2. Badania własne
2.17. Podsumowanie i końcowa analiza wyników badań
W pracy przedstawiono nowoczesne podejście do konsolidacji proszków metalicznych bez konieczności stosowania dodatkowego procesu jakim jest spiekanie. Materiałami, które wykorzystano do badań nad warunkami konsolidacji plastycznej za pomocą procesu cyklicznego wyciskania spęczającego, były proszki srebra: AgNi o zawartości niklu wynoszącej 10% masowych oraz AgSnBi o zawartości cyny 7,5% masowych i bizmutu 0,5% masowych. Charakteryzują się one zarówno różną strukturą jak i własnościami mechanicznymi. W przypadku stopów Ag-Ni nie występuje wzajemna rozpuszczalność w stanie stałym (rys. 2.2), co objawia się widocznym rozdzieleniem się struktury na dwie wyraźnie różne fazy: srebrną, pełniącą rolę osnowy oraz niklową. Natomiast w przypadku stopów AgSnBi w srebrze występuje rozpuszczalność składników w zakresie do 10% cyny (rys. 2.3a). Sprawia to, że może się pojawić umocnienie roztworowe w stopach z tego zakresu. Ponadto mogą się również pojawić w strukturze takie fazy jak: Ag3Bi oraz Ag6,7Sn.
Różnice we własnościach oraz w strukturze obu materiałów miały istotny wpływ na warunki siłowe procesu CWS podczas odkształcania proszków, wykonanych z tych materiałów. Proszki AgNi były odkształcane przy niższych wartościach siły niż proszki AgSnBi (rys. 2.27). Jednocześnie konieczne było zastosowanie różnych wartości sił przeciwnacisku dla obu proszków. W przypadku AgNi wystarczyła wartość przeciwsiły nieprzekraczająca 22kN, podczas gdy dla AgSnBi oscylowała w granicach 24-26kN.
Zachowanie się proszku AgSnBi, odkształconego z wartością = 6,74 (16 cykli), pokazuje jak ważny jest dobór odpowiedniej wartości przeciwsiły. Zbyt mała wartość doprowadziła do niewypełnienia przestrzeni za zwężką matrycową i utworzenia się swobodnej powierzchni odkształcanego materiału. Wraz z trwaniem procesu cyklicznego wyciskania spęczającego, siły tarcia za zwężka nie były w stanie zrekompensować spadku sił tarcia przed nią. Przyczyniło się to do stopniowego zaniku ciśnienia hydrostatycznego w kotlinie odkształcenia. W związku z tym materiał za zwężką matrycową płynął swobodnie, co doprowadziło do powstania pęknięć w konsolidowanym proszku AgSnBi (rys. 2.38).
Wykresy sił maksymalnych procesu (rys. 2.26a) wskazują, że w początkowej fazie odkształcania siły przeciwnacisku były wystarczające do zachowania stateczności materiału. Jednakże, w wyniku ciągle wzrastającego umocnienia odkształceniowego materiału podczas CWS, w ostatnim etapie odkształcania (od 13 cyklu) nastąpił drastyczny spadek sił procesu, który związany był z pojawieniem się pęknięć w materiale. Po podniesieniu wartości
81 przeciwsiły warunki odkształcania uległy znacznej poprawie. Siły maksymalne procesu rosły w całym zakresie odkształcenia (rys. 2.26b). Jednocześnie obrazy mikrostrukturalne odkształconego proszku nie wykazały pojawienia się pęknięć w materiale (rys. 2.60).
