Phd majkowska beata

POLITECHNIKA GDAŃSKA

WYDZIAŁ MECHANICZNY

KATEDRA INŻYNIERII MATERIAŁOWEJ

mgr inż. Beata Majkowska

Obróbka laserowa w warunkach kriogenicznych

stopów miedzi stosowanych w produkcji śrub okrętowych

ROZPRAWA DOKTORSKA

Promotor: dr hab. inż. Waldemar Serbiński, prof. nadzw. PG

Gdańsk 2009

Pragnę gorąco podziękować promotorowi – Panu Profesorowi Waldemarowi Serbińskiemu,

za cenne uwagi, długie dyskusje, zaangażowanie, dzięki którym powstała niniejsza praca.

Dziękuję pracownikom naukowym i technicznym Katedry Inżynierii Materiałowej

za życzliwość i wsparcie.

Dziękuję Ośrodkowi Materiałoznawstwa, Korozji i Ochrony Środowiska Centrum

Techniki Okrętowej; Laboratorium Dyfrakcji Rentgenowskiej Instytutu Metalurgii

i Inżynierii Materiałowej Polskiej Akademii Nauk w Krakowie oraz Instytutowi Maszyn

Przepływowych Polskiej Akademii Nauk w Gdańsku za umożliwienie wykonania badań.

Dziękuję Panu Igorowi Skalskiemu i Grzegorzowi Gireniowi za liczne dyskusje

i merytoryczne wsparcie.

Dziękuję Markowi Marcowi za wiarę w moje możliwości, cierpliwość, zrozumienie

i wszechstronne wsparcie.

Dziękuję również rodzinie i przyjaciołom za wsparcie duchowe.

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

3

SPIS TREŚCI

SPIS RYSUNKÓW, WYKRESÓW I ILUSTRACJI .................................................. 5

SPIS TABEL ................................................................................................................. 11

WSTĘP .......................................................................................................................... 12

CZĘŚĆ TEORETYCZNA ........................................................................................... 14

1. RODZAJE ŚRUB OKRĘTOWYCH I ICH EKSPLOATACYJNE ZUŻYCIE........15

1.1. KONSTRUKCJA ŚRUB OKRĘTOWYCH .................................................................................15

1.2. ŚRODOWISKO I WARUNKI EKSPLOATACJI ŚRUB OKRĘTOWYCH ........................................22

1.3. EKSPLOATACYJNE NISZCZENIE ŚRUB OKRĘTOWYCH ........................................................28

2. MATERIAŁY STOSOWANE NA ŚRUBY OKRĘTOWE .........................................34

2.1. KLASYFIKACJA ODLEWNICZYCH STOPÓW MIEDZI NA ŚRUBY OKRĘTOWE

WG POLSKIEGO REJESTRU STATKÓW................................................................................35

2.2. CHARAKTERYSTYKA POZOSTAŁYCH MATERIAŁÓW STOSOWANYCH

NA ŚRUBY OKRĘTOWE .......................................................................................................36

3. METODY UMACNIANIA POWIERZCHNIOWEGO MATERIAŁÓW

STOSOWANYCH NA ŚRUBY OKRĘTOWE ............................................................38

3.1. PRZEGLĄD METOD MODYFIKACJI WARSTWY WIERZCHNIEJ MATERIAŁÓW

ZA POMOCĄ LASERA ..........................................................................................................38

4. TEZA PRACY.................................................................................................................45

CZĘŚĆ BADAWCZA .................................................................................................. 46

5. CEL I ZAKRES PRACY ................................................................................................47

6. PROGRAM I METODYKA BADAŃ ...........................................................................51

6.1. WYBÓR MATERIAŁU PRZEZNACZONEGO DO BADAŃ.........................................................51

6.2. NADTAPIANIE LASEROWE STOPU SUPERSTON W WARUNKACH KRIOGENICZNYCH ......51

6.3. METODYKA BADAŃ MORFOLOGII MIKROSTRUKTURY I NAPRĘŻEŃ WŁASNYCH

WARSTW NADTOPIONYCH LASEROWO ..............................................................................54

6.3.1. Obserwacje mikroskopowe ...............................................................................................54

6.3.2. Określanie składu fazowego i naprężeń własnych............................................................55

6.4. WYNIKI BADAŃ MIKROSTRUKTURY NADTOPIONEJ LASEROWO WARSTWY

WIERZCHNIEJ STOPU SUPERSTON ..................................................................................58

6.4.1. Analiza topografii i mikrostruktury powierzchni..............................................................58

6.4.2. Mikrostruktura przekroju warstwy wierzchniej ................................................................61

6.4.3. Skład fazowy nadtopionej warstwy wierzchniej stopu SUPERSTON .............................67

Obróbka laserowa w warunkach kriogenicznych stopów miedzi stosowanych w produkcji śrub okrętowych

____________________________________________________________________________

4

6.4.4. Jakościowa analiza składu chemicznego w warstwie nadtopionej laserowo ...................71

6.4.5. Ilościowa analiza składu chemicznego wybranych elementów mikrostruktury

warstwy nadtopionej laserowo..........................................................................................73

6.4.6. Ocena przełomów warstwy nadtopionej i materiału rodzimego stopu SUPERSTON......76

6.4.7. Analiza naprężeń własnych w warstwie nadtopionej laserowo ........................................79

6.5. MODEL KRZEPNIĘCIA I MIKROSTRUKTURY WARSTWY WIERZCHNIEJ W PROCESIE

NADTAPIANIA LASEROWEGO STOPU SUPERSTON W WARUNKACH KRIOGENICZNYCH .80

6.5.1. Wpływ składników stopowych na mikrostrukturę i niektóre właściwości

stopu SUPERSTON w stanie odlanym .............................................................................80

6.5.2. Wpływ warunków nadtapiania laserowego na proces krzepnięcia

warstwy nadtopionej .........................................................................................................84

6.5.3. Uogólniony opis mikrostruktury warstw nadtopionych laserowo

w stopie SUPERSTON .....................................................................................................89

6.6. OCENA WYBRANYCH WŁAŚCIWOŚCI EKSPLOATACYJNYCH STOPU SUPERSTON ...........89

6.6.1. Metodyka pomiaru mikrotwardości, badań korozyjnych i kawitacyjnych .......................89

6.6.2. Wyniki pomiarów mikrotwardości warstw nadtopionych laserowo.................................96

6.6.3. Wyniki badań odporności korozyjnej stopu SUPERSTON

po laserowym nadtapianiu.................................................................................................99

6.6.4. Wyniki badań odporności kawitacyjnej nadtopionego laserowo

stopu SUPERSTON ........................................................................................................103

7. OMÓWIENIE WYNIKÓW BADAŃ ..........................................................................111

8. WNIOSKI ......................................................................................................................113

BIBLIOGRAFIA ........................................................................................................ 115

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

5

SPIS RYSUNKÓW, WYKRESÓW I ILUSTRACJI

Rys. 1. Pojedynek statków o różnych napędach: z kołem łopatkowym, umieszczonym

z boku jednostki (z prawej) i śrubą okrętową (z lewej) [103]......................................... 12

Rys. 2. Schemat układu napędowego statku ............................................................................... 15

Rys. 3. Śruba okrętowa – odlew ze stopu miedzi o masie 35000 kg,

Alstom Power Elbląg [101]............................................................................................. 16

Rys. 4. Śruba okrętowa ze skrzydłami odejmowanymi [37, 35]................................................. 17

Rys. 5. Śruba okrętowa składana o skoku stałym [18]................................................................ 18

Rys. 6. Różne rodzaje śrub okrętowych [35] .............................................................................. 19

Rys. 7. Śruby 2- i 3- skrzydłowe dla łodzi żaglowych [35] ........................................................ 20

Rys. 8. Łódź rybacka z przykładami śrub stosowanych na takich jednostkach

(fotografie własne) .......................................................................................................... 20

Rys. 9. Śruby z dyszą Korta [32, 36] .......................................................................................... 21

