Niska plastyczność stopów na osnowie fazy międzymetalicznej FeAl wymaga stosowania niekonwencjonalnych sposobów przeróbki plastycznej [23].
Istotne oddziaływanie na plastyczność związków międzymetalicz-nych z układu Fe-Al ma środowisko. Podczas odkształcenia w procesach
odbudowy struktury dominują dwa podstawowe procesy: zdrowienie i rekrystalizacja dynamiczna. Dla stopu Fe40Al równowaga pomię-dzy procesami umocnienia i odbudowy struktury ustala się podczas odkształcenia stopu w temperaturze 900°C i wyższej, stop ten ma do-brą technologiczną plastyczność przy odkształceniu w temperaturze 1250°C, uzyskany poziom naprężenia uplastyczniającego (poniżej 10 MPa) wskazuje możliwość odkształcenia z dużym przerobem plastycz-nym. Badania przeprowadzone w pracy [54] na fazach międzymeta-licznych FeAl dotyczyły ich odkształcenia plastycznego w przedziale temperatur 600-1050°C. Wykonane zostały liczne próby podwyższenia plastyczności stopu na drodze przeróbki plastycznej przez wyciska-nie i walcowawyciska-nie. Stwierdzono, że proces rekrystalizacji dynamicznej w stopach na osnowie fazy międzymetalicznej FeAl rozpoczyna się w temperaturze ok. 750°C, ponadto wykazano, że ważnym mechani-zmem odkształcenia do temperatury 700°C jest proces bliźniakowania.
Na podstawie badań własnych oraz wyników pracy Prewendow-skiego i innych [54] dowiedziono, że stopy po pierwszej rekrystalizacji wlewków mają gruboziarnistą mikrostrukturę dendrytyczną z liczny-mi defektaliczny-mi sieciowyliczny-mi o wysokim stopniu uporządkowania dalekie-go zasięgu. Próby podwyższenia ciągliwości stopu na drodze przeróbki plastycznej (walcowanie i wyciskanie) za pomocą zimnych narzędzi nie powiodły się, ponieważ podczas odkształcenia próbki ulegały pę-kaniu. Stwierdzono, że krzywe naprężenie – odkształcenie charakte-ryzują zmiany mechanizmu odkształcenia plastycznego w wysokiej temperaturze, a także szeroki przedział umocnienia odkształceniowego przy temperaturze w przedziale 600-700°C. Odkształcenie ε = 0,2 – 0,3 w zależności od temperatury powoduje efekt zmniejszenia twardości.
Spadek naprężenia uplastyczniającego przy wyższym odkształceniu świadczy o zapoczątkowaniu procesów zdrowienia. Krzywe naprężenie-odkształcenie w zakresie temperatur 750-900°C wykazują bardzo szyb-kie przejście z etapu umocnienia do mięknięcia, natomiast w przedziale 700-750°C wskazują na początek procesu rekrystalizacji dynamicznej.
Można wyróżnić dwa przedziały temperaturowe: T ≤ 750°C i T ≥ 750°C.
W pierwszym zakresie temperaturowym stop wykazuje typową struk-turę niezrekrystalizowaną.
Rys. 1.4.1. Krzywe naprężenie-odkształcenie uzyskane w doświadczeniach spęcza-nia próbek cylindrycznych badanego stopu
Fig. 1.4.1. Stress curves-strain obtained in the upsetting experiments of cylindrical samples of the examined alloy
Źródło: Prewendowski M., Pączkowski P., Kuźniak R.: Efekty odkształcenia pla-stycznego stopu na osnowie fazy międzymetalicznej FeAl w przedziale tem-peratur 600-1050°C, Inżynieria Materiałowa, nr 3/2006.
Badania technologicznej plastyczności prowadzono w pracy [43], w której ujawniony został efekt nadplastyczności, występujący podczas kształtowania stopu FeAl w zakresie 850-950°C przy szybkości od-kształcania ok. 1 s-1.