W celu wyznaczenia minimalnego odkształcenia rzeczywistego koniecznego do osiągnięcia pełnej gęstości teoretycznej, wykonano szereg prób z różnymi wartościami odkształcenia. Dla każdej próbki wyznaczono gęstość względną, wykorzystując w tym celu metody analizy obrazu. Badania wykazały, że przy wzroście wartości odkształcenia CWS nastąpił jednocześnie wzrost gęstości proszków srebra (rys. 2.61). Ponadto, wraz ze wzrostem liczby cykli rozwarstwienia pomiędzy cząstkami proszku uległy zanikowi. Największy spadek porowatości wystąpił w pierwszych etapach odkształcania, co jest jednocześnie powiązane z największą wartością skrócenia w początkowej fazie zagęszczania i konsolidacji badanych proszków srebra (rys. 2.16). W początkowej fazie procesu cyklicznego wyciskania spęczającego cząstki proszku najpierw były prasowane, a następnie, po odpowiednio dużym wstępnym zagęszczeniu, materiał płynął do zwężki matrycowej. Na skutek jednoczesnego wyciskania współbieżnego przed zwężką matrycową i promieniowego za zwężką matrycową, na materiał działały naprężenia ścinające, w wyniku których cząstki proszku uległy odkształceniu plastycznemu. Wraz z trwaniem procesu CWS, tempo wzrostu gęstości malało na skutek ciągłego umacniania się materiału. Jednakże, przy odpowiednio dużych wartościach odkształcenia, możliwe było osiągnięcie stu procentowej gęstości teoretycznej dla badanych proszków srebra.
Wyznaczenie minimalnego odkształcenia rzeczywistego, koniecznego do osiągnięcia 100% gęstości teoretycznej, odbyło się etapowo. Na początku wyznaczono wstępne wartości
100 z odkształconych próbek z liczbą cykli nie większą niż 16. Aproksymacja wyników dała wartości 100 równe 10,6 dla AgNi oraz 6,9 dla AgSnBi. Jednakże w celu sprawdzenia wyników i ewentualnej ich poprawy, proszki zostały odkształcone z liczbą cykli równą 26 (AgNi) i 20 (AgSnBi), co odpowiadało wartości wstępnie wyznaczonego minimalnego odkształcenia rzeczywiste dla danego rodzaju proszku srebra oraz z liczbą 32 cykli w obu przypadkach proszków srebra. Mając gęstości względnej nowo odkształconych proszków srebra, wyznaczono nowe wartości minimalnego odkształcenia rzeczywistego 100. Okazało się, że były one wyższe od wstępnie obliczonych, przy czym, największa różnica w wartości pojawiła się w przypadku proszku AgSnBi (rys. 2.74). Było to związane z koniecznością aproksymacji na podstawie trzech, a nie czterech punktów, jak w przypadku AgNi, co skutkowało mniejszą dokładnością wyznaczonej wartości odkształcenia 100.
82
Rys. 2.74. Wartości minimalnego odkształcenia rzeczywistego przy którym gęstość względna jest równa 100% gęstości teoretycznej, wyznaczone dla badanych proszków srebra
Obrazy mikrostruktury oraz analiza ilościowa wykazały, że proszki srebra odkształcone z wartością wynoszącą 13,5 posiadały gęstość praktycznie równą gęstości materiałów litych. Dla tych proszków wykonano również badania mikrostruktury za pomocą mikroskopu transmisyjnego (rys. 2.71, 2.72). Obrazy pokazały ścisłe połączenie pomiędzy cząstkami, z występującymi zygzakowatymi granicami dyslokacyjnymi oraz szeroko kątowymi, które charakteryzowały się równomiernym kształtem. Pojawiły się również strefy z wyraźnie widocznymi liniami poślizgu, mikropasmami oraz prążkami Moire’a. Dowodzi to zajścia dużych odkształceń plastycznych w całym materiale, co jest warunkiem koniecznym do zajścia konsolidacji plastycznej.