Rys. 10. Duża dysza Korta zainstalowana na statku handlowym [32]........................................ 22

Rys. 11. Małe dysze Korta stanowiące napęd holownika [32] ................................................... 22

Rys. 12. Schemat pęcherza kawitacyjnego podczas jego zapadania się [67].............................. 24

Rys. 13. Uproszczony układ przedstawiający typy kawitacji w zależności od ich lokalizacji

i obszaru występowania na skrzydle śruby okrętowej [67]............................................. 25

Rys. 14. Schemat erozji kawitacyjnej, wywołanej zjawiskiem kawitacji [98] ........................... 25

Rys. 15. Przebieg typowej krzywej erozyjnej i krzywej prędkości erozji kawitacyjnej [90] ..... 26

Rys. 16. Zagięcie na krawędzi skrzydła śruby okrętowej o małych obrotach [104]................... 28

Rys. 17. Płat śruby okrętowej o dużych obrotach z odłamaną końcówką skrzydła [104] .......... 29

Rys. 18. Efekty odcynkowania i erozji kawitacyjnej w zewnętrznym obszarze

śruby okrętowej [102] ..................................................................................................... 29

Rys. 19. Ubytki erozyjne na łopatce śruby okrętowej [104] ....................................................... 30

Rys. 20. Wyłamany brzeg skrzydła śruby na skutek zaawansowanej

erozji kawitacyjnej[104]................................................................................................. 31

Rys. 21. Zużycie erozyjne małej śruby łodzi rybackiej (fotografia własna) ............................... 31

Rys. 22. Pęknięcia w regenerowanej i eksploatowanej śrubie okrętowej [71] ........................... 33

Rys. 23. Śruba okrętowa ze stali nierdzewnej [36] ..................................................................... 37

Rys. 24. Schemat oddziaływania promieniowania laserowego na materiał [8] .......................... 40

Rys. 25. Szczegółowy program badań zrealizowanych w ramach pracy.................................... 48

Rys. 26. Szczegółowy program badań mikroskopowych ........................................................... 49

Rys. 27. Szczegółowy program badań mikroskopowych ........................................................... 50

Rys. 29. Nadtapianie laserowe w warunkach kriogenicznych .................................................... 53


____________________________________________________________________________

6

Rys. 30. Schemat nadtapiania laserowego w warunkach kriogenicznych [75]........................... 54

Rys. 31. Próbka ze stopu SUPERSTON po nadtapianiu laserowym .......................................... 54

Rys. 32. Schematyczny rysunek dyfraktometru rentgenowskiego [22]...................................... 55

Rys. 33. Dwustanowiskowy dyfraktometr rentgenowski Philips (IMIM PAN Kraków) ........... 56

Rys. 34. Schemat odbicia promieni rentgenowskich od dwóch równoległych

płaszczyzn atomowych [54] ............................................................................................ 56

Rys. 35. Mikrostruktura powierzchni nadtopionego laserowo w warunkach kriogenicznych

stopu SUPERSTON (3000 W; 0,5 m/min): a – obraz płaski, b – obraz przestrzenny.... 58

Rys. 36. Mikrostruktura powierzchni (a, b) nadtopionego laserowo w warunkach

kriogenicznych stopu SUPERSTON (3000 W; 1,0 m/min)............................................ 59


stopu SUPERSTON (4000 W; 0,5 m/min): a- obraz płaski, b – obraz przestrzenny..... 59


kriogenicznych stopu SUPERSTON (5000 W; 1,0 m/min)............................................ 59


stopu SUPERSTON (6000 W; 0,5 m/min): a – obraz płaski, b – obraz przestrzenny... 60

Rys. 40. Chropowatość powierzchni stopu SUPERSTON po laserowym nadtapianiu

(4000 W; 1,0 m/min)....................................................................................................... 60


(5000 W; 1,0 m/min)....................................................................................................... 60

Rys. 42. Mikrostruktura stopu SUPERSTON w stanie odlanym................................................ 61

Rys. 43. Mikrostruktura przekroju warstwy wierzchniej nadtopionego laserowo stopu

SUPERSTON (4000 W; 0,5 m/min) ............................................................................... 62

Rys. 44. Mikrostruktura strefy przypowierzchniowej i środkowej warstwy wierzchniej

nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON (4000 W; 0,5 m/min) ............................... 62


SUPERSTON (4000 W; 1,0 m/min) ............................................................................... 63




SUPERSTON (5000 W; 1,0 m/min) ............................................................................... 64




SUPERSTON (6000 W; 1,0 m/min) ............................................................................... 65

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

7

Rys. 50. Strefa przypowierzchniowa i środkowa warstwy wierzchniej nadtopionego laserowo

stopu SUPERSTON (6000 W; 1,0 m/min) ..................................................................... 65

Rys. 51. Mikrostruktura strefy przypowierzchniowej nadtopionego laserowo stopu

SUPERSTON (4000 W; 0,5 m/min) z pomiarem ziarna ................................................ 66

Rys. 52. Mikrostruktura strefy środkowej nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON (4000

W; 0,5 m/min) z pomiarem ziarna .................................................................................. 66

Rys. 53. Mikrostruktura materiału rodzimego stopu SUPERSTON (4000 W; 0,5 m/min)

z pomiarem ziarna ........................................................................................................... 67

Rys. 54. Dyfraktogram rentgenowski stopu SUPERSTON w stanie odlanym........................... 68

Rys. 55. Dyfrakrogram strefy przypowierzchniowej nadtopionego laserowo stopu

SUPERSTON(4000 W; 0,5 m/min) ................................................................................ 68

Rys. 56. Dyfraktogram rentgenowski strefy przypowierzchniowej nadtopionego laserowo










Rys. 61. Jakościowa analiza rozkładu pierwiastków w strefie przypowierzchniowej stopu

SUPERSTON po nadtapianiu laserowym....................................................................... 72

Rys. 62. Jakościowa analiza rozkładu pierwiastków w strefie przejściowej stopu

SUPERSTON po nadtapianiu laserowym....................................................................... 72

Rys. 63. Jakościowa analiza rozkładu pierwiastków w materiale rodzimym

stopu SUPERSTON ........................................................................................................ 73

Rys. 64. Ilościowa analiza rozkładu pierwiastków w fazach stopu SUPERSTON

w stanie odlanym ............................................................................................................ 74

Rys. 65. Ilościowa analiza rozkład pierwiastków w wydzieleniu zlokalizowanym na

powierzchni nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON (4000 W; 0,5 m/min)........... 74

Rys. 66. Ilościowa analiza w mikroobszarach strefy przypowierzchniowej nadtopionego

laserowo stopu SUPERSTON (4000 W; 1,0 m/min) ...................................................... 75

Rys. 67. Ilościowa analiza składu chemicznego okrągłego wydzielenia w strefie

przypowierzchniowej warstwy wierzchniej nadtopionego laserowo stopu

SUPERSTON (4000 W; 1,0 m/min) ............................................................................... 75


____________________________________________________________________________

8

Rys. 68. Ilościowa analiza drobnokrystalicznej strefy w warstwie wierzchniej nadtopionego

laserowo stopu SUPERSTON (5000 W; 1,0 m/min) ...................................................... 76

Rys. 69. Przełom warstwy wierzchniej i materiału rodzimego stopu SUPERSTON

nadtopionego laserowo warunkach kriogenicznych (4000 W; 0,5 m/min)..................... 77

Rys. 70. Przełom warstwy wierzchniej i materiału rodzimego stopu SUPERSTON

nadtopionego laserowo w warunkach kriogenicznych (6000 W; 1,0 m/min)................. 78

Rys. 71. Wartości naprężeń własnych w wytworzonych warstwach wierzchnich stopu

SUPERSTON po nadtapianiu laserowym z naniesionymi słupkami błędów ................. 79

Rys. 72. Fragment wykresu układu równowagi Cu-Al [78] ....................................................... 81

Rys. 73. Wykres równowagi stopów Cu-Al-Mn. Przekroje izotermiczne dla temperatury