Stopy na osnowie FeAl lub Fe3Al mogą być poddawane procesom kucia, walcowania lub wyciskania. Wyciskanie wśród innych metod przeróbki plastycznej wyróżnia się minimalizacją strat materiałowych, pozwala na otrzymanie produktu o wysokiej dokładności wymiarowej, niskiej chropowatości, a właściwości mechaniczne są lepsze w porów-naniu ze stanem przed wyciskaniem [27]. Wyciskaniu poddaje się stal i metale nieżelazne o niskiej plastyczności w ramach wstępnej przeróbki plastycznej, których nie można odkształcać procesami kucia bądź wal-cowania. Metoda sprawdza się przy produkcji prętów, wyrobów z ot-worami o złożonych i prostych kształtach, dużej masie oraz wyrobów, których wytwarzanie innymi metodami jest nieekonomiczne, trudne lub niemożliwe. Technologia wytwarzania niektórych materiałów wymaga zastosowania specjalnych metod wyciskania. Jedną z nich jest wyciska-nie hydrostatyczne. Jest to wyciskawyciska-nie współbieżne, w którym nacisk
wywierany na materiał jest za pośrednictwem cieczy, co powoduje ogra-niczenie siły tarcia materiału na ścianki tulei i matrycy, tym samym możliwe jest zmniejszenie siły wyciskania. W rezultacie uzyskuje się produkt o smukłym kształcie i jednorodnym rozkładzie odkształcenia na całej objętości wyrobu. W artykule [50] przedstawiono wyniki badań wyciskania hydrostatycznego na gorąco stopu na osnowie fazy między-metalicznej FeAl. Wsad umieszcza się w komorze, w otoczeniu medium, które przez wywieranie ciśnienia na tłok powoduje przemieszczenie ma-teriału przez otwór matrycy (rys. 1.4.2). Obecność medium wpływa rów-nież na zmniejszenie tarcia między materiałem a matrycą. Temperatura wyciskania wynosiła 750°C, a stopień redukcji 50/25.
Rys. 1.4.2. Schemat układu do wyciskania hydrostatycznego stopu FeAl Fig. 1.4.2. Diagram of a hydrostatic extrusion system FeAl alloy
Źródło: Łyszkowski R.: Wyciskanie hydrostatyczne na gorąco stopów na osnowie fazy międzymetalicznej FeAl. IV Międzynarodowa Sesja Naukowa: Nowe technologie i osiągnięcia w metalurgii i inżynierii materiałowej, Częstocho-wa, Polska, Politechnika Częstochowska, Metalurgia, nr 31, 2003, s. 415-418.
W cytowanej pracy zwrócono uwagę na zjawisko rekrystalizacji dy-namicznej, zachodzące podczas wyciskania w temperaturze wyższej od temperatury rekrystalizacji stopu FeAl. Dla badanego wariantu au-torzy wybrali temperaturę nieznacznie wyższą w celu uzyskania tzw.
rekrystalizacji łańcuszkowej o niskim stopniu odbudowy struktury, cha-rakteryzującej się powstaniem obszarów o strukturze nowo zrekrystali-zowanych mikroziaren. W temperaturze do ok. 500°C międzymetaliczne dwuskładnikowe stopy FeAl, w zależności od zapewnionych warunków odkształcenia podczas obróbki cieplno-plastycznej ulegają zdrowieniu dynamicznemu, które prowadzi do zmniejszenia liczby defektów
punk-towych oraz powoduje zmiany w strukturze dyslokacyjnej w wyniku po-ślizgu poprzecznego, a także wspinania się dyslokacji [8, 36].
Z analizy literatury i na podstawie własnych doświadczeń stwier-dzono, że przeróbka plastyczna stopu żelaza z aluminium o atomowym udziale aluminium wynoszącym 40% możliwa jest przy zachowaniu rygorystycznych warunków technologicznych. Metodą przeróbki pla-stycznej stopów na osnowie fazy międzymetalicznej FeAl, opracowaną w ramach badań własnych, jest wyciskanie współbieżne.