Wraz z odkształcaniem proszków srebra metodą CWS następował wzrost własności wytrzymałościowych i plastycznych badanych próbek oraz twardości. Przy czym, dla wyższych wartości odkształcenia CWS, wartości omawianych własności uległy stabilizacji. Jak pokazują wykresy, proszki AgSnBi charakteryzowały się wyższą granicą plastyczności oraz twardością niż proszki AgNi (rys. 2.63, 2.64). Jednocześnie odznaczały się niższym zakresem plastyczności w porównaniu do AgNi. Odkształcone proszki AgSnBi pękały przy niższych wartościach naprężenie i odkształcenia (rys. 2.65, 2.66). W celu wyjaśnienia takiego zachowania się konsolidowanych proszków srebra, poddano analizie obrazy mikrostruktury
10,6 6,9 12,4 11,8 0 2 4 6 8 10 12 14 M in im al n e od ks zt ał ceni e 100
83 próbek odkształconych w próbie ściskania. Badania wykazały, że w przypadku proszków AgSnBi, pęknięcia przechodzą przez całą objętość próbki, bez napotkania po drodze żadnych przeszkód (rys. 2.67a). Natomiast w proszkach AgNi pęknięcia szybko ulegają zanikowi na cząstkach niklu, który spełnia tu funkcję umacniającą (rys. 2.67b). Jednocześnie lokalizacja małych pęknięć w strefie występowania niklu oraz ich brak w srebrnej osnowie może sugerować, że materiał, jako całość, ulegał odkształceniu głównie w wyniku deformacji plastycznej srebra, który charakteryzuje się dobrymi własnościami plastycznymi (rys. 2.67c). W związku z tym proszki AgNi, mimo że posiadały niższą granicę plastyczności niż AgSnBi, charakteryzowały się jednocześnie większym zakresem plastyczności, co pozwoliło na ich deformację z większymi odkształceniami oraz naprężeniami (rys. 2.65, 2.66).
Komputerowa analiza obrazu pozwoliła również na wyznaczenie ilości oraz wielkości porów w odkształcanych proszkach srebra. Z wykresów wynika, że oba czynniki maleją wraz z odkształceniem (rys. 2.68-2.70). Największy spadek liczby jak i wielkości porów nastąpił w początkowej fazie odkształcania, co koreluje bardzo dobrze z wynikami pomiaru gęstości badanych próbek. Wraz z odkształceniem liczby porów zmniejszała się, a ich wielkość, zarówna średnia jak i maksymalna, malała. Daje to wzrost gęstości konsolidowanych proszków srebra wraz z odkształceniem CWS.
Szczególną uwagę należy zwrócić na wykres zależności odkształcenia pękania w funkcji odkształcenia CWS. Wskazuje on przewagę procesów, w których występuje ciśnienie hydrostatyczne, nad metodami, w których się ono nie pojawia. Ciśnienie hydrostatyczne zapewnia, że podczas odkształcania plastycznego z dużymi wartościami materiał nie ulegnie zniszczeniu. Natomiast zastosowanie jednoosiowego ściskania doprowadziło do pękania próbek przy znacznie niższych wartościach odkształcenia rzeczywistego niż stosowanych podczas cyklicznego wyciskania spęczającego (rys. 2.66).
Badanie oporu elektrycznego odkształcanych proszków srebra wykazało istotny wpływ gęstości na jego wartości. Wzrost gęstości, a co za tym idzie, spadek liczby porów jak i ich wielkości, spowodował spadek oporności elektrycznej (rys. 2.73). Przy czym, oporność elektryczna proszków AgSnBi była około 6 – 8 razy większa niż AgNi w całym zakresie wartości gęstości względnej. Tak duża różnica w przewodzeniu prądu w przypadku omawianych próbek może wynikać z różnicy w strukturze obu konsolidowanych proszków. Proszki AgSnBi składały się z roztworu cyny w srebrze oraz faz srebrnych, co przyczyniło się do wzrostu oporności materiału w porównaniu do czystego srebra. Natomiast w przypadku proszków AgNi, nikiel nie rozpuścił się w srebrnej osnowie. W związku z tym proszek AgNi
84 składał się wyłącznie z dwóch oddzielnych faz: srebra i niklu. Przewodzenie prądu odbywało się głównie poprzez ruch elektronów w srebrnej osnowie i było jedynie nieznacznie ograniczone przez nikiel oraz nieliczne i niewielkie pory. Przez to wartość oporności elektrycznej proszku AgNi po 32 cyklach CWS, o gęstości praktycznie równej 100% gęstości teoretycznej materiału, była niewiele wyższa niż czystego srebra.
85
Wnioski
Z przeprowadzonych badań doświadczalnych wynikają następują wnioski:
1. Na podstawie wyników badań stwierdzono, że wzrost odkształcenia CWS powoduje wzrost gęstości badanych proszków srebra. Istotnym czynnikiem, wpływającym na proces była wartość siły przeciwnacisku. Zbyt mała wartość doprowadziła do utraty korzystnego naprężenia hydrostatycznego w materiale. W efekcie w materiale pojawiły się pęknięcia. W związku z tym podczas konsolidacji proszków za pomocą metody cyklicznego wyciskania spęczającego konieczne jest odpowiednie ustawienie wartości siły przeciwnacisku.