800ºC, 700ºC, 600ºC, 500ºC, 450ºC i 400ºC [78]........................................................... 81

Rys. 74. Fragment wykresu równowagi stopów Cu-Al-Mn w temperaturze otoczenia –

przemiany fazy [78] ..................................................................................................... 82

Rys. 75. Zależność struktury brązów Cu-Al-Mn-Fe-Ni od ich składu chemicznego [85].......... 83

Rys. 76. Zależność rodzaju frontu krzepnięcia od gradientu temperatury G i szybkości ........... 85

krystalizacji v, gdzie Tśr1 i Tśr2 są granicznymi szybkościami chłodzenia [49]............... 85

Rys. 77. Wkres CTPc ilustrujący warunki tworzenia faz krystalicznych i amorficznych

podczas krzepnięcia [49]................................................................................................. 85

Rys.78. Model własny krzepnięcia w przekroju pojedynczej ścieżki nadtopionego

laserowo w warunkach kriogenicznych stopu SUPERSTON......................................... 86

Rys. 79. Przekrój nadtopionego laserowo w warunkach kriogenicznych stopu

SUPERSTON (4000 W, 0,5 m/min) ............................................................................... 87


SUPERSTON (4000 W, 1,0 m/min) ............................................................................... 88

Rys. 81. Stanowisko do elektrochemicznych badań korozyjnych [84]....................................... 91

Rys. 82. Stanowisko z wirującą tarczą w IMP PAN Gdańsk [27] .............................................. 92

Rys. 84. Próbki do badań kawitacyjnych; po lewej – materiał w stanie odlanym,

po prawej – stop SUPERSTON po nadtapianiu laserowym ........................................... 95

Rys. 85. Rysunek wykonawczy próbki do badań kawitacyjnych ............................................... 95

Rys. 86. Rozkład mikrotwardości na przekroju próbki nadtopionej laserowo

(3000 W; 0,5 m/min)....................................................................................................... 96


(3000 W; 1,0 m/min)....................................................................................................... 97


(4000 W; 0,5 m/min)....................................................................................................... 97

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

9


(4000 W; 1,0 m/min)....................................................................................................... 97


(5000 W; 0,5 m/min)....................................................................................................... 98


(5000 W; 1,0 m/min)....................................................................................................... 98


(6000 W; 0,5 m/min)....................................................................................................... 98


(6000 W; 1,0 m/min)....................................................................................................... 99

Rys. 94. Krzywe polaryzacyjne stopu SUPERSTON: SS – materiał w stanie wyjściowym,

11 – po nadtopieniu w warunkach kriogenicznych (4000 W; 1,0 m/min),

11H – po nadtopieniu i szlifowaniu .............................................................................. 100

Rys. 95. Krzywe polaryzacyjne stopu SUPERSTON nadtopionego laserowo w warunkach

kriogenicznych z mocą 4000 W. SS – materiał w stanie wyjściowym, 12 – po

nadtopieniu z prędkością 1,0 m/min, 16 – po nadtopieniu z prędkością 0,5 m/min ..... 101

Rys. 96. Obraz powierzchni próbek ze stopu SUPERSTON w stanie wyjściowym

(odlanym) po badaniach korozyjnych: a – widok ogólny,

b - szczegół z miejsca oznaczonego strzałką ................................................................ 102

Rys. 97. Obraz powierzchni nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON (4000 W; 1,0 m/min)

po badaniach korozyjnych: a – widok ogólny,

b - szczegół z miejsca oznaczonego strzałką ................................................................ 102

Rys. 98. Obraz powierzchni nadtopionego laserowo stopu SUPESTON (4000 W; 0,5 m/min)

po badaniach korozyjnych: a – obraz płaski, b – obraz przestrzenny .......................... 102

Rys. 99. Obraz powierzchni (a, b) nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON

(4000 W; 1,0 m/min) po szlifowaniu i badaniach korozyjnych .................................... 103

Rys. 100. Obraz powierzchni próbek po 150 min testu kawitacyjnego .................................... 105

Rys. 101. Obraz powierzchni próbek po 315 min testu kawitacyjnego .................................... 105

Rys. 102. Kinetyka zużycia stopu SUPERSTON w zależności od czasu ekspozycji............... 106

Rys. 103. Zestawienie średnich ubytków masy próbek stopu SUPERSTON

po teście kawitacyjnym................................................................................................ 106

Rys. 104. Wyniki badań kawitacyjnych nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON

z naniesionym błędem i odchyleniem standardowym................................................... 107

Rys. 105. Mikrostruktura powierzchni stopu SUPERSTON w stanie odlanym po badaniach

kawitacyjnych: a – widok ogólny, b – miejsce po fazie żelazowo - manganowej ........ 108


____________________________________________________________________________

10

Rys. 106. Przekrój próbki ze stopu SUPERSTON w stanie odlanym po badaniach

kawitacyjnych: a – widok ogólny największego ubytku,

b – pęknięcie na granicy fazy i eutektoidu ................................................................ 108


kawitacyjnych: a – ogólny obraz ubytków na powierzchni,

b – szczegół na powierzchni ......................................................................................... 108

Rys. 108. Mikrostruktura powierzchni nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON (6000 W;

1,0 m/min): a – widok ogólny, b – szczegół z obszaru zaznaczonego strzałką ............ 109

Rys. 109. Przekrój próbki (a, b) nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON

(6000 W; 1,0 m/min) po badaniach kawitacyjnych ...................................................... 109

Rys. 110. Mikrostruktura powierzchni nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON

(4000 W; 0,5 m/min) po badaniach kawitacyjnych: a – widok ogólny,

b – szczegół z obszaru zaznaczonego strzałką .............................................................. 110


(4000 W; 0,5 m/min) po badaniach kawitacyjnych ...................................................... 110

Rys. 112. Obraz pęknięć w warstwie nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON

po badaniach kawitacyjnych: a – 4000 W; 1,0 m/min, b – 4000 W; 0,5 m/min ........... 110

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

11

SPIS TABEL

Tabela 1. Zestawienie stopów miedzi stosowanych na śruby okrętowe w Zakładzie

Metalurgicznym Alstom Power Sp. z. o. o. [101]....................................................... 16

Tabela 2. Skład chemiczny i własności mechaniczne stopów miedzi na śruby napędowe

zgodnie z wymaganiami PRS [60] .............................................................................. 35

Tabela 3. Zastosowanie laserów w różnych technikach obróbki powierzchniowej [7] .............. 38

Tabela 4. Skład chemiczny stopu SUPERSTON (% mas.)......................................................... 51

Tabela 5. Parametry nadtapiania laserowego stopu SUPERSTON

w warunkach kriogenicznych...................................................................................... 52

Tabela 6.Wyniki rentgenowskiej analizy fazowej dla stopu SUPERSTON w stanie

wyjściowym i nadtopionym laserowo......................................................................... 67

Tabela 7. Określenie faz w układzie Cu-Al-Mn [78].................................................................. 82

Tabela 8. Opis przemian fazy (rys. 74) w stopach Cu-Al-Mn [78] ......................................... 83

Tabela 9. Uogólniony opis mikrostruktury warstwy nadtopionej laserem CO2.......................... 89

stopu SUPERSTON w warunkach kriogenicznych .................................................... 89

Tabela 10. Wartości Ec, Rp i Jkor wynikające z badań korozyjnych dla stopu SUPERSTON

w stanie wyjściowym, nadtopionym laserowo oraz nadtopionym i szlifowanym .... 100

Tabela 11. Zestawienie materiałów i parametrów nadtapiania laserowego próbek

do badań odporności kawitacyjnej ............................................................................ 104


____________________________________________________________________________

12

WSTĘP

Pierwszą śrubę napędową zaprojektował i użył w budowie statku farmer Francis Pettit Smi-

th w 1836 roku. Jednostka z dużą, drewnianą śrubą napędową poruszała się dość wolno

i była trudna w manewrowaniu. Podczas próbnego rejsu część śruby odłamała się i wówczas

okazało się, że z mniejszą śrubą statek płynie szybciej. Prawie równolegle (1936 – 1937)

w Szwecji opatentowano napęd śrubowy, którego autorem był inżynier John Ericsson. Statek

wyposażony w opatentowaną przez niego śrubę był pierwszym śrubowym statkiem handlowym

w regularnej żegludze.