Rys. 1.4.3. Stop na osnowie fazy międzymetalicznej Fe40Al5Cr0,2TiB: a) po wy-ciskaniu współbieżnym metodą wg patentu nr 208310, b) po wywy-ciskaniu w sposób klasyczny
Fig. 1.4.3. Fe40Al5Cr0.2TiB intermetallic phase alloy: a) after co-extrusion by the method of patent No. 208310, b) after extrusion in a classic way after con-current pressing
Źródło: Opracowanie własne.
Sposób przeróbki plastycznej został zmodyfikowany w stosunku do konwencjonalnego procesu i podlega ochronie patentowej nr 208310 [19]. Zastosowanie tej metody w porównaniu z wyciskaniem w sposób konwencjonalny pozwala na uzyskanie materiału przerobionego pla-stycznie bez pęknięć (rys. 1.4.3), tym samym umożliwia poprawę właś-ciwości plastycznych.
Jednym z najważniejszych parametrów procesu przeróbki pla-stycznej stopu Fe40Al jest temperatura. Na podstawie badań własnych stwierdzono, że nawet lokalny spadek temperatury poniżej ok. 1050°C w przypadku stopów na osnowie fazy Fe40Al powoduje powstawanie pęknięć. Utrzymanie tak rygorystycznych warunków technologicznych
napotyka wiele trudności. Wymaga np. stosowania osłon z innych riałów, które stanowią izolację termiczną pomiędzy obrabianym mate-riałem a narzędziem (np. walcami, recypientem itd.). Osłony stosowane w przeróbce plastycznej zwiększają koszty procesu, wydłużają jego czas oraz stanowią trudność związaną z ich usuwaniem po procesie przerób-ki. Przykładem może być fakt zgrzewania osłon z materiałem przera-bianym po walcowaniu [5, 23]. Proces przeróbki plastycznej w wysokiej temperaturze wiąże się ponadto z koniecznością podgrzania wsadu do wymaganej temperatury, a następnie przemieszczenia go i
umieszcze-nia w urządzeniu, w którym prowadzone jest kształtowanie.
Niezbędny czas potrzebny do realizacji tych czynności często spra-wia, że temperatura spada poniżej minimalnej dopuszczalnej. Nawet szybkie przemieszczanie materiału bez osłony powoduje znaczne ochło-dzenie wsadu. Problem ten jest szczególnie zauważalny w przypadku materiałów o relatywnie niedużych wymiarach gabarytowych, a więc o małej pojemności cieplnej (np. pręty o średnicy poniżej 20 mm). Ana-liza trudności związanych z technologią przeróbki plastycznej stopów na osnowie fazy międzymetalicznej FeAl metodą wyciskania doprowa-dziła do opracowania nowej technologii własnego autorstwa, która pod-lega ochronie patentowej [20]. Rozwiązanie wskazanych problemów wg patentu polega na tym, że urządzenie grzewcze i trzpień wyciskający umieszcza się na wspólnym ruchomym mocowaniu (wsporniku), przy czym rozgrzany wsad znajduje się bezpośrednio nad otworem recypien-ta, natomiast po osiągnięciu właściwej temperatury piec zostaje otwarty w dolnej części i wsad przemieszcza się na skutek sił grawitacyjnych bezpośrednio do komory recypienta, a następnie trzpień zostaje prze-mieszczony nad otwór recypienta i rozpoczyna się proces wyciskania.
Schemat tego procesu przedstawiono na rys. 1.4.4. Czas przemieszcza-nia jest krótki i odbywa się praktycznie bez spadku temperatury. Wie-lokrotne próby technologiczne prowadzone w ramach badań własnych wykazały, że otrzymany materiał był przerobiony plastycznie w spo-sób powtarzalny. Technologia była rozwijana w trakcie dalszych prac, a ich kolejnym efektem jest modyfikacja procesu dla dalszej popra-wy stanu powierzchni oraz stopnia przerobu plastycznego materiałów trudnoodkształcalnych.