2. Końcowe wartości minimalnego odkształcenia plastycznego, koniecznego do osiągnięcia 100% gęstości teoretycznej były wyższe od ich wartości wstępnych. Ich wartości wyniosły odpowiednio: 12,4 dla AgNi10 i 11,8 dla AgSn7,5Bi0,5 i były niższe od wartości odkształcenia próbek, które poddano cyklicznemu wyciskaniu spęczającemu z liczbą cykli równą 32 ( = 13,49). Gęstość tych ostatnich była praktycznie równa gęstości materiału litego. Sugeruje to, że gęstość proszków srebra, odkształconych z wartościami równymi co najmniej minimalnemu odkształceniu 100, jest porównywalna z gęstością materiału litego.
3. Koniecznym warunkiem zajścia konsolidacji bezdyfuzyjnej jest duże odkształcenie plastyczne proszków. Warunek ten może zostać spełniony podczas odkształcania plastycznego metodą cyklicznego wyciskania spęczającego. Badania pokazały, że przy odpowiednio dobranych wartościach przeciwnacisku, proszki srebra można odkształcać z dużymi wartościami odkształcenia rzeczywistego bez utraty stateczności płynięcia materiału oraz zniszczenia próbek.
4. Wraz ze wzrostem odkształcenia plastycznego następował wzrost własności mechanicznych proszków srebra oraz spadek liczby i wielkości porów. Wzrost własności mechanicznych można połączyć z zaleczaniem się porów w odkształcanych proszkach oraz jednoczesnym umacnianiem się materiału w wyniku odkształcenie plastycznego.
5. Stwierdzono, że przy wartościach odkształcenia rzeczywistego równym minimalnemu odkształceniu 100 dla danego proszku srebra, następuje stabilizacja własności mechanicznych badanych próbek.
86 6. Połączenie pomiędzy cząstkami proszków srebra jest ścisłe. Nie ujawniono pęknięć
i rozwarstwień w granicach. Natomiast liczne linie oraz pasma poślizgu, a także prążki Moire’a dowodzą występowania dużych odkształceń plastycznych w konsolidowanych proszkach srebra.
7. Opór elektryczny maleje wraz ze wzrostem gęstości i odkształcenia CWS. W przypadku AgSnBi jest on większy od AgNi. Przyczyny tej różnicy można upatrywać w różnicy w budowie struktury obu rodzajów proszków. Natomiast wyższa wartość oporności AgNi (po 32 cyklach) w porównaniu do czystego srebra była spowodowana występowaniem w srebrnej osnowie cząstek niklu oraz nielicznych niewielkich porów.
8. Na podstawie wcześniej przedstawionych wniosków można stwierdzić, że badane proszki srebra ulegają konsolidacji plastycznej przy wartościach odkształcenia równych co najmniej wartości minimalnego odkształcenia 100 dla danego materiału. 9. Badania eksperymentalne dowiodły przydatność metody cyklicznego wyciskania
spęczającego jako sposobu do otrzymywania materiałów litych z proszków AgNi i AgSnBi w temperaturze pokojowej bez konieczności ich dalszego spiekania.