Wspomniany wcześniej Smith w 1941 roku zbudował pierwszy śrubowy okręt wojenny

„Rattler”, który zasłynął w historii żeglugi ze spektakularnego pojedynku z bocznokołowcem

„Alecto” – rys. 1.

Rys. 1. Pojedynek statków o różnych napędach: z kołem łopatkowym,

umieszczonym z boku jednostki (z prawej) i śrubą okrętową (z lewej) [103]

Admiralicja brytyjska postanowiła rozstrzygnąć, który z pędników jest lepszy i zorganizo-

wano zawody. Dwie jednostki o tym samym tonażu i mocy maszyny parowej stanęły do wyści-

gu. Jedna z rund zawodów polegała na złączeniu obu statków rufami za pomocą liny i bezpo-

średniej próbie sił. Pierwsze pięć minut przewagę miał bocznokołowiec "Alecto". Po upływie

tego czasu maszyna śrubowca uzyskała pełną moc i "Rattler" zahamował ruch bocznokołowca,

a następnie odpłynął w przeciwnym kierunku, ciągnąc go za sobą z szybkością 2,8 węzła. Koła

bocznokołowca biły o wodę próbując stawiać opór ale bezskutecznie. Porażka koła łopatkowe-

go w starciu ze śrubą była całkowita. Eksperyment przekonał admiralicję, że jedynym słusznym

kierunkiem rozwoju floty jest budowa tzw. śrubowców. Udane próby ze śrubą okrętową wyko-

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

13

rzystał Isambard Brunel. Zbudował on w 1845 roku statek "Great Britain" o całkowicie stalowej

konstrukcji, napędzany silnikiem parowym i śrubą okrętową. "Great Britain" pokonywał Atlan-

tyk na trasie z Europy do USA w 14 dni i 21 godzin, zabierając 360 pasażerów i 600 ton ładun-

ku. Taki wynik potwierdzał wyższość śruby okrętowej nad kołem łopatkowym i spowodował jej

dalszy rozwój jako dominującego do dnia dzisiejszego pędnika na statkach [103].

Współcześnie dąży się do doskonalenia konstrukcji śrub okrętowych oraz poszukuje no-

wych metod i technologii umacniania stosowanych materiałów, zmniejszających skutki zużycia,

a tym samym wydłużających okres eksploatacji systemu napędowego jednostek pływających.

W tym aspekcie celem pracy było określenie wpływu nowej technologii, polegającej na la-

serowym nadtapianiu w warunkach kriogenicznych stopu SUPERSTON stosowanego do wyro-

bu śrub okrętowych, na ich odporność korozyjną i kawitacyjną w wybranych warunkach badań

środowiskowych.

W zakończeniu pracy przedstawiono wnioski poznawcze i utylitarne, które są rezultatem

analizy wyników przeprowadzonych badań, opracowanych i zestawionych w załączonym pro-

gramie.


____________________________________________________________________________

14

CZĘŚĆ TEORETYCZNA

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

15

1. RODZAJE ŚRUB OKRĘTOWYCH I ICH

EKSPLOATACYJNE ZUŻYCIE

1.1. Konstrukcja śrub okrętowych

Śruby okrętowe stanowią jeden ze sposobów napędzania statków, przetwarzając ruch obro-

towy wału śrubowego na siłę naporu poruszającą statek. Śruba napędowa umieszczona jest

w pobliżu napędzanego przez siebie kadłuba (najczęściej za jego rufą), ściśle z nim związana za

pośrednictwem wału śrubowego, łożysk oporowych i silnika. Rys. 2 przedstawia schemat ukła-

du napędowego statku.

Rys. 2. Schemat układu napędowego statku

Śruby okrętowe ze względu na konstrukcję dzieli się na trzy rodzaje:

śruby o skrzydłach na stałe połączonych z piastą,

śruby o skrzydłach odejmowanych,

śruby o skrzydłach zamocowanych obrotowo w piaście (nastawne) [45].

Najbardziej rozpowszechnione są śruby pierwszego rodzaju wykonane jako jednolity odlew.

Na polskim rynku wiodącym wytwórcą wielko – gabarytowych śrub okrętowych jest Zakład Meta-

lurgiczny Alstom Power Sp. z. o. o. z Elbląga. Wytwarzane tam śruby okrętowe są w całości odle-

wane ze stopów miedzi i osiągają średnicę do 8500 mm oraz masę do 35000 kg (rys. 3). Zestawienie

stopów miedzi wykorzystywanych do produkcji śrub okrętowych w Alstrom Power Sp. z. o. o. po-

kazano w tabeli 1. Oprócz całolanych śrub okrętowych zakład produkuje również elementy śrub

nastawnych (w tym płaty i piasty), elementy śrub składanych z ograniczoną regulacją skoku, ele-

menty pędników azymutowych, zawieszenia steru i wsporniki wałów śrubowych.

wał śrubowy

łożyska oporowe

silnik

kadłub kierunek ruchu statku

główna przekładnia

wspornik wału śrubowego

silnik

śruba napędowa

łożysko wału śrubowego


____________________________________________________________________________

16

Rys. 3. Śruba okrętowa – odlew ze stopu miedzi o masie 35000 kg, Alstom Power Elbląg [101]

Tabela 1. Zestawienie stopów miedzi stosowanych na śruby okrętowe w Zakładzie Metalurgicznym Alstom Power Sp. z. o. o. [101]

Skład

chemiczny Własności

Mechaniczne Oznaczenie

brązu Norma

Cu Al Fe Mn Ni Rm [MPa] min.

Re

[MPa] min.

A5 [%] min.

HB

CuMn12Al8Fe3Ni2 zakładowa reszta 7,5-

8,5

2,0-

4,0

11,0-

14,0

1,5-

3,0

640 250 20 170-

210

CuAl10Fe5Ni5Mn zakładowa reszta 8,8-

10,0

4,0-

5,5

0,5-

3,0

4,0-

5,0

640 255 18 165-

190

CuAl10Fe3Mn2 PN-ISO 197-2: 1997

- 8,5-

10,5

2,0-

4,0

1,0-

2,0

max.

0,5

500 180 15 110-

120

Śruby okrętowe o skoku stałym stosowane są w układach napędowych z silnikami nawrot-

nymi, gdzie prędkość i kierunek (naprzód/wstecz) poruszania się jednostki regulowana jest

prędkością obrotową i kierunkiem obrotów głównego silnika napędowego statku. Towarowe

statki morskie wyposaża się prawie wyłącznie w śruby podkawitacyjne, gdyż dla prędkości do

40 węzłów napęd z taką śrubą posiada najwyższą sprawność przy stosunkowo prostym rozwią-

zaniu konstrukcyjnym [18].

Śruby drugiego rodzaju (o skrzydłach odejmowanych) stosuje się, gdy ze względu na duże

rozmiary nie mogą być odlane w całości. Zastosowanie takiej konstrukcji ułatwia wymianę

uszkodzonych skrzydeł. W przypadku tej konstrukcji, skrzydła śruby osadzone są w łożyskach

umieszczonych w piaście. Obracanie skrzydeł umożliwia drążek, znajdujący się wewnątrz wału

śrubowego zakończonego tłokiem, do którego doprowadzany jest olej.

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

17

Śruby ze skrzydłami odejmowanymi mogą być odlane oddzielnie i przymocowane do pia-

sty różnymi metodami, na przykład za pomocą nitów, klinów, śrub lub mogą być przyspawane

(rys. 4). Wadą połączenia skrzydeł z piastą za pomocą nitów jest duża grubość skrzydła przy

piaście, co zmniejsza sprawność śruby. Połączenie za pomocą klina można stosować wyłącznie

przy małych śrubach, ponieważ jest ono mało wytrzymałe. Połączenia spawane rzadko się sto-

suje, gdyż podczas procesu spawania powstają niekorzystne naprężenia własne, prowadzące do

pękania skrzydeł w miejscu spawania. Proces ten może też prowadzić do powstawania mikro-

ogniw korozyjnych. Takie połączenie stosuje się w śrubach małych statków śródlądowych [45].