Rys. 1.4.4. Schemat procesu wyciskania współbieżnego stopów na osnowie fazy międzymetalicznej FeAl wg sposobu własnego opisanego w patencie nr 208310
Fig. 1.4.4. Diagram of concurrent extrusion process of FeAl intermetallic phase al-loys according to the own method described in patent No. 208310
Źródło: Opracowanie własne.
Badania mikrostruktury stopu FeAl po krystalizacji oraz wyciska-niu za pomocą techniki EBSD ujawniły różnice w wielkości i orienta-cji krystalograficznej ziaren po odlaniu oraz po wyciskaniu na gorąco.
Odlew charakteryzował się typową strukturą pierwotną z ziarnami ko-lumnowymi w strefie zewnętrznej i ziarnami równoosiowymi w strefie środkowej. Ziarna odlewu charakteryzowały się zróżnicowaną orienta-cją krystalograficzną z granicami ziaren dużego kąta (o dezorientacji większej niż 15°), które stanowiły 91% granic ziaren w badanym obsza-rze. Stwierdzono obecność tylko nielicznych granic ziaren małego kąta (rys. 1.4.5).
Rys. 1.4.5. Mapa orientacji krystalograficznej oraz rozkład dezorientacji granic zia-ren dla stopu FeAl po odlaniu: linie czarne – granice ziazia-ren dużego kąta (dezorientacja > 15°), linie białe – granice ziaren małego kąta (dezorien-tacja < 15°)
Fig. 1.4.5. Map of crystallographic orientation and grain boundary disorientation distribution for the FeAl alloy after casting: black lines – grain boundaries with wide angles (disorientation > 15°), white lines – grain boundaries of small angle (confusion < 15°)
Źródło: Badania własne, autorzy: J. Cebulski, B. Chmiela.
Po wyciskaniu na gorąco orientacja krystalograficzna ziaren była znacznie mniej zróżnicowana, ponadto ziarna charakteryzowały się obecnością licznych podziarn oddzielonych granicami małego kąta (o dezorientacji mniejszej niż 15°), które stanowiły 76% wszystkich gra-nic ziaren (rys. 1.4.6).
Rys. 1.4.6. Mapa orientacji krystalograficznej oraz rozkład dezorientacji granic zia-ren dla stopu FeAl po wyciskaniu na gorąco: linie czarne – granice ziazia-ren dużego kąta (dezorientacja > 15°), linie białe – granice ziaren małego kąta (dezorientacja < 15°)
Fig. 1.4.6. Map of crystallographic orientation and disorientation distribution of gra-in boundaries for the FeAl alloy after hot extrusion: black lgra-ines – gragra-in boundaries of large angle (disorientation> 15°), white lines – grain boun-daries of a small angle (confusion <15°)
Źródło: Badania własne, autorzy: J. Cebulski, B. Chmiela.
Ocena wielkości ziarna (rozumiana jako powierzchnia płaskiego przekroju ziarna) wykazała, że rozkłady wielkości ziarna w przypad-ku odlewu i pręta wyciskanego były zbliżone. W przypadprzypad-ku odlewu najdrobniejsze ziarna o wielkości zawartej w przedziale 0-0,02 mm2 stanowiły 73% wszystkich ziaren w badanym obszarze, natomiast w przypadku pręta wyciskanego 78%. Po wyciskaniu na gorąco stwier-dzono obecność niewielkiej liczby większych ziaren niż w odlewie, co może świadczyć o rozroście ziarna podczas procesu wyciskania (rys. 1.4.7).
Rys. 1.4.7. Rozkłady wielkości ziarna dla stopu FeAl Fig. 1.4.7. Grain size distributions for the FeAl alloy Źródło: Badania własne, autorzy: J. Cebulski, B. Chmiela.