87
Bibliografia
[1] Z. Pater, Wybrane zagadnienia z historii techniki, Politechnika Lubelska, Lublin 2011
[2] S. Ya. Plotkin, G. L. Fridman, History of powder metallurgy and its literature, Poroshk Metall 12 (1974), 94-97
[3] L. Takacs, M. Pardavi-Horvath, Nanocomposites formation in the Fe3O4-Zn system by reaction milling, J Appl Phys 75, 10 (1994)
[4] W.J. Botta F., R. Tomasi, E.M.J.A. Pallone, A.R. Yavari, Nanostructured composites obtained by reactive milling, Scripta Mater 44 (2001), 1735-1740
[5] A. Upadhyaya, G.S. Upadhyaya, Powder Metllurgy. Science, Technology and Materials, Universities Press (India) Private Limited 2011
[6] J. Nowacki, Spiekane metale i kompozyty z osnową metaliczną, Wydawnictwo Naukowo-Techniczne Warszawa 2005
[7] M.J. Kupczyk, Metody wytwarzania proszków metali, stopów i niemetali do produkcji spiekanych materiałów narzędziowych, Archiwum Technologii Maszyn i Automatyzacji 31 (2011), nr 1, 17-26
[8] http://www.gkn.com/sintermetals/capabilities/conventional-pm/process/Pages/default.aspx
[9] D. Bouvard, Densification behavior of mixtures of hard and soft powders under pressure, Pow Tech 111 (2000), 231-239
[10] H.A. Al-Qureshi, M.R.F. Soares, D. Hotza, M.C. Alves, A.N. Klein, Analyses of the fundamental parameters of die compaction of powder metallurgy, J Mat Proc Tech 199 (2008), 417-424
[11] K.T. Kim, J.H. Cho, A densification model for mixed metal powders under cold compaction, Int J Mech Sci 43 (2001), 2929-2946
[12] S.C. Lee, K.T. Kim, Densification behavior of aluminum alloy powder under cold compaction, Int J Mech Sci 44 (2002), 1295-1308
[13] B.J. Briscoe, S.L. Rough, The effects of wall friction in powder compaction, Coll Surf A: Pchys Eng Asp 137 (1998), 103-116
[14] F.V. Lenel, Powder metallurgy. Pronciples and Applicationns, Metal Powder Industies Federation, New Jersey 1980
[15] M. Galanty, P. Kazanowski, P. Kansuwan, W.Z. Misiołek, Consolidation of metal powders during the extrusion process, J Mat Proc Tech 125-126 (2002), 491-496 [16] S.Ch. Yoon, S.-J. Hong, S.I. Hong, H.S. Kim, Mechanical properties of equal
channel angular pressed powder extrudates of rapidly solidified hypereutectic Al-20 wt% Si alloy, Mat Sci Eng A 449-451 (2007), 966-970
[17] H. Dybiec, A coupling of rapid crystallization and plastic consolidation as a method for mass scale production of bulk submicrocrystalline aluminum alloys, Phys Status Solidi A 207, No. 5 (2010), 1122-1127
[18] T.M. Cimino, A.H. Graham, T.F. Murphy, The effect of microstructure and pore morphology on mechanical and dynamic properties of ferrous P/M materials, International Conference on Powder Metallurgy & Particulate Materials, Las Vegas 1998
[19] H. Dybiec, P. Kozak, Evolution of grain structure during hot extrusion of powders, Pow Metall Progr 3 (2003), 146-151
[20] K.T. Kim, Y.C. Jeon, Densification behavior of 316L stainless steel powder under high temperature, Mat Sci Eng A 245 (1998), 64-71
88 [21] K.T. Kim, H.C. Yang, Densification behavior of titanium alloy powder during hot
pressing, Mat Sci Eng A 313 (2001), 46-52
[22] H. Dybiec, Plastic consolidation of metallic powders, Arch Metall Mater 52 (2007) [23] P. Kozak, Mechanizmy konsolidacji plastycznej rozdrobnionych stopów AlSiNi,
rozprawa doktorska, Wydział Metali Nieżelaznych AGH, Kraków 2006
[24] T. Tokarski, The effect of plastic consolidation parameters on the microstructure and mechanical properties of various aluminium powders, Mater Sci Forum 647 (2011), 141-146
[25] J. Richert, Innowacyjne metody przeróbki plastycznej metali, Wydawnictwo AGH Kraków 2010