Obecnie najszerzej stosowanym rodzajem połączenia jest połączenie za pomocą śrub (rys. 5),

ułatwiające znacznie technologię wykonania, montażu i remontu.

W tym rodzaju śrub nastawienie skrzydeł odbywa się za pomocą przekładni hydraulicznej.

Mechanizm znajduje się wewnątrz piasty śruby. Do nastawiania używa się oleju pod ciśnieniem

15 ata, przy małym ciśnieniu sprężyny ustawiają skrzydła na pracę do przodu.

Rys. 4. Śruba okrętowa ze skrzydłami odejmowanymi [37, 35]


____________________________________________________________________________

18

Rys. 5. Śruba okrętowa składana o skoku stałym [18]

Śruby należące do trzeciego rodzaju (nastawne) to takie, których skok można dowolnie

zmieniać podczas ruchu statku. Śruba nastawna ma możliwość ustawiania kąta łopatek przy

zachowaniu jednego kierunku obrotów i stałej wartości obrotowej silnika głównego. Dzięki

temu statek możne płynąć do przodu lub wstecz ze zmienną prędkością, zaś w przypadku usta-

wienia skrzydeł śruby nastawnej w położeniu neutralnym (zerowym), skrzydła nie wytwarzają

siły naporu.

Pomysł zastosowania śrub o nastawnym skoku zrodził się niemal równocześnie

z wynalazkiem samej śruby. Większość pierwszych statków z napędem śrubowym wyposażono

w takie właśnie urządzenia. Główną przyczyną ich szerokiego zastosowania była możliwość

zapewnienia biegu wstecznego oraz możliwość ustawienia skrzydeł w płaszczyźnie osi śruby

przy pływaniu pod żaglami [45].

Obecnie śruby nastawne, pomimo większej złożoności konstrukcji i ceny, są coraz częściej

stosowane. Ich produkcja i udział w nowobudowanych statkach systematycznie rośnie. Wynika

to z ich zalet, spośród których wymienić można następujące:

możliwość wykorzystania całej mocy dyspozycyjnej w każdych, nawet zupełnie różnych

warunkach pływania, kiedy to opór statku, na skutek zmian załadowania i warunków po-

godowych może się zmieniać do 50% wartości projektowej,

lepsze spełnienie odmiennych wymagań stawianych jednostkom holującym (holowniki,

trawlery połowowe, trałowce), a mianowicie:

- możliwie największego uciągu podczas holowania,

- możliwie największej prędkości w warunkach pływania swobodnego,

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

19

możliwość utrzymania stałej prędkości obrotowej silnika przy zmiennej prędkości statku

i w różnych warunkach pływania,

możliwość szybkiej zmiany kierunku działania siły naporu bez konieczności zmiany kie-

runku obrotów wału śrubowego,

możliwość automatyzacji i zdalnego sterowania instalacjami śrub nastawnych i całego

układu napędowego, a co za tym idzie zmniejszenie załogi, lepsze zabezpieczenie silnika

przed przeciążeniem, wzrost bezpieczeństwa żeglugi i mniejsze zużycie paliwa,

zmniejszenie naprężeń skręcających w linii wałów w porównaniu do układów napędowych

ze śrubą stałą, w których podczas zmiany kierunku obrotów dochodzi do prawie dwukrot-

nego przekroczenia momentu nominalnego,

uproszczenie napędu w siłowniach z turbiną parową dzięki rezygnacji z biegu wstecznego

turbiny [18].

Morskie śruby okrętowe posiadają zazwyczaj 3, 4, 5 łopatek i więcej, przy czym śruby 4-

skrzydłowe są najczęściej spotykane. Konstrukcja, kształt i wymiar łopatek zależy od rodzaju

statku, wymaganej prędkości, warunków eksploatacji i innych czynników wpływających na

sprawność śruby. Materiały i technologia produkcji dobierane są zależnie od warunków pracy

i przewidywanej trwałości śruby (rys. 6) [35, 47].

Rys. 6. Różne rodzaje śrub okrętowych [35]


____________________________________________________________________________

20

Jachty żeglarskie wyposażone są w śruby 2- lub 3- skrzydłowe (rys. 7) ze względu na naj-

mniejszy stawiany opór, gdyż są unieruchomione w czasie pływania pod żaglami [45]. Wybór

ilości łopatek jest jedną z pierwszych decyzji podejmowanych przy projektowaniu śrub okręto-

wych.

Rys. 7. Śruby 2- i 3- skrzydłowe dla łodzi żaglowych [35]

Małe łodzie rybackie wyposażone są zazwyczaj w 3- skrzydłowe śruby napędowe. Przy-

kłady przedstawiono na rys. 8 (fotografie własne).

Rys. 8. Łódź rybacka z przykładami śrub stosowanych na takich jednostkach (fotografie własne)

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

21

Im większa jest średnica śruby tym większej mocy silnik potrzebny jest do jej napędu.

Z reguły do wolnych łodzi stosuje się większą średnicę śruby niż do łodzi szybkich. Przy ma-

łych obciążeniach sprawność śrub maleje wraz ze wzrostem liczby skrzydeł, niezależnie od ich

wielkości. Przy śrubach większych, bardziej obciążonych sprawność może wzrastać ze wzro-

stem liczby skrzydeł. Dzieje się tak dlatego, że duży współczynnik powierzchni przy małej licz-

bie skrzydeł może być osiągnięty jedynie przez nieproporcjonalne poszerzenie skrzydeł [45].

Jednym ze sposobów podwyższenia sprawności śrub było umieszczenie ich w oprofilowa-

nym pierścieniu wymyślonym w latach trzydziestych przez Korta. Od jego nazwiska pierścienie

otaczające śrubę przyjęły powszechnie stosowaną nazwę dysz Korta i stały się bardzo po-

wszechne, znajdując zastosowanie w wielu rodzajach statków, szczególnie tam, gdzie obciąże-

nie śrub jest duże, a więc w holownikach, statkach rybackich i handlowych (rys. 9 – 11) [45].

Zastosowanie dysz Korta podnosi sprawność śruby nawet o 30 – 35% i zapewnia:

osłanianie śruby przed lodem (przy większych średnicach),

polepszenie stateczności kursowej statku,

tłumienie kołysań wzdłużnych statku,

niezmienny kierunek dopływu wody do śruby podczas ruch statku na fali.

Jednakże dysze te pogarszają w znacznym stopniu zwrotność statku oraz sterowność przy

biegu wstecznym.

Rys. 9. Śruby z dyszą Korta [32, 36]


____________________________________________________________________________

22

Rys. 10. Duża dysza Korta zainstalowana na statku handlowym [32]

Rys. 11. Małe dysze Korta stanowiące napęd holownika [32]

1.2. Środowisko i warunki eksploatacji śrub okrętowych

Wszystkie śruby napędowe wolniej lub szybciej ulegają niszczeniu w zależności od środo-

wiska i warunków eksploatacji.

Śruby statków śródziemnomorskich są bardziej narażone na erozję kawitacyjną, która ro-

śnie ze wzrostem temperatury. Ważnym czynnikiem wpływającym na eksploatacyjne niszcze-

nie śrub jest zasolenie wody oraz jej skład chemiczny. Czynniki te wpływają na to czy woda

morska jest słabym czy mocnym elektrolitem, co determinuje szybkość korozji elektrolitycznej.

Głębokość oraz rodzaj dna morza mają znaczny wpływ na mechaniczne niszczenie śrub, istnieje

ryzyko zahaczenia o dno itp.

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

23

Każdy czynnik w różnym stopniu przyczynia się do powstawania niekorzystnych zjawisk

takich jak kawitacja, erozja kawitacyjna i korozja oraz mechaniczne pękanie, które niszczą śru-

by napędowe.