Parametry ziaren w badanym materiale przedstawiono w tabeli 1.4.1.
Średnia wielkość ziarna po wyciskaniu na gorąco była większa niż w odlewie i charakteryzowała się prawie dwukrotnie większą wartością współczynnika zmienności, co świadczy o większym zróżnicowaniu wielkości ziarna niż w odlewie.
FeAl odlew 0,0184 0,0003 0,234 0,028 152,4
FeAl pręt
wyciskany 0,0236 0,0002 0,577 0,067 283,4
Źródło: Badania własne, autorzy: J. Cebulski, B. Chmiela.
Wykonana została analiza tekstury badanego stopu Fe40Al5Cr0,2TiB w celu potwierdzenia obecności uprzywilejowanych orientacji krystalo-graficznych. Badania tekstury zostały przeprowadzone na przekrojach poprzecznych odlewu oraz pręta wyciskanego (prostopadle do kierun-ku wyciskania). W odlewie nie stwierdzono tekstury-na figurach bie-gunowych bieguny płaszczyzn krystalograficznych {110} i {111} były rozmieszczone równomiernie (rys. 1.4.8). Widoczne na odwrotnych fi-gurach biegunowych maksima ujawniające równoległość kierunków
<110> i <001> do ortogonalnych kierunków poprzecznych mają charak-ter losowy (w odlewie krystalizowanym objętościowo nie istnieją czyn-niki wymuszające określoną orientację krystalograficzną).
Rys. 1.4.8. Figury biegunowe i odwrotne figury biegunowe dla stopu FeAl po odlaniu:
KP1, KP2 – ortogonalne kierunki poprzeczne, KN – kierunek normalny Fig. 1.4.8. Pole figures and reverse pole figures for FeAl alloy after casting: KP1,
KP2 – orthogonal lateral directions, KN – normal direction Źródło: Badania własne, autorzy: Cebulski J., Chmiela B.
Z kolei w pręcie wyciskanym na gorąco stwierdzono obecność teks-tury włóknistej. Na rys. 1.4.9 przedstawiono teoretyczne i eksperymen-talne figury biegunowe {110} i {111} oraz odwrotne figury biegunowe dla kierunków poprzecznych i kierunku normalnego, stanowiące gra-ficzny opis tekstur włóknistych <110> i <001>, uwzględniające obro-ty komórek elementarnych wokół obro-tych kierunków krystalograficznych.
Porównanie teoretycznych figur biegunowych z figurami otrzymany-mi eksperymentalnie potwierdziło występowanie tekstury włóknistej
<110> (typowej dla metali i stopów i sieciach typu A2 i B2) oraz sła-bej tekstury włóknistej <001>, charakteryzujących się równoległością kierunku <110> (i w znacznie mniejszym stopniu <001>) do kierunku wyciskania.
Rys. 1.4.9. Figury biegunowe i odwrotne figury biegunowe dla stopu FeAl po wyci-skaniu na gorąco: KP1, KP2 – ortogonalne kierunki poprzeczne, KN – kie-runek normalny
Fig. 1.4.9. Pole figures and reverse pole figures for FeAl alloy after hot extrusion:
KP1, KP2 – orthogonal lateral directions, KN – normal direction Źródło: Badania własne, autorzy: J. Cebulski, B. Chmiela.
Obecność tylko dwóch wyraźnych maksimów na obwodzie figury biegunowej {110}, tworzących kąt 45° względem ortogonalnych kierun-ków poprzecznych, oraz sześciu maksimów na obwodzie figury biegu-nowej {111} oznacza, że komórki elementarne są ustawione w dwóch pozycjach skręconych względem siebie o kąt 45° wokół kierunku <110>
równoległego do kierunku wyciskania.
1.5. Obróbka skrawaniem stopu na osnowie fazy