayer systems are fabricated where metallic layers are placed in the sequence with ceramic ones [6, 7]. Deformation lines propagating through the multilayer coating contain plastic deformation in metallic layers and brittle cracking in ceramic ones. Brittle cracking in ceramics may be stopped at the interface. Anyway, there are some sorts of application wher więcej » Czytaj za darmo! »

Study on mechanical, thermal and barrier properties of PET/MMT nanocomposites obtained by in situ polymerization

ELŻBIETA PIESOWICZ ZBIGNIEW ROSŁANIEC

Poly(ethylene terephthalate) (PET) is of major industrial importance due to its low cost and high performance as well good physical properties. The variety of applications such as in textile fibers, films, bottle containers, food packaging materials, engineering plastics in automobiles, electronics, has been found. However, the disadvantages such as low rate of crystallization, low thermal distortion temperature and low modulus have limited its application as an engineering plastic. One way to enhance its property is to utilize the nanocomposite of PET/layered silicate. Polymer/layered silicate nanocomposites can be produced via three routes, i.e. solution, melt blending and in situ polymerization. Melt blending is an economically favourable process and a few of experiments have demonstrated some success of this process. Solution and in situ polymerization routes are commonly used in research to make nanocomposites, but they are expensive processes. In this paper, the effect of compounding MMT with PET on the thermal stability, mechanical and barrier property of the composite are examined. Organically modified montmorillonite (organo- MMT) is used as the layered clay to prepare polymer/layered silicate nanocomposite in this research because of its wide availability and its easiness to be nanodispersed in the matrix. EXPERIMENTAL Materials Dimethyl terephthalate (DMT), dimethyl isophthalate (DMI) 1,2-ethylene glycol (EG), antimony trioxide (Sb2O3) were purchased from Fluka. Zinc acetate [(CH3CO2)2Zn] (99.99%) was purchased from Sigma-Aldrich. The organoclay Nanofil 32 (Süd-Chemie, Germany) modified by stearylbenzyldimethyl ammonium chloride, with an average particle size of about 20 μm and a weight loss of 35.3 wt % in temperature range 200÷650°C was used as a filler. Synthesis of PET/MMT nanocomposite The synthesis of the poly(ethylene terephthalate)/montmorillonite nanocomposites (PET/MMT) were performed in 1 dm3 stee więcej » Czytaj za darmo! »

Modyfikacja powierzchni polimerów przez osadzanie warstw węglowych i ceramicznych

Anna Małek Jadwiga Konefał -Góral Stanisława Kluska Katarzyna Tkacz -Śmiech Stanisława Jonas

Polimery stanowią rodzinę materiałów charakteryzujących się małym ciężarem, elastycznością i łatwością taniego formowania. Obecne są praktycznie we wszystkich gałęziach techniki m.in. w medycynie, elektronice, przemyśle maszynowym, motoryzacyjnym oraz jako materiały konstrukcyjne [1]. W wielu przypadkach jednak ich zastosowanie jest ograniczone ze względu na małą odporność na ścieranie czy zarysowanie. Właściwości powierzchni tych materiałów można poprawić przez osadzanie warstw o odpowiednim składzie chemicznym. Jedną ze skutecznych metod takiej modyfikacji jest plazmochemiczne osadzanie z fazy gazowej (PACVD - Plasma Assisted Chemical Vapor Deposition). Metoda ta pozwala na otrzymanie warstw w niskiej temperaturze (co jest ważne w przypadku polimerów), o dobrej przyczepności do podłoża dzięki tworzeniu się wiązań chemicznych na granicy rozdziału faz [2, 3]. Z drugiej strony w procesie tym w warunkach in situ można formować hybrydowe układy wieloskładnikowe oraz gradientowe przez precyzyjne dozowanie gazowych prekursorów do układu reakcyjnego. Doświadczenia wskazują, że modyfikacja powierzchni polimerów warstwami węglowymi (a-C:H) daje dobre rezultaty w wielu zastosowaniach ze względu na ich odporność na korozję, mały współczynnik tarcia i odporność na zużycie [3÷6]. Jednakże po długim czasie użytkowania tracą te właściwości wskutek występowania dużych naprężeń wewnętrznych, co prowadzi do ich degradacji [7÷9]. Dotowanie azotem (warstwy a-C:N:H) częściowo je niweluje, lecz z kolei proces ten prowadzi do rozluźnienia struktury, a tym samym do obniżenia odporności na korozję i właściwości mechanicznych [8÷10]. Na szczelność warstw pozytywnie wpływa obecność krzemu w strukturze (warstwy a-C:H:Si), który równocześnie redukuje naprężenia, poprawia stabilność termiczną i chemiczną [5, 11, 12]. Doniesienia te wykorzystano w projektowaniu i otrzymaniu nowatorskich hybrydowych układów warstwowych a-C:N:H/a-SiCxNy(H) na polimerach, w więcej » Czytaj za darmo! »

Osadzanie i właściwości materiałów cienkowarstwowych otrzymywanych w procesie RP-CVD z różnych prekursorów krzemoorganicznych

AGNIESZKA WALKIEWICZ-PIETRZYKOWSKA ALEKSANDER M. WRÓB EL

Cienkie warstwy węglika krzemu a-SiC:H i węgloazotku krzemu a-SiCN:H ze względu na swoje unikatowe właściwości użytkowe od lat cieszą się szerokim zainteresowaniem. Warstwy te charakteryzują się dobrą odpornością termiczną, duża twardością, małym współczynnikiem tarcia i odpornością na działanie kwasów i zasad. Warstwy węglika krzemu i węgloazotku krzemu są najczęściej otrzymywane metodami chemicznego nanoszenia z fazy gazowej (CVD), takimi jak np. proces fotochemiczny [1], termochemiczny [2], plazmochemiczny [3] oraz stosowany przez autorów prezentowanej pracy selektywny proces plazmowy CVD [4÷11]. Selektywny proces CVD nanoszenia cienkich warstw wyróżnia się spośród pozostałych metod łatwością kontroli parametrów procesu oraz jakością i jednorodnością powstających materiałów. Powłoki a-SiC:H i a-SiCN:H były otrzymywane z różnych jednoźródłowych prekursorów krzemoorganicznych (silany, karbosilany, silazany i aminosilany) różniących się między sobą strukturą i budową chemiczną. W prezentowanej pracy przedstawiono wyniki badań cienkich warstw węglika krzemu a-SiC:H i węgloazotku krzemu a-SiCN:H otrzymanych z różnych jednoźródłowych prekursorów krzemoorganicznych w selektywnym procesie CVD inicjowanym atomowym wodorem. Zakres badań obejmował określenie wpływu temperatury na strukturę chemiczną i właściwości fizyczne i fizykochemiczne powstających cienkich warstw. Część Doświadczalna Warstwy wytwarzano w selektywnym procesie plazmowym CVD inicjowanym atomowym wodorem. Stosowano następujące parametry procesu: ciśnienie panujące w reaktorze p = 85 Pa, szybkość przepływu gazu nośnego - wodoru F(H2) = 100 sccm (standardowy centymetr sześcienny na minutę), szybkość przepływu prekursora F = 0,3÷0,8 sccm, moc mikrofalowa zasilania plazmy P = 120 W. Warstwy były osadzane na modelowych podłożach z krystalicznego krzemu (c-Si) i stali chirurgicznej, na podłożach o złożonej geometrii w celu zbadania konforemności odwzorowania powierzchn więcej » Czytaj za darmo! »

Modelling the formation parameters in thin-film HTSC

Leopold Jeziorski Michał Szota Marcin Nabiałek Piotr Lacki Jarosław Jędryka Marcin Dośpiał Katarzyna Szota

Superconductivity means a state of matter when superconducting material, below critical temperature TK conducts electricity at zero resistance. Resistivity at room temperature (20°C) amounts to, respectively, for metals Ag 1,62·10-8 Ωm, for semiconductors e.g. ntype silicon 8,7·10-4 Ωm, for insolators e.g. glass 1010÷1014 Ωm [1]. For some materials, transition into superconducting state is possible at higher pressures. Superconductors include a variety of chemical elements, chemical compounds, metal alloys, ceramics or organic compounds. The scientists worldwide have investigated a variety of different materials, searching for superconductors with even better functional parameters such as: critical current JC, critical field HC or critical temperature TC. A record critical temperature of 254 K was observed for superconductor (TlBa)Ba2Ca2Cu7O13. The most recognized superconducting materials include superconductors based on Bi - Bi2Sr2CaCu2O9 (BSCCO) with TC of ca. 110 K, and YBa2Cu3O7 (YBCO) with TC of ca. 90 K [2]. High-temperature ceramic superconducting tapes today are characterized by very good current parameters [2÷8]. Typical current parameters of this group of superconductors are considerably deteriorated during their moulding, i.e. giving them a shape required by the particular application. All superconducting tapes are delivered with technical specification of a manufacturer, which contains information about e.g. minimal radius in moulding curve and maximal moulding force. However, it does not provide information about the effect of deformation on current parameters in superconductors and relationship between moulding radius and moulding force. It can be assumed that, with moulding radius higher than minimal, it is possible to use moulding force higher than maximal. This issue is particularly interesting in terms of its application since transformer efficiency is determined by, among other thing więcej » Czytaj za darmo! »

Influence of silver on the glass forming ability and mechanical properties in Cu-Zr-Ti-Ag bulk metallic glasses

Jerzy Latuch Piotr Błyskun Tadeusz Kulik

Cu-based bulk metallic glasses (BMGs) exhibit promising mechanical properties: high fracture stress, large elastic strain, good fracture toughness and good corrosion resistance [1]. In addition, non-elastic flow has been reported in some new Cu-based systems [1, 2]. These glasses are also less expensive than currently exploited commercially Zr-based BMGs [3]. The unique set of mechanical properties of Cu-based BMGs is the reason for potentially wide application zone of these materials [4, 5]. However, their mechanical properties and glass forming ability (GFA) need to be improved even further before common industry usage. The aim of this work was to investigate the influence of silver addition on the GFA and mechanical properties of the Cu-Zr-Ti alloys. Chemical composition of examined alloys was prepared after following formula: Cu48Zr36Ti16 - xAgx (x = 0, 5, 8, 11, 13 at. %). The GFA was investigated on the basis of the temperature interval of supercooled liquid region (ΔTx). This region appears between the onset temperature of crystallization (Tx) and the glass transition temperature (Tg). In this temperature region bulk metallic glasses are very susceptible for plastic deformation. Moreover, it is possible to join many little parts together. Mechanical properties of the investigated alloys were determined by means of Vickers microhardness and room temperature compression test. EXPERIMENTAL The m więcej » Czytaj za darmo! »

The FeCuAl-Al2O3 coatings deposited by means of supersonic technique - microstructure and properties

Jan Kusiński SŁAWOMIR KĄC PAOLO MATTEAZZI ALBERTO COLELLA SERGI DOSTA Javier FERNANDEZ JEAN-PIERRE CELIS Emmanuel GEORGIOU

In the past few years it has been scientifically and technically demonstrated that the employment of nanostructured materials to produce high performance surfaces is a winning approach for creating coatings with exceptional properties: low friction, and high resistance to wear, temperature, and chemical attack [1÷3]. Advanced, multifunctional nanophased powder systems can be produced using high energy milling technology. This technology exploits mechano- chemical synthesis principles, and simultaneously manages to induce material property improvements such as a fine phase distribution and crystal size refinement [4]. It is necessary to adopt a deposition process which does not damage the nanostructure of starting milled materials (i.e. exposing them to high temperature for prolonged time) in order to take advantage of improved properties. In the coating sector, thermal spray technology is commonly used to produce high thickness coatings in the defense, aerospace and gas turbine industries [5÷7]. Particle velocity and particle temperature, together with substrate temperature, are the most important parameters affecting the deposit formation. Thus, the “Cold Gas Spraying" technology, which uses purely kinetic effects to deposit powders, fulfils the requirement of not damaging the nanostructure, even if it sometimes presents some technical limitations that need to be overcome[7÷9]. Various factors are responsible for the quality of the coating and it’s surface in terms of corrosion and wear resistance. Bonding between sprayed powder particles markedly affects the cohesion and mechanical properties of the coating. In the present study, FeCuAl-Al2O3 (FAC-Al) powder was used to prepare coatings by cold spray process. The aim of this work was to investigate the microstructure of the FeCuAl-Al2O3 coatings obtained by supersonic cold gas spraying of micropowder prepared by the high energy milling of the commercially availa więcej » Czytaj za darmo! »