[26] I.V. Alexandrov, R.Z. Valiev, Developing of SPD processing and enhanced properties in bulk nanostructured metals, Scripta Mater 44 (2001), 1605-1608
[27] R.B. Figueiredo, M. Kawasaki, Ch. Xu, T.G. Langdon, Achieving superplastic behavior in fcc and hcp metals processed by equal-cannel angular pressing, Mat Sci Eng A 493 (2008), 104-110
[28] T.G. Langdon, Achieving superplasticity in ultrafine-grained metals, Mech Mat 67 (2013), 2-8
[29] A. Rosochowski, Processing metals by severe plastic deformation, Solid State Phenom 101-102 (2005), 13-22
[30] J.H. Perepezko, R.J. Herbert, Overview: Amorphous Materials. Amorphous aluminum alloys – synthesis and stability, http://www.tms.org/pubs/journals/ jom/0203/perepezko-0203.html
[31] R.Z. Valiev, R.K. Islamgaliev, I.V. Alexandrov, Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation, Prog Mater Sci 45 (2000), 103-189
[32] V.M. Segal, Materials processing by simple shear, Mat Sci Eng A 197 (1995), 157-164
[33] R.Ye. Lapovok, The positive role of back-pressure in equal channel angular extrusion, Mater Sci Forum 503-504 (2006), 37-44
[34] H.S. Kim, M.H. Seo, Ch.-S. Oh, S.-J. Kim, Equal channel angular pressing of metallic powders, Mater Sci Forum 437-438 (2003), 89-92
[35] M. Balog, F. Simancik, O. Bajana, R. Guillermo, ECAP vs. direct extrusion – Techniques for consolidation of ultra-fine Al particles, Mater Sci Eng A 504( 2009), 1-7
[36] X. Wu, K. Xia, Synthesis of bulk materials by equal channel angular consolidation of particles, Mater Sci Forum 503-504 (2006), 233-238
[37] K. Xia, X. Wu, T. Honma, S.P. Ringer, Ultrafine pure aluminium through back pressure equal channel angular consolidation (BP-ECAC) of particles, J Mater Sci 42 (2007), 1551-1560
[38] R. Lapovok, D. Tomus, B.C. Muddle, Low-temperature compaction of Ti-6Al-4V powder using equal channel angular extrusion with back pressure, Mat Sci Eng A 490 (2008), 171-180
[39] Z. Lee, F. Zhou, R.Z. Valiev, E.J. Lavernia, S.R. Nutt, Microstructure and microhardness of cryomilled bulk nanocrystalline Al-7.5%Mg alloy consolidated by high pressure torsion, Scripta Mater 51 (2004), 209-214
[40] K. Edalati, Z. Horita, H. Fujiwara, K. Ameyama, Cold consolidation of ball-milled titanium powders using high-pressure torsion, Metall Mater Trans A 41 (2010), 3308-3317
[41] I.V. Alexandrov, Y.T. Zhou, T.C. Lowe, R.K. Islamgaliev, R.Z. Valiev, Consolidation of nanometer sized powders using severe plastic torsional straining, NanoStruct Mater 10 (1998), 45-54
89 [42] K.S. Kim, Finite element analysis of high pressure torsion processing, J Mater Proc
Tech 113 (2001), 617-621
[43] M. Mroczkowski, J. Richert, Prognozowanie stateczności plastycznego płynięcia w procesach CWS, Rudy Metale 52 (2007), 88-94
[44] J. Richert, M. Richert, M. Mroczkowski, The role of hydrostatic pressure in intense plastic deformation of materials by the innovative new CEC hydro-press, Inż Mater 30 (2009), 12-16
[45] M. Richert, J. Richert, J. Zasadziński, S. Hawryłkiewicz, J. Długopolski, Effect of large deformation on microstructure of aluminium alloys, Mater Chem Phys 81 (2003), 528-530
[46] M.W. Richert, J. Richert, M. Książek, A. Hotloś, P. Pałka, M. Perek, M. Maślanka, Microstructure of AgNi and AgSnBi powders consolidated by CEC, Sol State Phenom 186 (2012), 130-134
[47] M. Richert, J. Richert, A. Hotloś, P. Pałka, W. Pachla, M. Perek, Ag powders consolidated by reciprocating extrusion (CEC), Mat Sci Forum 667-669 (2011), 145-150
[48] M.W. Richert, J. Richert, B. Leszczyńska-Madej, Ł. Kuczek, Ł. Wzorek, AgSnBi powder consolidated by CEC reciprocal extrusion, Arch Civ Mech Eng (2014) – w druku