KAWITACJA

Zjawisko kawitacji jest bardzo szkodliwe podczas pracy wszelkich maszyn hydraulicznych,

a w szczególności śrub okrętowych. Powoduje istotne zaburzenia w przepływie, odbijające się

niekorzystnie na sprawności tych maszyn, a oprócz tego w wielu wypadkach przyczynia się do

szybkiego zniszczenia ich elementów [45].

Zjawisko to przebiega w cieczy i polega na powstawaniu i wzroście pęcherzyków wypeł-

nionych parą, gazem lub mieszaniną parowo – gazową, spowodowane miejscowym spadkiem

ciśnienia cieczy, a następnie gwałtownym zaniku pęcherzyków (implozji) w miejscach o pod-

wyższonym ciśnieniu [89]. Gaz zawarty w pęcherzyku sprawia, że po zakończeniu implozji

następuje odtworzenie pęcherzyka, a proces ten może powtarzać się wielokrotnie [79]. Pod

wpływem zmiany ciśnienia cieczy dochodzi do przemiany fazy ciekłej w gazową. Czynnikami

wpływającymi na powstawanie kawitacji są temperatura, ciśnienie, prędkość przepływu cieczy,

a także kształt powierzchni z jaką kontaktuje się ciecz oraz rodzaj zanieczyszczeń i gazów

w niej występujących [89]. Zarodki kawitacyjne, w postaci mikropęcherzyków gazowych, pa-

rowych lub cząstek stałych są niezbędne do powstania erozji kawitacyjnej [100].

Kawitacja jest zjawiskiem przemiany fazowej w dowolnej cieczy między postacią gazową

a ciekłą, zachodzącą na skutek obniżania ciśnienia przy zachowaniu stałej temperatury. Jeśli

odpowiednio niskie ciśnienie zostaje osiągnięte zaczynają tworzyć się pęcherze kawitacyjne.

Pęcherz, który jest wypełniony gazem lub parami cieczy rośnie, aż do osiągnięcia pewnej kry-

tycznej wartości. Skutkiem rozrostu pęcherza kawitacyjnego jest następstwo powstania różnicy

ciśnienia między pęcherzem, a otaczającym go roztworem. Kiedy różnica ciśnień jest na tyle

duża, że nie możliwy jest dalszy jego wzrost wówczas pęcherz kawitacyjny zaczyna się zapa-

dać. Na skutek ciągłego wzrostu, objętość pęcherza zwiększa się o kilka rzędów wielkości, na-

tomiast ciśnienie panujące wewnątrz niego maleje. Podczas tego procesu ciśnienie może się

zmniejszyć nawet o sześć rzędów wielkości i spada z około 10-1 do 10-7 MPa. Gdy gradient

ciśnienia jest już zbyt duży by utrzymać pęcherz w jego pierwotnych rozmiarach, rozpoczyna

się jego zapadanie. Uproszczony schemat zapadania się pęcherza kawitacyjnego w sposób sy-

metryczny przedstawiono na rys. 12 [23, 67].


____________________________________________________________________________

24

Rys. 12. Schemat pęcherza kawitacyjnego podczas jego zapadania się [67]

Zjawisko kawitacji może przebiegać na wiele sposobów.

Kawitacja laminarna powstaje na skutek występowania wirów za obracającą się śrubą.

Wewnątrz tych wirów spada ciśnienie, wydziela się powietrze i para wodna. Z czasem obszar

kawitacji laminarnej rozszerza się na całą powierzchnię skrzydła. Duża chropowatość po-

wierzchni skrzydeł sprzyja powstawaniu tego rodzaju kawitacji [45].

Spotyka się także kawitację pęcherzykową, gdy para wodna i powietrze wydzielają się

w postaci pęcherzyków przemieszczających się wzdłuż skrzydła śruby. Gdy pęcherzyki pękają

powstają mikrostrumienie cieczy o dużej prędkości, które uderzając o powierzchnię materiału

powodują jego ubytek [99].

Największe zniszczenia śruby wywołuje kawitacja pęcherzykowa zaś laminarna nie wpły-

wa zasadniczo na pracę śruby tylko wtedy, gdy obejmuje dużą część skrzydła [45].

W zależności od rodzaju i obszaru występowania wyszczególnić można następujące rodza-

je kawitacji:

kawitację w postaci pojedynczych pęcherzy,

kawitację arkuszową,

kawitację w postaci chmury kawitacyjnej,

kawitację wirową,

oraz tzw. superkawitację (rys. 13) [67].

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

25

Rys. 13. Uproszczony układ przedstawiający typy kawitacji w zależności od ich lokalizacji

i obszaru występowania na skrzydle śruby okrętowej [67]

EROZJA KAWITACYJNA

Erozją kawitacyjną nazywa się ubytek materiału powstały na skutek zjawiska kawitacji

(rys. 14) [67]. Pękanie pęcherzyków powoduje powstanie mikrostrumieni cieczy o szybkości

rzędu 102 m/s i fali uderzeniowej o dużym ciśnieniu (do kilku tysięcy MPa) [19], które wybijają

cząstki materiału. Z badań [28] wynika, że na 30 000 implozji pęcherzyków w pobliżu materia-

łu, tylko jedna powoduje erozję. W procesie kawitacji produkowana jest jednak ogromna liczba

pęcherzyków. Rezultatem erozji kawitacyjnej jest niszczenie materiału prowadzące do skróce-

nia czasu eksploatacji konstrukcji i urządzeń [67].

Rys. 14. Schemat erozji kawitacyjnej, wywołanej zjawiskiem kawitacji [98]

Powstawanie wielkich ciśnień tłumaczy się przemieszczaniem pęcherzy pary wodnej

z punktu o najniższym ciśnieniu, wzdłuż profilu skrzydła do obszaru powiększającego się ci-

śnienia i ich koncentrację. Wskutek dużej bezwładności, a małej ściśliwości woda zderza się

OBSZARKAWITACJI

PĘCHERZE

EROZJA

CHMURA KAWITACYJNA


____________________________________________________________________________

26

koncentrycznie, powstają duże ciśnienia wewnątrz pęcherza powodujące zjawisko implozji

pęcherzy [45].

Na erozję kawitacyjną mają też wpływ inne zjawiska, w tym: mechaniczne, akustyczne,

cieplne, elektryczne lub chemiczne [45].

W procesie erozji kawitacyjnej materiałów można wyróżnić następujące okresy:

I – okres inkubacji,

II – okres wzmożonego niszczenia,

III – okres osłabionego niszczenia,

IV – okres ustalonego niszczenia na skutek erozji kawitacyjnej (rys. 37).

d(ΔV)/dt

ΔV(t)

czas t

I II III IV

ubyt

ek o

bjęt

ości

ΔV

pręd

kość

ero

zji d

(ΔV

)/dt

Rys. 15. Przebieg typowej krzywej erozyjnej i krzywej prędkości erozji kawitacyjnej [90]

W okresie inkubacji (I) ubytek materiału jest pomijalnie mały. Materiał akumuluje energię,

następuje zapoczątkowanie odkształceń plastycznych i zmian właściwości fizycznych warstwy

wierzchniej [89]. Następuje zmatowienie powierzchni, ujawnienie granic ziarn oraz umocnienie

warstwy wierzchniej wskutek zgniotu. Zmiany struktury materiału występują w warstewce

o grubości od kilkudziesięciu do kilkuset mikrometrów. Zmiany powierzchniowe w postaci

mikropęknięć i odkształceń plastycznych widoczne są dopiero pod mikroskopem. Zakończenie

okresu inkubacji jest związane z wyczerpaniem zdolności materiału do akumulacji energii

w postaci odkształceń sprężystych i plastycznych [100].