Laser-modified boride layer formed on 100CrMnSi6-4 steel

NATALIA MAKUCH MICHAŁ KULKA

Boriding being a thermochemical process was widely used for boride-type coating. This process generally resulted in the formation of FeB and Fe2B needle-like microstructure at the surface. The presence of iron borides, formed on the steel’s surface, increased to a high degree: hardness (up to 2000 HV), wear resistance and corrosion resistance [1÷7]. As for the main disadvantage of boriding the brittleness of borided layers, especially of FeB boride [3, 5, 7], needs to be mentioned. There are several factors that cause the brittleness of borided layers: first, the FeB and Fe2B have high hardness, second, a large hardness gradient exists between the borided layer and the substrate. There are many methods, which can lessen the brittleness of the boride layers. The top three methods are: obtaining a single-phase Fe2B layer [6, 7], the production of multicomponent and complex borided layers [8÷19] and laser-heat treatment (LHT) after boriding [20÷29]. In recent years, laser technology was widely used in many processes: the heating of materials by the laser beam, laser-heat treatment (LHT), laser welding, laser overlaying, laser alloying and synthesis of materials by the laser beam [30, 31]. The laser boriding process was also widely developed [32÷36]. In this paper, the laser surface modification was used in order to the formation of gradient boride layer on 100CrMnSi6-4 steel. The laser-heat treatment, instead of conventional hardening, was carried out, after diffusion boriding. The microstructure, the microhardness profiles, and the abrasive wear resistance were investigated and compared to the properties obtained for typical diffusion-borided layer. EXPERIMENTAL PROCEDURE 100CrMnSi6-4 steel was used for investigation. Its chemical composition was presented in Table 1. The ring-shaped specimens (external diameter ca. 20 mm, internal diameter 12 mm and height 12 mm) were used. Gas boriding was carried out in H2-BCl3 atmosp więcej » Czytaj za darmo! »

Właściwości korozyjne powłok Zn-Mn elektroosadzanych w kąpieli siarczanowej zawierającej tiomocznik

Magdalena Popczyk Katarzyna Wykpis

Powłoki stopowe na osnowie cynku ze względu na dobrą odporność korozyjną stanowią alternatywę dla toksycznych powłok kadmowych stosowanych jako materiały ochronne dla wyrobów stalowych. Wśród znanych elektrolitycznych stopów cynkowych największe zastosowanie antykorozyjne zyskały powłoki cynku dwu- i trójskładnikowe z metalami grupy żelaza [1÷6]. Zainteresowanie powłokami Zn-Mn wynika ze zdolności tych powłok do autopasywacji na skutek tworzenia się trudnorozpuszczalnych tlenków manganu, relatywnie niskiej ceny oraz małej szkodliwości dla środowiska naturalnego [6÷10]. Proces elektroosadzania powłok stopowych Zn-Mn prowadzi się najczęściej w kwaśnych kąpielach siarczanowych zawierających kwas cytrynowy jako związek buforująco-kompleksujący. Z powodu niestabilności składu chemicznego tej kąpieli osadzone w niej powłoki cechuje niejednorodność i porowatość, co obniża ich odporność korozyjną. Poprawę stabilności kąpieli galwanicznej, a tym samym poprawę właściwości otrzymanych powłok Zn-Mn, można uzyskać m.in. przez wprowadzenie do kąpieli galwanicznej organicznych lub nieorganicznych związków kompleksująco-buforujących, takich jak np. glicyna, kwas borowy, siarczan amonowy [10]. Celem pracy było określenie wpływu obecności tiomocznika w siarczanowej kąpieli galwanicznej na morfologię powierzchni, skład chemiczny i fazowy oraz odporność korozyjną elektrolitycznych powłok Zn-Mn. CZĘŚĆ DOŚWIADCZALNA Powłoki Zn-Mn otrzymano w kąpieli galwanicznej o składzie (g·dm-3): ZnSO4 × 7H2O - 71,8, MnSO4 × H2O - 84,5, Na3C6H5O7 × 2H2O - 176,5, tiomocznik (TCA) - 2,25 g·dm-3 oraz w celach porównawczych w analogicznej kąpieli bez dodatku TCA. pH kąpieli galwanicznych wynosiło 5,3, a temperatura ich pracy t = 20°C. Jako podłoże do osadzania stosowano stal węglową St3S. Przygotowanie podłoża do osadzania polegało kolejno na wstępnym odtłuszczaniu roztworem detergentu, trawieniu w roztworze kwasu solnego (1:1) przez 1 minutę oraz katodo więcej » Czytaj za darmo! »

Analiza stanu naprężeń w powłokach ceramicznych wielofazowych dwuwarstwowych otrzymywanych metodami PVD na podłożu metalicznym

AGNIESZKA TWARDOWSKA MARCIN KOWALSKI

Dwuborek tytanu TiB2 jest materiałem ceramicznym, którego zespół właściwości (duża twardość, wysoka temperatura topnienia i odporność korozyjna) jest atrakcyjny m.in. jako potencjalny materiał na narzędzia skrawające czy powłoki przeciwzużyciowe [1, 2]. Powłoki lub warstwy z TiB2 można nakładać z fazy gazowej zarówno metodami chemicznymi CVD (Chemical Vapour Deposition) [3], jak i fizycznymi PVD (Physical Vapour Deposition) [2]. w powłokach TiB2 nakładanych zwłaszcza metodami PVD poziom naprężeń własnych jest wysoki i może osiągać -10 GPa [4], co przy zazwyczaj niezadowalającej adhezji powłok otrzymywanych tymi metodami, nawet po dokładnym oczyszczaniu powierzchni podłoża [5], stanowi poważne ograniczenie w ich stosowaniu. Dla przezwyciężenia tych problemów są podejmowane próby wytworzenia powłok złożonych (dwu- i wielowarstwowych), w których dwuborek tytanu jest powiązany z materiałem miękkim i plastycznym, np. z tytanem [4] czy węglem [2]. Podobną rolę w powłokach złożonych z TiB2 może spełniać węglik tytanowo-krzemowy Ti3SiC2 ze względu na zdolność do relaksacji naprężeń wewnętrznych oraz nietypowe właściwości fizyczne i mechaniczne, stawiające ten związek pomiędzy typową ceramiką a materiałami metalicznymi [6÷8]. Węglik tytanowo-krzemowy to najlepiej poznany związek reprezentujący grupę faz tzw. MAX (tj. związków o stechiometrii zapisywanej jako Mn + 1AXn, gdzie M oznacza metal grupy przejściowej III-VI, A metal grupy głównej, X węgiel lub azot, n = 1, 2, 3), którym poświęcono w ostatnich latach wiele uwagi. Węglik Ti3SiC2 może być otrzymywany w postaci cienkich warstw i powłok, głównie metodami CVD [9]. W przypadku metod PVD proces wymaga stosowania temperatury podłoża przekraczającej 700°C [7, 8, 10, 11]. Rodzaj i wielkość naprężeń własnych w powłoce zależą od wielu parametrów, wśród których najważniejsze znaczenie mają materiał powłoki i podłoża oraz rodzaj i parametry procesu nakładania. Znajomość makronaprężeń występu więcej » Czytaj za darmo! »

Zastosowanie metod Recatest i DSI do oceny struktury i właściwości powłok PVD

Irena Pokorska Marek Betiuk

W pracy przedstawiono wyniki badań struktury i właściwości powłok typu TiAlN + WC/C wytwarzanych metodą PVD-Arc na stali narzędziowej. Szczególną uwagę zwrócono na problematykę oceny jakości powłok wielowarstwowych na podstawie wyników badań metodą DSI i Recatest (próba zarysowania + zgład sferyczny). Metoda DSI W ostatnich latach metoda DSI (Depth Sensing Indentation) jest coraz szerzej stosowaną metodą pomiaru twardości [1÷4]. Umożliwia dokonanie oceny przebiegu wciskania wgłębnika w materiał przez pomiar zarówno siły, jak i przemieszczenia podczas odkształcenia plastycznego i sprężystego. Przez rejestrację całego cyklu nakładania i usuwania siły obciążającej mogą być określone wartości twardości równoważne twardości wyznaczanej metodami standardowymi, jak również inne właściwości materiału, takie jak moduł wciskania wgłębnika i twardość Martensa, która obejmuje odkształcenie plastyczne i sprężyste. Zaletą tej metody jest fakt, że wszystkie te wartości mogą być obliczone bez potrzeby mierzenia odcisku. Metoda badawcza Recatest Metoda badawcza Recatest umożliwia precyzyjną ocenę struktury metalograficznej systemu areologicznego [5] ilustrującą jakościowo i ilościowo zachowanie materiałów odkształcanych w próbie zarysowania. Zasada metody Recatest wynika z połączenia dwóch technik badawczych: próby zarysowania i szlifu sferycznego [6, 7]. Metodę tę można zastosować do badań systemów areologicznych typu: powłoka-podłoże, powłoka wielowarstwowa-podłoże, powłoka-warstwa dyfuzyjna-podłoże, wytwarzanych technologiami PVD, CVD, obróbki cieplnej, cieplno-chemicznej i galwanicznej. Istotą metody Recatest jest wykonanie zgładu sferycznego w obszarze wcześniej wykonywanych rys na powierzchni badanego materiału (systemu areologicznego). Najczęściej rysy są wykonywane wgłębnikiem diamentowym w cyklu automatycznym z regulowaną siłą nacisku, szybkością obciążenia i posuwu. Badania materiałów za pomocą próby zarysowania (rys. 1) są znorma więcej » Czytaj za darmo! »

Analiza procesów syntezy ceramiki w układach zawierających molibden, krzem i węgiel

ANNA BIEDUNKIEWICZ PAWEŁ FIGIEL URSZULA GABRIEL-PÓŁROLNICZAK MARTA KRAWCZYK

Syntezę ceramiki w układach zawierających molibden, krzem i węgiel opisano w pracach [1÷11]. Jako substraty stosowano Mo, MoO3, SiO2 i węgiel aktywny. Podczas opracowania metod otrzymywania ceramik i analizie wyników pomiarów istotne znaczenie mają diagramy fazowe. Diagramy fazowe badanych układów zamieszczono w pracach [1÷5]. W pracy [1] opisano również pseudodwuskładnikowy układ MoO3-C, a w pracy [11] pseudodwuskładnikowy układ Mo2C-Si. W układzie Mo-C mogą występować: stabilny węglik molibdenu o składzie Mo2C oraz MoC. W układzie Mo-Si mogą powstawać Mo3Si, Mo5Si3 i MoSi2, a w układzie Mo-Si-C także faza trójskładnikowa Mo≤5Si3C≤1 (faza Nowotnego) [1]. W tej pracy jako prekursory stosowano (NH4)6Mo7O24·4H2O i Si(OC2H5)4. Czynnikiem redukującym był węgiel aktywny. Celem badań było określenie sposobu przebiegu procesów zachodzących przy wymieszaniu reagentów na poziomie molekularnym. W roztworze alkoholowym (NH4)6Mo7O24·4H2O zostaje rozmieszczony w kapilarach węgla aktywnego. W procesie zol-żel Si(OC2H5)4 zostaje przekształcony w nanometryczny SiO2 [12÷14]. Materiały nanometryczne zwykle są bardziej aktywne chemicznie niż materiały o mikrometrycznej wielkości cząstek [15÷19]. Syntezy ceramik z udziałem nanocząstek przebiegają w niższej temperaturze. Metody syntezy z udziałem fazy ciekłej są prostsze w realizacji i tańsze od tradycyjnie stosowanych metod metalurgicznych [20]. Zgodnie z danymi zamieszczonymi w pracy [11] w wyniku termicznego rozkładu (NH4)6Mo7O24·4H2O w temperaturze poniżej 400°C otrzymuje się MoO3. W zakresie temperatury 673÷690°C następuje redukcja MoO3 do MoO2 [11]. Synteza Mo2C przebiega w temperaturze rzędu 1000°C [21, 22]. Zgodnie z danymi zawartymi w pracy [23] karbotermiczna redukcja mikrometrycznego SiO2 zachodzi w temperaturze 1550°C. Prowadząc syntezy ceramik w układzie MoO3-SiO2-węgiel aktywny, proces zachodzi w wielu etapach. W zakresie niższej temperatury otrzymuje się więcej » Czytaj za darmo! »