[49] K. Wojtasik, W. Missol, PM helps develop cadmium-free electrical contacts, Met Powd Report 59 (2004), 34-36, 38-39
[50] H. Cho, D.-Y. Hwang, H.-H. Jo, A study on the development of environment-friendly Ag-SnO2 electric contact materials through a powder metallurgy, Mater Sci Forum 539-543 (2007), 2761-2766
[51] C. Xu, D. Yi, Ch. Wu, H. Liu, W. Li, Microstructures and properties of silver-based contact material fabricated by hot extrusion of internal oxidized Ag-Sn-Sb alloy powders, Mater Sci Eng A 538 (2012), 202-209
[52] J.M. Montes, F.G. Cuevas, J. Cintas, Electrical resistivity of metal powder aggregates, Metall Mater Trans B 38 (2007), 957-964
[53] J.A. Omotoyinbo, I.O. Oladele, W. Shokoyo, Efect of degree of plastic deformation on the electrical resistance of and thermal conductivity of Al-Mg-Si alloy, Leon Elec J Pract Tech 24 (2014), 37-50
[54] L. Wojnar, K.J. Kurzydłowski, J. Szala, Praktyka analizy obrazu, Polskie Towarzystwo Stereologiczne, Kraków 2002
[55] S. Deshpande, A. Kulkarni, S. Sampath, H. Herman, Application of image analysis for characterization of porosity in thermal spray coatings and correlation with small angle neutron scattering, Surf Coat Techn 187 (2004), 6-16
[56] X.C. Zhang, B.S. Xu, F.Z. Xuan, H.D. Wang, Y.X. Wu, S.T. Tu, Statistical analyses of porosity variations in plasma-sprayed Ni-based coatings, J Alloy Comp 467 (2009), 501-508
90
Spis rysunków
Rys. 1.1. Przykłady części maszyn wytwarzanych metodami metalurgii proszków ... 7
Rys. 1.2. Schemat otrzymywania materiału litego z proszków metalicznych za pomocą konwencjonalnejmetalurgii proszków ... 8
Rys. 1.3. Przykładowy przebieg otrzymywania gotowego wyrobu za pomocą konwencjonalnej metalurgiiproszków ... 9
Rys. 1.4. Prasownik do zagęszczania jednostronnego... 10
Rys. 1.4. Schemat przedstawiający rozkład gęstości w wyprasce w zależności od sposobu prasowania:a) jednostronnego, b) dwustronnego ... 11
Rys. 1.5. Zależność między gęstością wypraski a odległością od stempla prasującego, przy prasowaniu:1 – jednostronnym, 2 – jednostronnym ze środkiem poślizgowym, 3 – dwustronnym ... 11
Rys. 1.6. Schemat prasowania izostatycznego na zimno, a) metoda mokra, b) metoda sucha ... 12
Rys. 1.7. Wpływ wielkości szczeliny pomiędzy walcami na grubość taśmy, gęstość oraz moc konieczną dowalcowania przykładowego proszku ... 12
Rys. 1.8. Wpływ wielkości mikrostruktury na własności wytrzymałościowe aluminium i jego stopów ... 17
Rys. 1.9. Próbki ze stopu Al 2124-T851 odkształcone metodą ECAP (1 przejście); a) bez przeciwciśnienia,b) z przeciwciśnieniem ... 18
Rys. 1.10. Rozkład prędkości promieniowych Vr w trzech kolejnych cyklach CWS ... 20
Rys. 1.11. Nieprawidłowe warunki procesu CWS, wynikające z zastosowania stałej wartości przeciwsiły, a) wykresy zmian siły procesu Fe i przeciwsiły Fc po pierwszym i siódmym cyklu, b) pęknięcia w próbce zestopu Al 6082 po 7 cyklach ... 21
Rys. 1.12. Prawidłowe warunki procesu CWS, związane z zastosowaniem zmiennej wartości przeciwsiły, a) wykresy zmian siły procesu Fe oraz przeciwsiły Fc, b) próbka ze stopu 6082 bez pęknięć po 15 cyklach ... 21
Rys. 1.13. a) Niewypełnienie przestrzeni narzędziowej za zwężką matrycową po piątym cyklu CWS, b) naprężenia za zwężką matrycową w kolejnych cyklach CWS, przy zastosowaniu stałej siłyprzeciwnacisku Fc ... 22
Rys. 1.14. Przebieg umocnienia i tworzenia pasm ścinania podczas procesów CWS ... 23
Rys. 1.15 Obraz mikrostruktury aluminium, odkształconego metodą CWS, z widoczną