Okres II odznacza się gwałtownym wzrostem prędkości niszczenia materiału. Następuje

ubytek masy na powierzchni materiału, co skutkuje wzrostem chropowatości, pojawieniem się

szczelin i wgłębień. W tym okresie erozja materiału ma charakter selektywny ze względu na

zróżnicowanie właściwości składników struktury i specyficzny charakter zaniku pęcherzyków.

krzywa prędkości erozji

typowa krzywa erozji

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

27

Prędkość ubywania materiału osiąga wartość maksymalną. Pod koniec tego okresu erozja roz-

szerza się na cały obszar powierzchni poddanej kawitacji [89].

W III okresie erozji kawitacyjnej prędkość ubywania materiału stopniowo maleje wraz ze

wzrostem wżerów kawitacyjnych. Tłumaczy się to zmianą wrażliwości materiału na działanie kawi-

tacji oraz osłabieniem skuteczności uderzeń kawitacyjnych w ubytkach wypełnionych wodą [89].

Ostatni (IV) okres – ustalonego niszczenia charakteryzuje się prawie stałą prędkością erozji.

Zachodzą nieznaczne zmiany chropowatości powierzchni [89]. Ustala się zarówno struktura geome-

tryczna powierzchni, przy ustalonym natężeniu kawitacji jak i prędkość erozji kawitacyjnej [100].

KOROZJA

Śruby okrętowe w zależności od tego z jakiego są wykonane materiału, ulegają różnym ro-

dzajom korozji. Większość śrub ulega korozji ogólnej oraz wżerowej (dla większości materiałów).

Po spawaniu czy prostowaniu na zimno i braku odprężania, pozostawione naprężenia szczątkowe

mogą doprowadzić pod wpływem wody morskiej do korozji naprężeniowej materiału [46].

Korozja elektrochemiczna powstaje podczas postoju statku, kiedy między śrubą, a kadłubem

tworzy się makroogniwo galwaniczne (gdy śruba i kadłub wykonane są z materiałów o innym

potencjale). Między strefami anody i katody przepływa prąd elektryczny, co prowadzi do niszcze-

nia materiału. Makroogniwa mogą też powstawać podczas ruchu statku, gdzie anodą może być

śruba, a katodą wał śrubowy (układ napędowy jest odizolowany filmem olejowym) [19].

W stopach miedzi może wystąpić również korozja na skutek odcynkowania lub odalumi-

niowania. Korozja na skutek odcynkowania polega na powstawaniu mikroogniw w środowisku

wody morskiej, na skutek niejednorodnej struktury stopu, powstałej podczas odlewania elemen-

tu. Odcynkowanie nazywane też korozją selektywną dotyczy mosiądzów (stopów miedzi z Zn

do 40%). Na powierzchni zaatakowanego materiału widoczne są miedziano-czerwone obszary

powstałe w wyniku preferencyjnego roztwarzania cynku. Na skutek odcynkowania pogarszają

się istotnie właściwości mechaniczne materiału. W przypadku mosiądzów jednofazowych od-

cynkowanie może zachodzić zarówno w sposób równomierny jak i wtrąceniowy. Odcynkowa-

nie równomierne zachodzi w środowiskach kwaśnych i przy wysokiej zawartości cynku w sto-

pie. W środowiskach obojętnych i dla stopów o niskiej zawartości Zn przeważa odcynkowanie

lokalne. W przypadku stopów dwufazowych (α + ), faza ulega bardziej intensywnemu od-

cynkowaniu. Wynika to m.in. z większej zawartości w niej Zn, ale także z różnic strukturalnych

obu faz. Odcynkowanie mosiądzów jednofazowych wstrzymywane jest przez dodatki stopowe

takie jak Sn, Al czy też 0,02-0,04% As (najwyższa skuteczność) [14].

Brązy aluminiowe ulegać mogą korozji selektywnej zwanej odaluminiowaniem. Skłonność

brązów aluminiowych do odaluminiowania [30] wynika ze znacznej różnicy potencjałów elektro-

dowych faz występujących w ich strukturze. Na skutek odaluminiowania wytrzymałość i pla-


____________________________________________________________________________

28

styczność brązów aluminiowych spada. Odaluminiowanie, często objawia się dopiero w momen-

cie zniszczenia wyrobu i przypomina w skutkach korozję międzykrystaliczną. Zjawisko odalumi-

niowania znane jest od dawna, ale nadal stosunkowo mało o nim wiadomo. Z danych literaturo-

wych wynika, że dodatek cyrkonu do brązów aluminiowych działa modyfikująco, podwyższa ich

właściwości wytrzymałościowe i zapobiega w pewnym stopniu odaluminiowaniu.

1.3. Eksploatacyjne niszczenie śrub okrętowych

Śruby napędowe podczas eksploatacji mogą ulegać następującym uszkodzeniom:

mechanicznym, w postaci pęknięć, wgnieceń, wyszczerbień krawędzi lub złamania skrzydeł

(rys. 16, 17),

korozyjnym, w postaci odcynkowania (rys. 18 ),

odaluminiowania, powstawania pęknięć korozyjno – naprężeniowych lub zmęczeniowych

(rys. 22)

erozyjno – kawitacyjnym, w postaci wżerów pojedynczych lub pasmowych (rys. 19 – 21) [10].

Uszkodzenia mechaniczne wiążą się bardzo ściśle z warunkami eksploatacji, które mogą po-

wstawać w rezultacie uderzeń w różnorodne ciała stałe: lód, zatopione wraki, pływające drewno,

piaszczysty i kamienisty grunt itp. Śruby okrętowe z materiałów o dużej plastyczności są bardziej

odporne na tego typu uszkodzenia. Śruby pracujące z małymi obrotami podczas zderzenia lub

zetknięcia z gruntem ulegają zagięciu na krawędziach skrzydła – rys. 16, końcówki śrub o wyso-

kich obrotach pracy podczas kolizji zazwyczaj ulegają odłamaniu – rys. 17 [104].

Rys. 16. Zagięcie na krawędzi skrzydła śruby okrętowej o małych obrotach [104]

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

29

Rys. 17. Płat śruby okrętowej o dużych obrotach z odłamaną końcówką skrzydła [104]

W trakcie eksploatacji śruby okrętowe podlegają także zmiennym naprężeniom, które mo-

gą prowadzić do powstania pęknięć zmęczeniowych, a przy oddziaływaniu wody morskiej pro-

pagacji korozji zmęczeniowej.

Przykład odcynkowania w zewnętrznym obszarze skrzydła śruby okrętowej w wyniku two-

rzenia się lokalnych mikroogniw przedstawiono na rys. 18. Na powierzchni zaatakowanego

materiału śruby uwidaczniają się miedziano-czerwone obszary powstałe w wyniku preferencyj-

nego roztwarzania cynku, a w wyniku tworzenia porowatej struktury pozostającej miedzi pogar-

szają się istotnie właściwości mechaniczne śrub okrętowych [67].

Rys. 18. Efekty odcynkowania i erozji kawitacyjnej w zewnętrznym

obszarze śruby okrętowej [102]

W celu zmniejszenia lub całkowitego wyeliminowania korozji na śrubach okrętowych stosu-

je się tzw. ochronę katodową, której zadaniem jest zmniejszenie różnicy potencjałów między

anodą (kadłubem), a katodą (zespołem napędowym). Ochrona taka polega na spolaryzowaniu

powierzchni metalu stykającego się z elektrolitem (woda morska), za pomocą rozmieszczonych


____________________________________________________________________________

30

po obu burtach anod polaryzacyjnych. Nowocześniejszym systemem ochrony katodowej jest

system sektorowy wieloanodowy [20]. System taki składa się ze stacji katodowych, anod pola-

ryzacyjnych, anod kontrolno – sterujących i urządzenia z wałem śrubowym. Stacje katodowe

służą do wytwarzania i regulacji prądu wyjściowego. W ochronie śrub stosuje się dwie stacje

katodowe: jedną do ochrony podwodnej części kadłuba, a drugą do ochrony śruby. Natężenie

prądu jest tak regulowane, aby potępiał w określonym miejscu konstrukcji znajdował się na

ustalonym poziomie. Anody polaryzacyjne umieszcza się w celu równomiernego rozdziału prą-

du ochrony oraz zapobiegania przesuwania się potencjału. Elektrody kontrolno – sterujące służą

do kontroli stanu spolaryzowania chronionej konstrukcji oraz do sterowania prądem. Układy te

prowadzą w większości przypadków do całkowitego usunięcia zjawiska korozji na śrubach.