Wpływ warunków umacniania wydzieleniowego na mikrostrukturę i właściwości mechaniczne stopu aluminium 2024

GRAŻYNA MRÓWKA-NOWOTNIK JAN SIENIAWSKI Krzysztof RAGA Małgorzata Wierzbińska

Stopy aluminium grupy 2xxx (PN-EN 573-1:2006) charakteryzują się bardzo dobrą wytrzymałością na rozciąganie, dobrą odpornością na pękanie oraz zmęczenie [1÷3]. Ze względu na małą gęstość oraz bardzo dobre właściwości wytrzymałościowe są stosowane głównie w przemyśle lotniczym i samochodowym [4÷9]. Stopy te zawierają Cu jako główny dodatek stopowy oraz inne pierwiastki stopowe: Si, Mn, Mg, Ni i Ti. Jak większość technicznych stopów aluminium są wielofazowe, a objętość względna, skład chemiczny i morfologia składników fazowych mikrostruktury wywierają istotny wpływ na ich właściwości użytkowe. W zależności od zawartości Cu, Mg i Si w stopach tej grupy można wyróżnić fazy międzymetaliczne θ, S, Q [1÷4] oraz fazy zawierające żelazo: AlCuFeMn i AlCuFeMnSi [9]. Analiza wyników dotychczasowych badań [5÷7] stopów 2xxx wskazuje, że oprócz składu fazowego na właściwości wytrzymałościowe, plastyczne oraz odporność na pękanie decydujący wpływ ma obróbka cieplna, a w szczególności umacnianie wydzieleniowe. Mechanizm wydzielania faz międzymetalicznych z przesyconego roztworu α-Al jest podstawą do uzyskania dobrych właściwości mechanicznych. Pomimo wykonanych wielu prac badawczych [7, 8] zagadnienia wpływu składu chemicznego oraz kinetyki procesu wydzielania z przesyconych roztworów i rodzaju faz umacniających są nadal aktualne. Umacnianie stopów grupy 2xxx następuje wskutek wydzielania się metastabilnych faz przejściowych oraz tworzenia się stabilnych faz równowagowych [7, 8]. Przyjmuje się, że największy wzrost właściwości mechanicznych tych stopów jest wynikiem wydzielania z przesyconych stopów AlCuMg (2024) koherentnych z osnową stref Guiniera-Prestona-Bagaryatsky’ego (Cu, Mg) tworzących się z dużą prędkością poniżej temperatury 200°C i następnie częściowo koherentnych o dużej dyspersji przejściowych cząstek metastabilnych faz pośrednich S″, S′ i stabilnych S(Al2CuMg) [5, 6, 8]. Materiał do badań Materiał ba więcej » Czytaj za darmo! »

Trwałość warstwy wierzchniej po procesie aluminiowania nadstopu niklu René 77 stosowanego na elementy turbin o dużej żaroodporności

Marek Poręba Waldemar Ziaja JAN SIENIAWSKI KRZYSZTOF RAGA

Ochrona elementów turbiny wysokiego ciśnienia silników lotniczych przed korozyjnym oddziaływaniem środowiska gazów utleniających stanowi jeden z najważniejszych problemów współczesnej techniki lotniczej [1]. Nowoczesność silnika lotniczego to nie tylko większa sprawność, ale przede wszystkim niezawodność podzespołów gwarantujących bezpieczeństwo w czasie lotu. Tworzywem konstrukcyjnym, które od początku lat pięćdziesiątych istotnie wpływa na osiągi silników lotniczych są nadstopy niklu [2÷4]. Można przyjąć, że taki stan trwa od zbudowania pierwszego silnika turboodrzutowego (Whittle - 1937 r.). Rozwój materiałów na elementy turbin gazowych jest determinowany przede wszystkim podwyższaniem temperatury ich pracy [1, 4]. Maksymalna wartość temperatury osiągana przez zastosowanie nadstopów niklu krystalizowanych kierunkowo oraz monokryształów wynosi ok. 1000°C [5, 6]. Dalszy wzrost temperatury i czasu pracy jest możliwy dzięki zastosowaniu warstw ochronnych [7]. Przypuszczać można również, że nadstopy niklu zachowają pierwszeństwo wśród materiałów konstrukcyjnych w silnikach lotniczych, zwłaszcza gdy zostaną zabezpieczone warstwą żaroodporną lub powłokową barierą cieplną. W kraju są nieliczne zakłady prowadzące procesy wytwarzania warstw żaroodpornych (WSK "PZL-Rzeszów", Avio-Polska, Snecma) - głównie metodami Pack Cementation, Above the Pack i Vapor Phase Aluminizing [1, 8]. Mimo że są dobrymi rozwiązaniami technologicznymi opatentowanymi i chronionymi, będą zastępowane procesami z wykorzystaniem metody chemicznego osadzania z fazy gazowej (CVD). W łopatkach nowej generacji nie jest możliwe uzyskanie tymi metodami warstwy ochronnej wewnątrz kanałów chłodzących łopatek turbiny. Staje się to możliwe przez zastosowanie metody CVD. [1, 9]. materiał i metodyka badań W pracy użyto nadstop niklu René 77 o składzie chemicznym: Al - 5,4%, Co - 14,52%, Cr - 14,33%, Mo - 4,20%, Ti - 3,35%, Ni - osnowa, stosowany na łopatki 2. stopnia turb więcej » Czytaj za darmo! »

Żaroodporne warstwy Al-Si wytworzone metodą zawiesinową na podłożu nadstopu niklu Inconel 617

Agnieszka Kochmańska

Żarowytrzymałe nadstopy niklu są stosowane w lotnictwie (elementy części gorącej silników lotniczych) i energetyce, także jako elementy pieców do obróbki cieplnej i cieplno-chemicznej. Mają dobre właściwości wytrzymałościowe i plastyczne, ale niedostateczną odporność na utlenianie w wysokiej temperaturze [1]. Podczas utleniania na powierzchni elementów z nadstopów niklu tworzy się zwarta warstwa tlenku Cr2O3, która silnie wpływa na ich żaroodporność. Warstwa Cr2O3 jest stabilna do temperatury ok. 1000°C. Dalszy wzrost temperatury powoduje powstawanie łatwo parującego tlenku CrO3 [2]. Ochronna warstwa tlenku Al2O3 ma lepszą żaroodporność w porównaniu z tlenkiem Cr2O3. Wprowadzenie aluminium do warstwy wierzchniej nadstopu niklu powoduje powstanie warstwy złożonej z ziaren faz międzymetalicznych Ni2Al3, Ni3Al oraz NiAl. Typowe dla warstwy na osnowie tych faz (szczególnie β-NiAl) jest tworzenie się podczas pracy w atmosferze utleniającej stabilnej odmiany tlenku α-Al2O3. Dlatego warstwy aluminidkowe są szeroko stosowane dla ochrony podłoża nadstopów niklu przed korozją wysokotemperaturową. Podstawową metodą wytwarzania takich warstw jest metoda kontaktowo-gazowa (pack cementation) [3], metoda zawiesinowa (slurry cementation) [4] lub chemiczne osadzanie z fazy gazowej CVD [2, 5]. Fazy międzymetaliczne Ni2Al3, NiAl3 charakteryzują się dużą kruchością. Obecność ziaren tych faz w warstwie aluminidkowej prowadzi do powstawania w nich pęknięć podczas eksploatacji [6]. Pękanie warstwy na wskroś na skutek na przykład nagłej zmiany temperatury może powodować zniszczenie warstwy i odsłonięcie podłoża. Pękaniu sprzyja duża różnica właściwości fizycznych i mechanicznych podłoża i warstwy. Stąd wytwarzanie warstwy dyfuzyjnej o budowie gradientowej o zawartości faz międzymetalicznych w zewnętrznej strefie zapewni większą trwałość jej i jednocześnie podłoża. Konieczna jest również obecność w warstwie strefy wewnętrznej (przejściowej) więcej » Czytaj za darmo! »

Modelowanie i symulacje obróbki cieplno-chemicznej superstopów na bazie niklu

KATARZYNA TKACZ-ŚMIECH BARTŁOMIEJ WIERZBA ANDRZEJ NOWOTNIK MAREK DANIELEWSKI

Modyfikacja warstwy wierzchniej metali i stopów za pomocą obróbki cieplno-chemicznej prowadzi do wytworzenia strefy dyfuzyjnej. W układach dwuskładnikowych strefa taka stanowi zwykle sekwencję faz pośrednich i roztworów stałych - zgodnie z diagramem równowagi fazowej. Dyfuzja w układach potrójnych i wieloskładnikowych może prowadzić do utworzenia dwufazowych stref o złożonej morfologii. Obydwa przypadki podlegają regule faz Gibbsa, która łączy liczbę faz w równowadze (p) i liczbę składników (n) z liczbą stopni swobody (f ). W warunkach równowagi izotermiczno-izobarycznej: f = n - p. Jeśli liczba składników wynosi dwa, to równowaga dwóch faz jest możliwa tylko dla ściśle określonych składów tych faz i dwufazowa strefa w dyfuzji nie tworzy się. Zwiększenie liczby składników o jeden daje f = 1, jeśli p = 2. W takim przypadku jeden z parametrów, od którego zależy równowaga w układzie, na przykład potencjał chemiczny jednego ze składników, może się zmieniać w objętości strefy dwufazowej. Gradient tego parametru stanowi siłę napędową dyfuzji. Zrozumienie dyfuzji w układach wieloskładnikowych - wielofazowych, w połączeniu z modelowaniem morfologii takich układów, powinno stanowić podstawę w projektowaniu metod cieplno-chemicznej modyfikacji warstwy wierzchniej materiałów. W pracach poświęconych temu zagadnieniu wprowadza się pojęcie ścieżki dyfuzji [1, 2]. W przypadku układów trójskładnikowych jest to krzywa, która na izotermicznym przekroju potrójnego diagramu fazowego reprezentuje zmiany średniego składu chemicznego w przekroju strefy dyfuzyjnej. Łączy punkty odpowiadające składom chemicznym badanej pary dyfuzyjnej i może przechodzić przez pola stabilności czystych faz oraz pola równowagi dwóch i trzech faz. Kształt ścieżki dyfuzji zależy od warunków początkowych procesu, tj. od składu chemicznego pary dyfuzyjnej oraz od współczynników dyfuzji pierwiastków w analizowanym układzie. W obrębie pól dwufazowych (np. α + β) je więcej » Czytaj za darmo! »

Badania mikrostruktury i składu fazowego nadstopu żelaza IN519 stabilizowanego MZR

Walenty Jasiński Renata Chylińska Paweł Zawada

Zapotrzebowanie przemysłu chemicznego, energetycznego i petrochemicznego na materiały charakteryzujące się zespołem dobrych właściwości mechanicznych i odporności na degradację mikrostruktury w wysokiej temperaturze przy chemicznym oddziaływaniu środowiska doprowadziło do opracowania nadstopów [1]. Względy ekonomiczne zadecydowały, że wzrasta zainteresowanie nadstopami na osnowie żelaza. Stopy te mają dużą wytrzymałość i dobrą żaroodporność. Stosowne są głównie w przemyśle chemicznym i petrochemicznym oraz tam, gdzie jest wymagana odporność na pełzanie i oddziaływanie środowiska korozyjnego. Ze względu na wysoką temperaturę stosowania są umacniane roztworowo i wydzieleniami faz międzymetalicznych. Zabezpieczenie przed oddziaływaniem atmosfery utleniającej i korozyjnej w wysokiej temperaturze zapewnia odpowiednia zawartość pierwiastków o dużym powinowactwie do tlenu, takich jak chrom, aluminium i krzem. Obszerne badania nadstopów żelaza o zastosowaniu technicznym doprowadziły do optymalizacji ich składu chemicznego i właściwości przez wprowadzenie takich pierwiastków stabilizujących, jak: niob, tytan, cyrkon i wolfram [2, 3]. Pewne możliwości dalszej modyfikacji właściwości stopów żarowytrzymałych dają pierwiastki metali ziem rzadkich (MZR) [4÷7]. Dane literaturowe wskazują na szerokie możliwości modyfikacji właściwości tworzyw metalicznych przez wprowadzenie dodatku MZR [8÷13]. W celu sprawdzenia możliwości modyfikacji budowy fazowej i właściwości nadstopów żelaza drugiej generacji IN 519 (24% Cr, 24% Ni, 1,5% Nb) modyfikowanych dodatkiem 0,1% i 0,2% mas. miszmetalu (39% mas. La, 61% mas. Ce) przeprowadzono badania mikrostruktury za pomocą rentgenowskiej analizy fazowej i mikroanalizy składu chemicznego. METODYKA BADAŃ Badania prowadzono na próbkach pobranych z wlewków uzyskanych z wytopu prowadzonego w piecu IMSK 100 z kwaśną wymurówką wykonaną z masy Silica-Mix 7 B 0.5. Masa wsadu metalowego wynosiła 100 kg. Pomiary tward więcej » Czytaj za darmo! »

Modelowanie stanów naprężeń w powłokach TiAlN/TiN/Cr z warstwami przejściowymi

Łukasz Szparaga Jerzy Ratajski

Tematyka komputerowego wspomagania projektowania warstw ochronnych stanowi obecnie obiekt zainteresowania wielu ośrodków przemysłowych i badawczych. Istnieje szereg publikacji dotyczących pomiarów oraz symulacji numerycznych rozkładów naprężeń i odkształceń występujących w powłokach w trakcie i po procesie nanoszenia technikami PVD, np. [1÷6]. Ze względu na nieustanne modyfikacje budowy powłok oraz technik nanoszenia tematyka ta ciągle pozostaje otwarta. Jednym z kluczowych zagadnień badawczych z obszaru cienkich powłok jest opis mechanizmów fizycznych powstawania naprężeń wewnętrznych, w szczególności opis ewolucji czasowej i temperaturowej ich rozkładów [7÷13]. Szczególna uwaga jest poświęcona również warstwom gradientowym (Functionally Graded Materials FGM). Warstwy te stanowią modyfikację klasycznie stosowanych wielowarstwowych powłok i mogą być wysoce efektywne z punktu widzenia zwiększenia adhezji, twardości czy stabilności termicznej. Obecną koncepcję opisu fizycznego i matematycznego warstw przejściowych oraz ich wykorzystania zawierają na przykład prace [14÷19]. Opisane zagadnienia badawcze są niezwykle istotne z punktu widzenia tworzenia komponentów inteligentnych systemów wspomagania projektowania i optymalizacji procesów nanoszenia warstw [20÷22]. Szczegółowy opis modeli matematycznych i fizycznych powstawania naprężeń wewnątrz rozważanych powłok po procesie nanoszenia technikami PVD można znaleźć w publikacjach [1÷7,14÷17]. Nawiązując do prac [14, 15, 17], w których badano wpływ postaci funkcji przejściowych na stany naprężeń, utworzono klasę nierównowagowych funkcji opisujących ciągłą zmianę parametrów fizycznych poszczególnych warstw powłoki K-warstwowej w następującej postaci: f P P P w P P j j j i a x b i N j j i i + -> + - ( + ) - = = + ( - )⋅Π( + ) 1 1 1 1 1 (1) gdzie: i = 1, 2, ..., N oraz j = 1, 2, ..., K - 1, Pj i Pj + 1 oznaczają odpowiednio parametry fizyczne j i j + 1 warstwy, więcej » Czytaj za darmo! »

Modelowanie właściwości dwufazowych stali DP z zastosowaniem sztucznej inteligencji

SŁAWOMIR KRAJEWSKI JERZY NOWACKI

Wyjątkowe właściwości mechaniczne stali o wysokiej wytrzymałości (AHSS - Advanced High-Strength Steel) są efektem przemian fazowych w zakresie temperatury współistnienia ferrytu i przechłodzonego austenitu w warunkach odkształcenia plastycznego lub szybkiego chłodzenia powodującego utworzenie finalnej struktury. Stale AHSS stały się szczególnie atrakcyjne w produkcji nadwozi pojazdów dzięki wytrzymałości na rozciąganie sięgającej 1700 MPa, granicy plastyczności do 1450 MPa oraz wydłużeniu A80 do 30%. Blachy ze stali AHSS wykazują dużo większe właściwości mechaniczne w porównaniu z konwencjonalnymi stalami karoseryjnymi. Efektem zastosowania stali AHSS jest zmniejszenie grubości blach karoseryjnych i masy konstrukcji pojazdu [1÷3]. Istotną zaletą stali AHSS jest ich umiarkowana cena w związku z małą zawartością dodatków stopowych oraz dobre właściwości technologiczne, w tym tłoczność, skrawalność i spawalność. Stale AHSS swoje dobre właściwości mechaniczne zawdzięczają wielofazowej mikrostrukturze składającej się z ferrytu, bainitu, martenzytu i austenitu szczątkowego (rys. 1). Wielofazowe stale AHSS pozostają plastyczne pomimo obecności w nich martenzytu i/lub bainitu. Proces obróbki stali obejmuje odkształcenie plastyczne w wyniku walcowania na gorąco (w przypadku stali CP i MART) w temperaturze trwałości austenitu (850°C) lub walcowanie na zimno (w przypadku stali DP i TRIP) [3÷6]. W artykule przedstawiono wyniki badań modelowania mikrostruktury i właściwości mechanicznych stali dwufazowych DP (Dual-Phase Steel) należących do grupy stali o wysokiej wytrzymałości AHSS. MIKROSTRUKTURA I WŁAŚCIWOŚCI MECHANICZNE STALI DP Do badań wybrano stale dwufazowe w stanie po ciągłym wyżarzaniu ze względu na ich wyjątkową mikrostrukturę składającą się z 30÷70% martenzytu w osnowie drobnoziarnistego, sferoidalnego ferrytu i 1÷10% metastabilnego austenitu szczątkowego, warunkującą dużą wytrzymałość na rozciąganie do 1180 MPa przy dużym w więcej » Czytaj za darmo! »

Modelling of the primary structure formation in the thin wall hypo- and hypereutectic ductile iron casting using CA method

ANDRIY BURBELKO DANIEL GURGUL WOJCIECH KAPTURKIEWICZ MARCIN GÓRNY

Nodular graphite cast iron, also known as ductile iron (DI), has major applications in critical engineering parts due to its mechanical properties and castablility. The mechanical and physical properties of this material depend on the shape and number of the graphite grains and microstructure of the metallic matrix. Solidification of DI was a subject of many computer modeling programs described in literature [1÷5], in which the stationary conditions of carbon diffusion in austenite is pre-assumed. Recently, a tendency for production of thin-walled castings has been observed [6÷8]. In this technology, the process of the fast solidification is very far from equilibrium and steady-state conditions. The purpose of the present work is a two-dimension model development for simulation of the DI structure formation during the solidification in the condition of non steady-state temperature and diffusion fields in the thin-wall casting. process Model The CA-FD (CA stands for Cellular Automata, and FD stands for Finite Difference) is one of the known methods of the simulation of microstructure formation during the solidification [9, 10]. In the CA microstructure modelling the outer grain shape is the result of the simulation which is not superimposed beforehand. The model development for a one-phase microstructure evolution is a subject of numerous research [11÷20]. Model of the eutectic solidification of DI in the uniform temperature field and superimposed cooling rate is known [21]. Presented model is based on the CA-FD technique and will predict solidification of DI in the non-uniform temperature field during the cooling of the thin-wall casting. Model takes into account the continuous nucleation of austenite and graphite grains from liquid controlled by undercooling, separate non-equilibrium growth of graphite nodules and austenite dendrites at the first solidification stage, and the following cooperative growth of graphite- więcej » Czytaj za darmo! »

Badania zmęczeniowe stopu AlZnMgCu przeznaczonego na elementy zawieszenia

Maria Maj Stanisław Pysz Jarosław Piekło ANDRZEJ Gazda

Zmniejszenie masy pojazdu jest możliwe między innymi przez wykonanie elementów z tworzywa o mniejszej masie właściwej. Bardzo korzystny stosunek wytrzymałości do masy stopów Al-Zn, skłania do wykonywania z nich elementów silnie obciążonych, znajdujących zastosowanie w lotnictwie i motoryzacji [1, 2]. Z opracowanego w Instytucie Odlewnictwa wykresu (rys. 1) zależności wytrzymałości od wydłużenia wynika, iż stopy AlZnMgCu poddane obróbce plastycznej mogą mieć wytrzymałość na rozciąganie Rm rzędu 600 MPa przy wydłużeniu A5 wynoszącym około 10%. Podobnie w innych publikacjach [3÷5] autorzy zauważają, że te stopy przerabiane plastycznie osiągają dużą wytrzymałość, co pokazuje przedstawiona zależność pomiędzy Rm i Rp0,2, a zawartością w stopie pierwiastków Zn i Mg: Rm = 461,74 + 20,16·Zn% + 33,82·Mg% Rp0,2 = 350,81 + 28.40·Zn% + 35,10·Mg% Głównym składnikiem badanego stopu jest cynk i magnez. Iloraz zawartości Zn do Mg w tego typu stopach jest większy od jedności (Zn/Mg > 1), natomiast Fe i Si są zanieczyszczeniami. Inne pierwiastki, jak Zr, Mn, Cr, mają niewielki wpływ na poprawę mikrostruktury, natomiast zarówno Ti, jak i B służą do rozdrobnienia ziarna i wpływają korzystnie na końcowe właściwości stopu. Przyjmuje się również, że Cu (rys. 2) ma korzystny wpływ, zwiększając odporność stopu na korozję naprężeniową oraz wytrzymałość, w zależności od udziału Zn i Mg. Ze względu na gorszą lejność w porównaniu z innymi stopami, np. siluminami, stopy AlZnMgCu znalazły głównie zastosowanie jako elementy konstrukcyjne poddawane obróbce plastycznej. Pamiętać należy również, iż stopy te pomimo dużej wytrzymałości bez odpowiedniej obróbki cieplnej lub z niewłaściwie zaprojektowaną obróbką cechuje małe wy więcej » Czytaj za darmo! »

Lekkie materiały gradientowe dla zastosowań w węzłach mechanicznych

ŁUKASZ KACZMAREK JACEK SAWICKI MARIUSZ STEGLINSKI HANNA RADZISZEWSKA ŁUKASZ KOŁODZIEJCZYK WITOLD SZYMANSKI DAMIAN BATORY JACEK ŚWINIARSKI

Obserwowany dynamiczny wzrost zapotrzebowania przemysłu motoryzacyjnego czy zbrojeniowego na nowoczesne, lekkie materiały funkcjonalne i konstrukcyjne [1] jest podyktowany spełnieniem głównie takich czynników, jak: wzrost zasięgu pojazdów, zwiększenie ich nośności, a także obniżeniem zużycia paliwa. Cel ten jest osiągany głównie przez optymalizację układów elektronicznych, ale także przez zastosowanie zaawansowanych materiałów konstrukcyjnych i funkcjonalnych (głównie wykorzystanie lekkich stopów na bazie aluminium). W ciągu ostatnich dziesięciu lat prowadzone badania przez Williamsa i Starke’a [2], Funataniego [3], Salazar-Guapurichego [4], czy Warnera [5] dowodzą, że prawdopodobnie stopami aluminium przeznaczonymi na elementy narażone na duże obciążenia i zużycie będą następujące stopy przeznaczone do obróbki plastycznej: seria PN-EN 2xxx (z Cu), seria PN-EN 7xxx (z Zn) oraz seria PN-EN 8xxx (z Li). Stopy z serii PN-EN 2xxx oraz PN-EN 7xxx są nazywane duraluminium, mają wyjątkowe właściwości, tj.: dużą wytrzymałość właściwą, dobrą odporność na korozję naprężeniową, a także dużą odporność na kruche pękanie. Intensywne prace w obszarze optymalizacji składu chemicznego [6, 7], jak również nowoczesnej obróbki cieplnej [8] oraz obróbki cieplno-plastycznej [9÷12] umożliwiają podwyższenie ich właściwości wytrzymałościowych [13]. Jedną z nowoczesnych technik obróbki cieplnej stopów aluminium jest zastosowanie starzenia dwuetapowego T6I4, T6I6, w wyniku którego jest możliwe uzyskanie w ośrodku ciągłym dwurdzeniowych faz umacniających. W większości przypadków fazy te otrzymywano w stopach Al z dodatkiem skandu i cyrkonu [14], skandu i litu [15], litu i cyrkonu [16], poddanych dwuetapowemu procesowi starzenia. Jednakże do tej pory pomijano tego typu strukturę wydzieleń w odniesieniu do stopów aluminium z dodatkiem miedzi [17÷19], w przypadku których jest możliwe również otrzymanie faz dwurdzeniowych powodujących zwiększenie właś więcej » Czytaj za darmo! »

Ocena mikrostruktury i właściwości wytrzymałościowe kompozytów Al7,9Mg/SiC otrzymywanych metodą KoBo

Jarosław Woźniak Marek Kostecki Kamil Broniszewski Włodzimierz Bochniak Andrzej Olszyna

Stopy aluminium z układu Al-Mg należą do grupy stopów przeznaczonych do umocnienia odkształceniowego. Dodatek magnezu do aluminium powoduje zwiększenie właściwości wytrzymałościowych, ale z drugiej strony obniżenie plastyczności stopu. Ponadto stopy z tej grupy charakteryzują się dobrą odpornością korozyjną, nawet w wodzie morskiej, oraz spawalnością [1]. Pomimo wielu zalet stopy te charakteryzują się niską temperaturą eksploatacji (<180°C), po przekroczeniu której właściwości wytrzymałościowe ulegają obniżeniu. Wymusza to poszukiwanie metod poprawy właściwości tych stopów w wyższej temperaturze. Podwyższenie temperatury eksploatacji i właściwości wytrzymałościowych można uzyskać przez wytwarzanie kompozytów umacnianych cząstkami ceramicznymi, np. Al2O3, SiC. Wysokie właściwości wytrzymałościowe oraz mała gęstość pozwalają wykorzystywać kompozyty na osnowie stopów aluminium do produkcji części maszyn oraz elementów konstrukcyjnych stosowanych w przemyśle motoryzacyjnym, lotniczym i maszynowym [2, 3]. Najczęściej stosowanymi metodami wytwarzania kompozytów są odlewanie i metalurgia proszków. Jedną z głównych zalet obu metod jest możliwość uzyskiwania elementów o kształcie zbliżonym do założonego. Jednakże w sytuacji gdy są wymagane wysokie właściwości wytrzymałościowe jest niezbędne zastosowanie dodatkowej obróbki plastycznej. W przypadku metalurgii proszków proces technologiczny wytwarzania kompozytów składa się z kilku etapów. Ostatnim z nich jest spiekanie uprzednio zagęszczonej mieszaniny proszków. Wysoka temperatura stosowana podczas spiekania powoduje, że proces ten jest energochłonny, co zwiększa koszt technologii. W celu obniżenia kosztów technologicznych jest konieczne wyeliminowanie etapu spiekania z procesu wytwórczego. Jest to możliwe przez konsolidację mieszanin proszkowych z wykorzystaniem współbieżnego wyciskania metodą KoBo [4, 5]. W literaturze dostępny jest szereg publikacji opisujących założenia technologic więcej » Czytaj za darmo! »

Odporność laminatów aluminium/kompozyt epoksydowo-szklany na uderzenia o małej prędkości

Patryk Jakubczak Jarosław Bieniaś Barbara Surowska

Laminaty metalowo-włókniste (Fiber Metal Laminates - FML) należą do grupy nowoczesnych, hybrydowych materiałów, składających się z na przemian ułożonych warstw kompozytu o osnowie polimerowej wzmacnianego włóknami oraz warstw metalu. Historia laminatów FML sięga lat 80. XX wieku (Delfth University of Technology, Holandia). Pierwsze dane literaturowe na temat tych materiałów są publikowane od 2001 roku wraz z ich zastosowaniem w samolocie Airbus A380. Laminaty FML łączą w sobie właściwości zarówno metalu, jak i kompozytu. W porównaniu z metalem FML uzyskują dużą tolerancję uszkodzeń z uwzględnieniem procesów zmęczeniowych czy korozyjnych. Natomiast w porównaniu z materiałem kompozytowym odznaczają się wyższymi właściwościami udarnościowymi, odpornością na kruche pękanie i odpornością na działanie czynników środowiskowych. W ogólnej charakterystyce laminatów FML najczęściej wymienia się dobrą odporność korozyjną, znaczną wytrzymałość zmęczeniową, wysoką wytrzymałość właściwą, odporność na udarowe uderzenia energią skupioną (impact), małą gęstość i ogniotrwałość [1, 2]. Jedynymi dotychczas stosowanymi w skali przemysłowej materiałami FML są laminaty typu GLARE (Glass LAminates REinforced), które są zbudowane ze stopu aluminium (najczęściej EN AW-2024 - AlCu4Mg1) oraz kompozytu epoksydowo-szklanego (GFRP) na bazie włókien typu S [3]. Najkorzystniejszą technologią wytwarzania laminatów FML jest metoda autoklawowa, która wykorzystuje jednoczesne działanie temperatury, ciśnienia oraz podciśnienia, zapewniając osiągnięcie bardzo wysokiej jakości laminatów oraz pełną kontrolę procesu [4]. Zagadnienie wpływu uderzeń dynamicznych o małej prędkości jest szczególnie istotne w materiałach konstrukcyjnych stosowanych w technice lotniczej. Poprzeczne uderzenia tego typu są generowane m.in. podczas naziemnej obsługi samolotów przez nieostrożnych mechaników, wózki bagażowe, załadunkowe i techniczne, ciała stałe wyrzucone spod kół samolotu, ci więcej » Czytaj za darmo! »

Analiza porównawcza kompozytów polimerowych wzmacnianych włóknami zawierających mikropory

Jarosław Bieniaś Bar bara Surowska Monika Ostapiuk

Kompozyty o osnowie polimerowej wzmacniane włóknem ciągłym stanowią jedną z ważniejszych grup współczesnych materiałów konstrukcyjnych, stosowanych przede wszystkim ze względu na małą gęstość i dużą wytrzymałość względną [1, 2]. O ich właściwościach mechanicznych w znacznym stopniu decyduje jakość uzyskana w procesie wytwarzania, rozumiana jako stopień porowatości osnowy [3÷5] oraz udział nieciągłości powstających w czasie eksploatacji, definiowanych jako delaminacje. Porowatość jest wynikiem niedostatecznego odgazowania materiałów w procesie polimeryzacji, na co znaczny wpływ ma ciśnienie robocze stosowane w technologiach wytwarzania konstrukcji kompozytowych. W żadnej z dotychczas stosowanych metod zarówno opartych na ciekłych żywicach (infuzja, pultruzja, RTM, VaRTM), jak i na preimpregnatach (autoklawowa, quick-step) nie udaje się uzyskać struktury bez porowatości [4÷7]. Problem jest szczególnie istotny w przemyśle lotniczym, w którym obowiązują najostrzejsze kryteria jakościowe. Jakość laminatu jest oceniana za pomocą poziomu porowatości. Kwalifikację kompozytów pod względem objętościowego udziału nieciągłości strukturalnych zaproponował Purslow [8]. W tej kwalifikacji zostały wprowadzone następujące poziomy jakości: Vp < 0,2% - doskonała, 0,2÷0,5% - bardzo dobra, 0,5÷1% - dobra, 1÷2% - średnia, 2÷5% - niska; 5% ≤ Vp - bardzo niska jakość. W zastosowaniach lotniczych jest dopuszczona porowatość poniżej 1%, a więc jakość co najmniej dobra. Do identyfikacji nieciągłości w strukturze kompozytów są stosowane różne metody zaliczane do niszczących i nieniszczących. Standardową metodą jest metoda Archimedesa [9]. Inne metody niszczące to metody wypalania osnowy, trawienia osnowy oraz mikroskopii świetlnej [4, 6, 8, 10]. Metodami tymi określa się udział objętościowy porów. W przypadku mikroskopii można również mierzyć wielkość oraz określać kształt i rozmieszczenie porów z obrazu 2D. Do metod nieniszczących należą metoda u więcej » Czytaj za darmo! »

Nowe kompozycje polimerowe typu poliakrylan/polisacharyd jako spoiwa dla odlewnictwa

Beata Grabowska Mariusz Holtzer Rafał Dańko Ewa Olejnik

Materiały formierskie można podzielić na materiały stanowiące osnowę mas odlewniczych i powłok ochronnych oraz na materiały wiążące ziarna osnowy (spoiwa) [1]. Spoiwa nadają osnowie określoną wytrzymałość mechaniczną, umożliwiającą otrzymanie odlewu o założonych kształtach i wymiarach (rys. 1). Spoiwa ze względu na charakter chemiczny dzielą się na: nieorganiczne (m.in. gliny, cementy, szkło wodne i bentonity) i organiczne (m.in. żywice fenolowo-formaldehydowe, żywice mocznikowe). Masy formierskie wiązane spoiwami nieorganicznymi mają jednak dość istotne wady, takie jak: długi czas suszenia i utwardzania, higroskopijność, pękanie gotowych form, trudna wybijalność rdzeni, słaba zdolność do regeneracji oraz mała odporność masy. W związku z tym ich zastosowanie ogranicza się głównie do dużych odlewów o prostych kształtach. Ze względu na wymienione wady spoiw nieorganicznych coraz częściej stosuje się do wiązania mas formierskich spoiwa organiczne, najczęściej żywice syntetyczne, przy czym coraz liczniejszą grupę zaczynają stanowić polimery, w tym biopolimery. Masy te charakteryzują się dobrymi właściwościami technologicznymi, takimi jak: odpowiednia wytrzymałość, dobra płynność i żywotność, co pozwala na uzyskanie odlewów o wymaganych parametrach użytkowych oraz ekologicznych [2÷5]. W Pracowni Ochrony Środowiska na Wydziale Odlewnictwa AGH od kilku lat są prowadzone badania nad zastosowaniem polimerów jako ekologicznych spoiw odlewniczych [6, 7]. Do tej pory opracowano już ekologicznie alternatywne dla innych spoiw odlewniczych spoiwo poliakrylanowe oraz sposób jego utwardzania w masie odlewniczej [7]. Obecnie realizowane prace również dotyczą opracowania nowych spoiw BioCo z udziałem biopolimerów i zastosowania ich w technologii odlewniczej [8÷11]. Spoiwa te w postaci wodnych kompozycji polimerowych zawierają w swoim składzie polimery syntetyczne (poliakrylany) i naturalne (polisacharydy). Skład spoiw BioCo jako wodnych kompoz więcej » Czytaj za darmo! »

Uniepalnianie i poprawa stabilności termicznej elastomerów metodami inżynierii materiałowej

Dariusz m. Bieliński Magdalena Kmiotek JOANNA KLECZEWSKA GRAŻYNA JANOWSKA MARIUSZ SICIŃSKI

Zmniejszenie palności materiałów polimerowych można osiągnąć przez przerwanie cyklu samopodtrzymującego się palenia w wyniku utworzenia bariery izolującej palący się materiał od części nieobjętej płomieniem, ograniczenia dostępu palnych gazów oraz tlenu z powietrza do strefy płomienia, a także zwiększenia przewodnictwa cieplnego spalanego materiału [1]. Efekt zmniejszenia palności materiałów elastomerowych można osiągnąć, wprowadzając do nich wodorotlenki, hydraty lub antypireny zawierające atom halogenowca [2]. Pod wpływem ognia rozkładają się one z wydzieleniem niepalnych gazów: pary wodnej, chlorowodoru i bromowodoru oraz związków halogenoalkilowych, modyfikujących wolnorodnikowy mechanizm spalania. Emitowane podczas spalania HCl czy HBr są toksyczne, a ponadto wykazują właściwości korozyjne. Poszukuje się zatem równie skutecznych, ale mniej niebezpiecznych dla środowiska związków zawierających atom halogenowca [3]. Przewodnictwo cieplne materiałów elastomerowych można z kolei zwiększyć, wprowadzając do nich napełniacze mineralne, takie jak talk, kreda czy krzemionka [4]. Niektóre z tych napełniaczy, oprócz poprawy przewodnictwa cieplnego, sprzyjają tworzeniu się koksu izolującego strefę spalania od dopływu tlenu. Rolę izolatora cieplnego pełnią natomiast warstwowe krzemiany organiczne, które również tworzą na powierzchni spalanego materiału szczelną warstwę koksu stanowiącego barierę dla produktów pirolizy [5]. Izolacyjna warstwa ochronna powstaje także w wyniku spalania materiału zawierającego ekspandowany grafit [6] czy powierzchniowej migracji antypirenów [7]. Połączenie efektu izolacyjnego i poprawę przewodności cieplnej kompozytów można również osiągnąć, stosując napełniacze modyfikowane związkami halogenowymi [8]. W pracy przedstawiono nowe możliwości w obszarze uniepalniania i poprawy stabilności termicznej elastomerów, polegające na: -- wprowadzeniu do nich różnych odmian ftalocyjaniny miedziowej w sposób bezpo więcej » Czytaj za darmo! »

Utlenianie izotermiczne staliwa 0,3C-18Cr-30Ni z dodatkami niobu i tytanu

RENATA CHYLIŃSKA MAŁGORZATA GARBIAK BOGDAN PIEKARSKI

Większość środowisk gazowych, w których stosowane są żarowytrzymałe odlewy stanowiące wyposażenie pieców do obróbki cieplnej zawiera tlen, powietrze, dwutlenek węgla lub parę wodną. Odpowiednia odporność na korozję wysokotemperaturową połączona jest z two-rzeniem się na powierzchni zgorzeliny składającej się głównie z tlenków Cr2O3. Dobra skuteczność ochronna zgorzeliny, poza wymaganą odpowiednią zawartością chromu w staliwie, wynika także z obecności innych dodatków stopowych - krzemu lub pierwiastków III i IV grupy układu okresowego (Nb, Ti, Zr) oraz pierwiastków ziem rzadkich (Ce, Nd, Pr). Pierwiastki te są wprowadzane do staliwa pojedynczo lub łącznie, od kilku dziesiątych do kilku procent [1]. Umożliwiają one zmianę składu fazowego i morfologii produktów procesu utleniania. Budowa zgorzeliny niezależnie od materiału podłoża, stal lub staliwo austenityczne, jest podobna [2]. Składnikami zgorzeliny są głównie dwie fazy: spinel (Mn, Fe)Cr2O4 i tlenek Cr2O3. Celem prezentowanej pracy jest porównanie zachowania się żarowytrzymałego staliwa austenitycznego 0,3C-18Cr-30Ni z pojedynczymi dodatkami niobu i tytanu [3, 4] podczas utleniania izotermicznego w atmosferze powietrza w temperaturze 900°C. MATERIAŁ I METODYKA BADAŃ Do badań jako materiał podłoża przyjęto żarowytrzymałe staliwo austenityczne (tab. 1) wytopione w piecu indukcyjnym otwartym o wyłożeniu kwaśnym [5]. Wyniki badań procesu utleniania izotermicznego pierwszego stopu będą odniesieniem do oceny odporności staliwa na utlenianie po wprowadzeniu do jego składu chemicznego dodatku tytanu lub niobu. Zawartość pierwiastków węglikotwórczych w staliwie dobrano tak, aby oba stopy (staliwo nr 2 i 3, tab. 1) miały porównywalną skłonność do tworzenia węglików, odpowiednio węglika tytanu lub niobu [6]. W celu oceny wpływu stanu technologicznego staliw (zmiany składu fazowego mikrostruktury) na przebieg procesu jego utleniania wlewki wyżarzono w atmosferze powietrza w temperatu więcej » Czytaj za darmo! »

Porównanie zmian w substrukturze stali X153CrMoV12 po obróbce cieplnej bez i z głębokim wymrażaniem

JERZY JELEŃKOWSKI ALEKSANDER CISKI PIOTR WACH TOMASZ BABUL

Stal X153CrMoV12 po standardowym hartowaniu zawiera do kilkunastu procent austenitu szczątkowego oraz do 10% pierwotnych węglików typu M7C3 i MC. Wydzielone podczas odpuszczania dyspersyjne węgliki M23C6, niewidoczne pod mikroskopem świetlnym, mają skład zbliżony do (Fe, Cr)21(Mo, V)2C6, przy czym ich udział objętościowy przewyższa zawartość nanowęglików MC i M2C wydzielających się z martenzytu [1, 2]. Temperatura całkowitej rozpuszczalności M23C6 w austenicie wynosi ok. 1100°C, M7C3 ok. 1150÷1200°C, a pierwiastków tworzących węgliki typu (Mo, V)C jest wyższa od 1300°C [3]. Skład fazowy i właściwości stali zależą więc od temperatury austenityzacji. W stanie zahartowanym stal jest strukturalnie niestabilna tylko w odniesieniu do atomów węgla, a nie do atomów żelaza i atomów innych pierwiastków substytucyjnych. Twardość i żarowytrzymałość tej stali, podobnie jak i innych stali narzędziowych, jest tym większa im więcej przemian fazowych węglików, większe ich rozdrobnienie i większa odporność na koagulację i koalescencję. Najskuteczniej umacniają najbardziej dyspersyjne węgliki na osnowie molibdenu M2C i wanadu VC. Podobna kolejność w oddziaływaniu węglików występuje z punktu widzenia twardości, modułu Younga, gęstości i koherencji z siecią martenzytu. Z pierwiastków węglikotwórczych stali X153CrMoV12 molibden ma największy wpływ na tworzenie zarodków węglików - klasterów ze względu na względnie mały wymiar atomu i dużą dyfuzyjność [4]. Wpływ węglików na umocnienie osnowy martenzytycznej zwiększa się w miarę wzrostu rozpuszczalności w austenicie węgla i pierwiastków stopowych. Największą rozpuszczalność ma chrom, następnie molibden, wolfram i wanad. Im więcej tych pierwiastków, tym mniej węgla rozpuszczonego w martenzycie, co nie pozostaje bez wpływu na morfologię i właściwości martenzytu. Ze wzrostem temperatury odpuszczania węgliki MC i M23C6 zachowują swoją strukturę sieciową, podczas gdy węglik M2C po utracie koherencji zmie więcej » Czytaj za darmo! »

Badania numeryczne wytrzymałości lufy kal. 5,56 mm wykonanej ze stali 30HN2MFA poddanej chromowaniu

Andrzej Dębski Jerzy Małachowski Paweł Płatek Kamil Sybilski

Jednym z kluczowych elementów każdej broni strzeleckiej determinującym jej właściwości użytkowe, tj. trwałość oraz niezawodność jest podzespół lufy. Podczas strzału we wnętrzu jej przewodu w części stanowiącej komorę nabojową dochodzi do zamiany energii chemicznej ładunku miotającego na energię kinetyczną przemieszczającego się ruchem postępowym oraz obrotowym pocisku. Powstający wewnątrz przewodu lufy impuls ciśnienia o znacznej wartości maksymalnej (ok. 400 MPa) oraz czas jego oddziaływania określa się metodami analitycznymi tak, aby zapewnić odpowiednią efektywność rażenia pocisku niezbędną do obezwładnienia siły żywej oraz lekko opancerzonego sprzętu wojskowego. Wpływ obciążenia ciśnieniem gazów prochowych o wysokiej temperaturze, ich erozyjny charakter oddziaływania oraz wzajemna współpraca płaszcza pocisku z bruzdami przewodu lufy stanowią obciążenie cykliczne o charakterze termomechanicznym. Efektem jego działania jest stopniowa zmiana geometrii przewodu lufy będąca następstwem zużycia warstwy wierzchniej (rys. 1÷4). Zjawisko to powoduje pogorszenie parametrów balistycznych broni [1÷4]. W przypadku luf karabinkowych (kal. 5,56 mm) jedną z powszechnie stosowanych metod pozwalających na zwiększenie odporności na zużycie cierne przewodu lufy jest m.in. obróbka cieplna materiału lufy (stali 30HN2MFA - hartowanie, a następnie odpuszczenie wysokie do twardości 25÷30 HRC) oraz pokrywanie samego przewodu powłoką twardego chromu galwanicznego [1, 4]. Klasyczne podejście do oceny właściwości wytrzymałościowych lufy jest ograniczone do zadania związanego z określeniem wartości średnic zewnętrznych poszczególnych jej odcinków z zachowaniem założenia dotyczącego minimalizacji masy. Dostępne obecnie numeryczne metody obliczeniowe, tj. metoda elementów skończonych, pozwalają na dokładną analizę wytrzymałości lufy, wyznaczenie stanu przemieszczeń, odkształceń oraz naprężeń w warunkach obciążenia ciśnieniem zmiennym zarówno w czasie, więcej » Czytaj za darmo! »

Rola naprężeń własnych w warstwie chromokrzemowanej

Iwona Bauer

Wysokie wymagania technologiczne stawiane współcześnie produkowanym maszynom i narzędziom są wynikiem ich różnorodnych zastosowań oraz specyficznych warunków, jakie muszą spełniać podczas pracy. Poszukiwane są rozwiązania wysokowydajne stymulowane możliwością uzyskania efektów ekonomicznych w postaci oszczędności materiałów, energii, wydajności produkcji. W ostatnich latach w praktyce przemysłowej są rozpowszechnione technologie dyfuzyjne. Stanowią one stosunkowo tani, a więc odpowiadający współczesnym wymaganiom, ekonomiczny sposób poprawy właściwości części maszyn i narzędzi. Chromokrzemowanie metodą proszkową spełnia te oczekiwania. Istotną zaletą tej technologii jest to, że wytworzona w procesie warstwa wierzchnia ma dobre właściwości użytkowe, tj. odporność na zużycie przez tarcie i korozję, co omówiono m.in. w pracach [1÷6]. Narzędzia i części maszyn, których warstwa wierzchnia została wytworzona w procesie chromokrzemowania, znajdują zastosowanie w licznych gałęziach przemysłu, w których podczas eksploatacji są narażone na nadmierne zużycie. Ich trwałość jest związana z oddziaływaniem wielu czynników wpływających na stan warstwy wierzchniej. Jednym z nich są naprężenia, którym poświęcono wiele opracowań ze wzglęu na złożoność problemu, bowiem w istotny sposób decydują o właściwościach materiałów, takich jak odporność na korozję i zużycie w procesie tarcia, wytrzymałość zmęczeniowa, adhezyjna przyczepność do podłoża, oporność elektryczna [7÷14]. Procesy dyfuzyjne wpływają na budowę i właściwości eksploatacyjne warstw, dlatego istotnym aspektem badań było określenie naprężeń własnych występujących w warstwie wierzchniej stali C90U wytwarzanej w procesie chromokrzemowania oraz chromowania metodą proszkową, któ więcej » Czytaj za darmo! »

Wpływ parametrów procesu na formowanie warstwy azotowanej stali austenitycznej

Jolanta Baranowska Paweł Giza Dagmara Misztal Joanna Siemieniecka

Niskotemperaturowe azotowanie stali austenitycznej jest procesem obróbki cieplno-chemicznej, który pozwala na zwiększenie twardości i odporności na zużycie tribologiczne bez pogarszania odporności korozyjnej tej stali. Podczas azotowania w temperaturze poniżej 500°C tworzy się warstwa azotowana zbudowana z twardej i odpornej na korozję fazy S. Powstanie tego typu warstw było po raz pierwszy zaobserwowane w latach 80. przez Ichii i wsp. [1] oraz Zhanga i wsp. [2] podczas azotowania jonowego. Szereg zagadnień związanych z formowaniem warstwy azotowanej w niskiej temperaturze ciągle budzi wątpliwości i pozostaje niewyjaśnione. Faza S, którą charakteryzuje bardzo duży zakres rozpuszczalności azotu nawet do 50% at. [3], jest uważana przez większość badaczy za przesycony roztwór azotu w żelazie γ [4÷6]. Wskazuje na to brak wyraźnej granicy fazowej pomiędzy warstwą azotowaną a podłożem - obserwuje się ciągłe przejście granic ziaren austenitu podłoża przez warstwę azotowaną. Nie stwierdzono również niezależnie zarodkujących wydzieleń nowej fazy [7, 8]. Istotnym, choć również niewyjaśnionym zagadnieniem jest kinetyka wzrostu warstw azotowanych. Warstwy zbudowane z fazy S charakteryzuje szybkość wzrostu blisko dwa rzędy większa niż by to wynikało z obliczeń z prawa Ficka dla szybkości dyfuzji azotu w austenicie [9]. Szczególnie interesujący jest profil zawartości azotu na przekroju warstwy azotowanej. Zagadnienie to jest przedmiotem badań prezentowanej pracy. Metodyka badań W badaniach zastosowano stal austenityczną o składzie podanym w tabeli 1, w postaci próbek prostopadłościennych o wymiarach 10×20×5 mm. Przygotowanie próbek przed procesem azotowania obejmowało: szlifowanie (papier ścierny o ziarnistości 240 i 400), polerowanie mechaniczne (zawiesina diamentowa o granulacji 9, 3 i 1 μm, zawiesina Al2O3 o dyspersji 0,05 μm), polerowanie elektrochemiczne. Bezpośrednio przed obróbką cieplno-chemiczną próbki były myte w więcej » Czytaj za darmo! »

Ciągliwość dynamiczna stali 38HMJ (1.8509) z warstwą azotowaną w warunkach próby pierścieniowej

Andrzej Dębski Jacek Janiszewski

W eksploatacji broni strzeleckiej kalibru 5,56 mm, np. karabinka BERYL, szczególne ważna dla zachowania parametrów balistycznych jest trwałość powierzchni przewodu lufy. Tradycyjna technologia pokrywania przewodu warstwą twardego chromu galwanicznego jest coraz częściej zastępowana metodami obróbki cieplno- -chemicznej połączonymi z głębokim wymrażaniem [1]. W przeciwieństwie do powłok galwanicznych połączonych adhezyjnie z podłożem warstwy uzyskane w procesach cieplno-chemicznych charakteryzują się połączeniem dyfuzyjnym i mniejszą tendencją do powstawania wykruszeń w miejscach o nasilonym zużyciu. Duży wpływ na zmianę technologii mają także aspekty ekologiczne i ekonomiczne. Nowoczesne technologie azotowania gazowego są tańsze i nie wymagają stosowania toksycznych związków, jak to ma miejsce w przypadku chromowania galwanicznego. Jednak wprowadzanie nowych technologii nie przebiega bez przeszkód. Jedna z nich wiąże się na przykład ze zmianą sposobu czyszczenia i konserwacji broni z lufą po obróbce cieplno-chemicznej. Inny problem jest związany z koniecznością wprowadzenia zmian materiałowych w produkcji luf. O ile technologia galwanicznego chromowania nie stawiała wymagań co do składu chemicznego stali stosowanych w produkcji, to w obróbce cieplno-chemicznej podłoże powinno zawierać dodatki sprzyjające utwardzeniu warstwy. Dlatego do różnych wariantów obróbki są dedykowane specjalne gatunki stali stopowych zawierające azotkotwórcze dodatki, takie jak chrom, molibden, wanad czy aluminium [2]. Z asortymentu stali do azotowania można wybrać takie, których właściwości wytrzymałościowe po obróbce cieplno-chemicznej będą zbliżone do stosowanej dotychczas stali. Takim gatunkiem jest stal 38HMJ (1.8509). Przy próbie zmiany materiału w produkcji luf niezwykle istotne jest sprawdzenie, czy dana stal charakteryzuje się odpowiednimi, mechanicznymi właściwościami, które określono zarówno w warunkach statycznego, jak i dynamicznego obcią więcej » Czytaj za darmo! »

Zużycie tribokorozyjne azotowanej stali dupleks

Jarosław Bielawski Jolanta Baranowska

Stal dupleks należy do grupy stali o bardzo dużym potencjalnym znaczeniu przemysłowym. Biorąc pod uwagę korzystną kombinacje cech mechanicznych i korozyjnych, która cechuje tę stal, jej znaczenie przemysłowe będzie coraz większe. Poważne ograniczenie wykorzystania tej stali stanowi jej mała odporność na zużycie tribologiczne oraz małą twardość. Azotowanie niskotemperaturowe jest obiecującą obróbką, której zastosowanie do stali chromowej jest przedmiotem zainteresowania coraz większej liczby zakładów przemysłowych ze względu na możliwość kształtowania twardych warstw o dobrych właściwościach korozyjnych [1]. Proces niskotemperaturowego azotowania znacznie podnosi twardość i odporność na zużycie tribologiczne stali chromowej i chromowo-niklowej przy zachowaniu jej dobrej odporności korozyjnej. Poprawę właściwości mechanicznych i korozyjnych przypisuje się tworzącej się w tych warunkach fazie S oraz tzw. expanded martensite [2÷4]. Fazy te tworzą się odpowiednio na odpornych na korozję ziarnach austenitu i ferrytu. Jednakże warunki zużycia tribokorozyjnego stawiają znaczne wymagania takim warstwom. W przypadku stali ferrytyczno-austenitycznej azotowanie może prowadzić do tworzenia różnych faz w obszarze warstwy wytworzonej na dwufazowym podłożu. Może to powodować wystąpienie lokalnych różnic potencjału, a tym samym do obniżać odporność tribokorozyjną. Dlatego tematyka ta stanowi istotne zagadnienie zarówno z poznawczego, jaki i aplikacyjnego punktu widzenia. Metodyka badań W badaniach zastosowano stal duplex (X2 CrNiMoN 2253) o składzie podanym w tabeli 1. Próbki o wymiarach 10×20×5 mm poddano szlifowaniu (papier ścierny o ziarnistości 240 i 400) i polerowaniu mechanicznemu (zawiesina diamentowa o granulacji 9, 3 i 1 μm). Końcowe polerowanie mechaniczne prowadzono z wykorzystaniem zawiesiny Al2O3 o stopniu dyspersji 0,05 μm. Jako końcową obróbkę powierzchni w celu usunięcia zgniotu zastosowano polerowanie elektrochemic więcej » Czytaj za darmo! »

Ocena odporności na zużycie stopowanych laserowo czopów wału korbowego z żeliwa sferoidalnego

Grzegorz Kinal MARTA PACZKOWSKA

Ferrytyczno-perlityczne żeliwo sferoidalne stosowane na wały korbowe i wały rozrządu poddaje się różnym obróbkom zwiększającym twardość ich warstwy powierzchniowej. Można do nich zaliczyć azotowanie, nawęglanie, węgloazotowanie dyfuzyjne, zabielanie, hartowanie powierzchniowe [1]. Dla wałów korbowych, których czopy są narażone na różnego rodzaju zużycia przez tarcie [2], ale przede wszystkim na zużycie adhezyjne, nowe możliwości obróbki powierzchniowej daje laserowa obróbka cieplna (LOC). Badania tribologiczne i hamowniane dowiodły bardzo korzystnego wpływu LOC na trwałość elementów silnika T359E hartowanych laserowo, np. czopów wału korbowego, czopów oraz krzywek wałka rozrządu, powierzchni roboczych popychacza i innych elementów układu rozrządu (odnotowano średnio 1,5÷2-krotne zmniejszenie zużycia), co stanowi dobrą przesłankę do podjęcia dalszych badań eksploatacyjnych [3]. Wyniki tych badań pozwalają wnioskować, iż słuszne wydaje się podjęcie próby oceny efektu stopowania laserowego czopów wału korbowego wykonanego z żeliwa sferoidalnego. Taką obróbkę stosuje się w celu modyfikacji warstw powierzchniowych różnych elementów maszyn i urządzeń w tym również wykonanych z materiałów żeliwnych [3÷5]. Dotychczasowe badania własne wykazały, że warstwy powierzchniowe powstałe na żeliwach sferoidalnych w wyniku borowania laserowego charakteryzują się mikrostrukturą wzbogaconą o twarde i odporne na korozję borki żelaza Fe2B [7, 8], których zalety są wykorzystywane w elementach poddawanych przede wszystkim borowaniu dyfuzyjnemu [9]. Takie warstwy powierzchniowe otrzymane metodą stopowania laserowego powinny powodować wzrost odporności na zużycie obrobionego elementu maszyny. Zastosowanie boru jako pierwiastka stopowego przy LOC pozwoliło poprawić odporność na zużycie w przypadku żeliw sferoidalnych. Wykazano 20-krotnie mniejszy ubytek masy próbek żeliwnych po borowaniu laserowym w porównaniu z próbkami nieobrobionymi w przeprowadzon więcej » Czytaj za darmo! »

Określenie wpływu geometrii i rodzaju materiału płytek skrawających na topografię toczonych powłok kompozytowych

TOMASZ DYL ROBERT STAROSTA

Powłoki kompozytowe o osnowie metalowej z dyspersyjnymi wtrąceniami fazy niemetalowej charakteryzują się dużą odpornością na zużycie tribologiczne. Materiały te stosuje się w takich dziedzinach techniki, jak np.: kosmonautyka, elektronika, energetyka, przemysł zbrojeniowy, przemysł samochodowy, lotnictwo, okrętownictwo. Powłoki otrzymane za pomocą natryskiwania płomieniowego mają dużą chropowatość powierzchni. Dlatego powłoki te muszą być poddane obróbce wykończeniowej. Najczęściej stosuje się obróbkę skrawaniem (np. toczenie, szlifowanie). Powłoki natryskiwane płomieniowo są nakładane z uwzględnieniem naddatku na obróbkę wykończeniową. Obróbka wykończeniowa powinna zapewnić nie tylko odpowiednią grubość powłok związaną z wymiarem nominalnym przedmiotu, ale również uzyskanie wymaganej chropowatości i falistości powierzchni. Obróbka skrawaniem jest stosowana w przypadku powłok natryskiwanych płomieniowo o grubości przekraczającej 1 mm. Podczas obróbki skrawaniem mogą wzrastać naprężenia własne spowodowane odkształceniami plastycznymi w trakcie toczenia. W konsekwencji zjawisko to może powodować utratę kohezji i przyczepności do podłoża powłok o mniejszej grubości [1]. Dobierając parametry (posuw, głębokość, prędkość skrawania) obróbki skrawaniem powłok, należy pamiętać, że narzędzie nie zawsze przecina natryskiwane cząstki, ale może powodować ich wyrwanie z powierzchni. Zjawisko to występuje przede wszystkim w powłokach o znacznej porowatości. Firma "Castolin-Eutectic" zaleca stosowanie określonych parametrów toczenia. Ostrza skrawające noży powinny być wykonane z regularnego azotku boru lub diamentu. Dopuszcza się również narzędzia, których ostrze jest wykonane z węglików spiekanych [2, 3]. Celem pracy było określenie wpływu geometrii i rodzaju materiału płytek skrawających na topografię powłok kompozytowych Ni-5% Al-15% Al2O3. METODYKA BADAŃ Powłoki kompozytowe nakładano na odtłuszczone płomieniowo próbki ze stali C45. Na więcej » Czytaj za darmo! »

Nieliniowy obwodowy model bipolarnego, pulsacyjnego procesu elektrokrystalizacji

Zdzisław Trzaska Maria Trzaska

W wielu dziedzinach technicznych i badawczych są wykorzystywane zjawiska elektrochemiczne nie tylko do wytwarzania wyrobów o złożonych kształtach, ale również do ulepszania ich właściwości eksploatacyjnych, a także w celach dekoracyjnych elementów wytworzonych innymi metodami (rys. 1). W tym zakresie czołowe miejsce zajmuje metoda elektrokrystalizacji materiałów z zastosowaniem prądu elektrycznego. Za pomocą tej metody, w stosunkowo łatwy i tani sposób, można wytwarzać różnorodne materiały zarówno metalowe, jak i kompozytowe o strukturze mikro- i nanokrystalicznej. Ich skład chemiczny może zawierać jeden, dwa, lub większą liczbę składników metalowych, ceramicznych oraz polimerowych [1]. Charakterystyka ELEKTROKRYSTALIZACJi Schemat stanowiska do realizacji procesu elektrokrystalizacji przedstawiono na rysunku 2. Zasadniczym elementem stanowiska w praktycznym procesie technologicznym jest elektrokrystalizator. Podstawowymi jego częściami składowymi są elektrody oraz elektrolit. Natomiast dodatkowe wyposażenie elektrokrystalizatora stanowią takie elementy, jak pompa do przepływu elektrolitu, mieszadło, regulatory temperatury i poziomu elektrolitu oraz jego stężenia itp. [2]. Kształt elektrokrystalizatora i jego wyposażenie są odpowiednio dostosowywane do wymiarów elektrochemicznie obrabianych elementów oraz ich projektowanych właściwości. Wyjątkowo duża efektywność stosowanego układu oraz wysoka jakość wytwarzanego materiału są w dużej mierze osiągane dzięki kompleksowemu sterowaniu komputerowemu oraz stosowaniu odpowiedniego programu kontroli podczas realizacji całego procesu. W planowaniu procesu elektrokrystalizacji uwzględnia się strukturę i skład wytwarzanego materiału, efekty kwantowe, samoorganizację procesu, jak również właściwości wytwarzanego materiału z punktu widzenia przewidywanego zastosowania danego wyrobu (rys. 3). Upowszechnienie się w praktyce metody elektrokrystalizacji do wytwarzania materiałów niesie ze so więcej » Czytaj za darmo! »

Topienie pośrednie miedzi na podłożu molibdenowym za pomocą obustronnego układu grzania oporowego pod obniżonym ciśnieniem

Jarosław Komorowski Marek Binienda Magdalena Pokrzywa Paweł Just Emilia Wołowiec Aneta Praska-Jaros Piotr Kula

Równomierność grubości warstwy oraz homogeniczność mikrostruktury materiału przetapianego do postaci taśmy ma kluczowe znaczenie dla jego dalszej przydatności. Problemy napotykane w procesie produkcji taśm, jak również spełnienie założonych wymagań dotyczących ich finalnej postaci, stały się przyczyną podjęcia badań w tym aspekcie. Pierwsze badania nad przetapianiem sproszkowanej miedzi prowadzono na wysokotopliwym podłożu molibdenowym metodą grzania bezpośredniego. Metoda ta wykorzystywała grzanie oporowe (rezystancyjne) zapewniające dostarczenie odpowiedniej ilości ciepła do strefy przetapiania i tym samym modyfikację warstwy [1÷3]. W tym celu płaskie, podłużne podłoże molibdenowe podłączano do zasilacza o dużej wydajności prądowej. Ciepło wydzielane przez przewodnik elektryczny podczas przepływu prądu zgodnie z prawem Joule’a-Lenza (1) Q = I ⋅ R ⋅ t 2 (1) gdzie: I - natężenie prądu w obwodzie, R - rezystancja molibdenowego podłoża, t - czas przepływu prądu, stanowiło energię niezbędną do przetopienia miedzi. Schemat oporowego grzania podłoża molibdenowego przedstawiono na rysunku 1. Stosowana metoda powodowała przetopienie miedzi umieszczonej na podłożu, jednakże uzyskana warstwa nie miała jednorodnej grubości. Ponadto, analizując mikrostrukturę, obserwowano znaczne różnice w budowie pomiędzy środkiem i krawędziami warstwy. Poszukując wyjaśnienia tego zjawiska, przeanalizowano rozkład temperatury w podłożu molibdenowym podczas procesu przetapiania. Dowiedziono, że w stosowanej metodzie największa ilość ciepła była wydzielana w środkowej części podłoża, podczas gdy jego krawędzie pozostawały chłodniejsze (rys. 2). Stwierdzono, że niejednorodny rozkład temperatury jest przyczyną nierównomiernego zarodkowania oraz otrzymywania niejednorodnej struktury warstwy i podjęto poszukiwania innej metody. metodyka badań W celu uniknięcia niekorzystnego rozkładu temperatury podłoża i prz więcej » Czytaj za darmo! »

Technologia topienia wieloskładnikowych brązów aluminiowych

Paweł Schlafka Adam W. Bydałek Andrzej Bydałek

Towarzyszące topieniu przemiany metalurgiczne są zmienne w czasie i przestrzeni, między innymi w wyniku oddziaływań topionego stopu z atmosferą topienia i wykładziną pieca lub tygla. Wpływ ten uzupełniają produkty reakcji celowo wprowadzanych preparatów rafinacyjnych czy modyfikacyjnych. Żużlowy sposób rafinowania stopów miedzi odzwierciedla proces z celowym zastosowaniem powłoki żużlowej o ekstrakcyjnym wpływie w odniesieniu do wtrąceń metalicznych i niemetalicznych pochodzących z kąpieli metalowej. Oprócz ochronnej roli i ekstrakcyjnego oddziaływania żużlowych powłok rafinacyjnych, ze względu na złożoność zjawisk fizykochemicznych, powłoki te są również przyczyną występowania wad w odlewach oraz wydzielania substancji toksycznych w procesie topienia. W oddziaływaniach rafinacyjnych podczas topienia brązów aluminiowych główną rolę odgrywa tlen, którego równowaga w atmosferze, żużlu i w ciekłym metalu jest determinowana przez wielkość ładunków elektrycznych na pograniczu stykających się faz [1÷16]. Na rysunku 1 pokazano w uproszczeniu schemat zjawisk fizykochemicznych zachodzących na granicy metal-żużel-atmosfera topienia. Wskazuje on również na przyczyny powstawania wielu odmian nieciągłości struktury po zakrzepnięciu wlewka wskutek obecności niemetalicznych gazowych i skondensowanych faz w ciekłym metalu. Jak zaznaczono na schemacie powodem obecności tych faz jest wodór, azot, para wodna, siarka, fosfor i węgiel. Z technologicznego punktu widzenia najważniejszymi procesami występującymi w trakcie rafinacji żużlowej brązów aluminiowych są reakcje, które dotyczą głównie tlenków glinu [10, 20, 23, 26÷27]. Istotny przy tym jest rodzaj mieszanek żużlowych wpływających na proces wymiany masy, jak również na środowisko naturalne [10, 20, 23, 26]. Dlatego istnieje konieczność ciągłego poszukiwania nowych składów mieszanek rafinacyjnych [10, 24, 25, 27], w których istotną rolę spełniają stymulatory reakcji [10, 23]. Substancje te i więcej » Czytaj za darmo! »

ALFABETYCZNY SPIS RECENZENTÓW 2012 REFEREE'S INDEX 2012

Andrzej Błędzki Grzegorz Boczkal Bogusław Borowiecki Janusz Brzdęk Adam Bydałek Marek Cieśla Leszek A. Dobrzański Ryszard Filip Zbigniew więcej » Czytaj za darmo! »

ALFABETYCZNY SPIS AUTORÓW 2012 AUTHOR'S INDEX 2012

A ADAMIEC JANUSZ................................................................... nr 5, s. 381, 396 ADAMUS JANINA......................................... nr 3, s. 146, 189, nr 4, s. 284, 319 AUGUSTYN-PIENIĄŻEK JOANNA.......... nr 1, s. 37, nr 3, s. 138, nr 4, s. 271 B BABUL TOMASZ............................................................................... nr 6, s. 673 BALCERZAK MATEUSZ.................................................................. nr 5, s. 370 BAŁA PIOTR.................................................. nr 3, s. 142, nr 4, s. 275, 280, 288 BAŃSKI ROBERT.............................................................................. nr 3, s. 160 BARANOWSKA JOLANTA...................................................... nr 6, s. 685, 693 BARSZCZ MARCIN............................................................................ nr 2, s. 82 BARTKOWSKA ANETA.......................................... nr 1, s. 28, nr 5, s. 448, 452 BATORY DAMIAN............................................................................ nr 6, s. 639 BAUER IWONA................................................................................. nr 6, s. 682 BEDNAREK SYLWIA................................... nr 3, s. 138, 142, nr 4, s. 271, 288 BEER KAROLINA............................................................................. nr 5, s. 473 BETIUK MAREK........................................................... nr 5, s. 481, nr 6, s. 592 BIEDUNKIEWICZ ANNA......................................................... nr 6, s. 546, 597 BIEDUNKIEWICZ WITOLD............................................................. nr 6, s. 546 BIELAWSKI JAROSŁAW.................................................................. nr 6, s. 693 BIELIŃSKI DARIUSZ M................................................................... nr 6, s. 664 BIENIAŚ JAROSŁAW........................ nr 3, s. 210, nr 4, s. 307, nr 6, s. 651, 655 BIERSKA-PIECH BOŻENA............. więcej » Czytaj za darmo! »