Wraz ze wzrostem wielkości statków, szybkości i intensywności ich eksploatacji w róż-

nych warunkach, obserwuje się niszczenie śrub okrętowych w wyniku erozji kawitacyjnej.

W skutek takiego rodzaju zużycia powierzchnia śruby staje się chropowata (ubytki), co wpływa

na jej sprawność. W zaawansowanym stanie może ona doprowadzić do całkowitego rozpadnię-

cia się powierzchni skrzydła. Na rysunku 19 przedstawiono ubytki erozyjne na zewnętrznym

obszarze skrzydła, zaś na rysunku 20 wyłamany brzeg skrzydła śruby spowodowany zaawan-

sowaną erozją kawitacyjną [104]. Na rys. 21 przestawiono uszkodzenie erozyjne małej śruby

łodzi rybackiej (fotografia własna).

Rys. 19. Ubytki erozyjne na łopatce śruby okrętowej [104]

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

31

Rys. 20. Wyłamany brzeg skrzydła śruby na skutek zaawansowanej erozji

kawitacyjnej[104]

Rys. 21. Zużycie erozyjne małej śruby łodzi rybackiej (fotografia własna)

Bardzo często zjawiska korozji i kawitacji występują jednocześnie i wzajemnie pogłębiają

skutki uszkodzenia materiału. Synergiczne oddziaływanie tych dwóch czynników wzbudziło

zainteresowanie światowych laboratoriów już w roku 1987. Oka i Matsumura [58] jako jedni

z pierwszych przeprowadzili badania wzajemnego oddziaływania erozji i korozji, wyprowadza-

jąc podstawowe równanie dotyczące sumarycznego ubytku masy uwzględniając indywidualny

wkład erozji oraz korozji. Całkowitą utratę materiału (T), na skutek procesu erozji – korozji

w wyniku kawitacji przedstawili za pomocą wzoru (1.1):

SCET (1.1)

T – określa całkowity ubytek masy materiału, E – charakteryzuje udział ubytku masy na skutek

mechanicznych oddziaływań pozbawionych czynnika elektrochemicznego (wyznaczany na


____________________________________________________________________________

32

podstawie pomiarów w środowisku nie agresywnym, np. woda destylowana) [52]. Składowa C

– opisuje wpływ procesów elektrochemicznych na ubytek masy, mierzony szybkością korozji

w roztworze. W obliczeniach uwzględniono również obecność trzeciej składowej S, tzw. syner-

gizmu oddziaływań korozji i erozji. Całkowita wartość ubytku masy bardzo często różni się od

sumy ubytku masy na skutek korozji i erozji, przez co dowiedziono możliwość wzajemnego

oddziaływania na siebie czynników chemicznych i mechanicznych. Wpływ tego współoddzia-

ływania, biorąc pod uwagę kryterium ubytku masy, wynosi dla niektórych materiałów nawet

78% [52]. Wpływ ten zazwyczaj przyjmuje wartości dodatnie, nie jest to jednak regułą. Syner-

gizm może objawiać się w postaci wpływu korozji na zjawiska erozyjne E, lub wpływu erozji

na zjawiska korozyjne C [67].

Synergiczne oddziaływanie korozji i erozji kawitacyjnej w 3,5% NaCl oraz wodzie desty-

lowanej badano dla różnego rodzaju stali, miedzi, dwufazowego mosiądzu (40,1% Zn)

i dwufazowego brązu (9,7% Sn) [52]. Testy kawitacyjne prowadzono na stanowisku magneto-

strykcyjnym o częstotliwości drgań 20 kHz, amplitudzie 30 m w temperaturze 23C. Oprócz

tego prowadzono badania elektrochemiczne dla wyznaczenia szybkości korozji. Po teście kawi-

tacyjnym wyznaczano odporność kawitacyjną jako odwrotność prędkości erozji oraz odporność

korozyjną jako odwrotność prędkości korozji po badaniach elektrochemicznych. Do oceny cał-

kowitej prędkości niszczenia materiałów wg wzoru 1.1 wzięto pod uwagę również czynnik wza-

jemnego oddziaływania obu form niszczenia materiału (S). Badania wykazały, że udział

w niszczeniu zarówno korozji, erozji jak i synergicznego efektu jest znacznie większy w przy-

padku mosiądzu niż brązu [42].

Inni uczeni: Kwok, Cheng, Man [51, 93, 95] przeprowadzili badania wzajemnego oddzia-

ływania korozji i kawitacji dla stali niskowęglowej w stanie wyżarzonym oraz brązu mangano-

wo-niklowo-aluminiowego w środowisku 3,5 % NaCl w stanie wyjściowym i po stopowaniu

laserowym, potwierdzając ich wpływ na siebie. Badania odporności korozyjnej i kawitacyjnej

stopów miedzi po stopowaniu aluminium, przeprowadzone w środowisku 3,5% NaCl oraz

w wodzie destylowanej [93] dowiodły, że zarówno korozja może prowadzić do zainicjowania

kawitacji, jak też erozja kawitacyjna może być przyczyną wzrostu intensywności korozji. Zba-

dana odporność brązu manganowo-nikolwo-aluminiowego na korozję po stopowaniu alumi-

nium [93] wzrosła dwukrotnie, a odporność na erozję kawitacyjną jeszcze więcej. Stąd wniosek,

że zużycie korozyjne odegrało istotną rolę w całkowitym ubytku masy próbek podczas wymie-

nionych testów. Należy jednak uwzględnić, że warunki laboratoryjne nie są w stanie do końca

odtworzyć warunków panujących w rzeczywistej eksploatacji materiałów.

Badania odporności na korozję i erozję kawitacyjną brązu aluminiowo-niklowego w innej

pracy [1] pokazały, że bardzo duży wpływ na odporność ma struktura materiału. W przypadku

tego stopu dowiedziono, że faza α jest najbardziej narażona na korozję szczególnie w miejscach

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

33

gdzie graniczy z twardą fazą międzymetaliczną . Wyniki badań kawitacyjnych przeprowadzo-

ne na stanowisku wibracyjnym potwierdziły powstawanie mikropęknięć, inicjujących ubytki

kawitacyjne również w fazie α przyległej do . Wtrącenia fazy nie były atakowane ze wzglę-

du na ich katodowy charakter, w porównaniu z bogatą w miedź fazą α.

Przyczyny niszczenia śrub okrętowych mogą dotyczyć nie tylko właściwości materiału ale

również warunków ich eksploatacji oraz technologii wytwarzania i remontu. Niszczenie śrub

okrętowych w wyniku korozji naprężeniowej (korozyjnego pękania) jest najczęściej rezultatem

współdziałania naprężeń pochodzących z procesu wytwarzania (odlewania) lub ich naprawy

technikami spawalniczymi oraz środowiska korozyjnego [55].

Podstawowym sposobem regeneracji śrub okrętowych [71] jest eliminowanie ubytków me-

todami spawalniczymi. Technologia naprawy polega na wycięciu brzegów uszkodzonych skrzy-

deł i spawaniu wstawek wykonanych z tego samego materiału. Po spawaniu naprawczym śruby

napędowe poddaje się obróbce cieplnej – wyżarzaniu odprężającemu w celu usunięcia naprężeń

własnych. Ostateczne odtworzenie wymiarów śruby po spawaniu przeprowadzane jest za pomocą

obróbki skrawaniem. Śruby napędowe można spawać łukowo lub gazowo metodami TIG i MIG.

Odporność obszaru spawania materiału śrub okrętowych badano na działanie erozji kawitacyj-

nej i korozji w warunkach laboratoryjnych [53]. Udowodniono, że spoina, a także powstała strefa

wpływu ciepła, ze względu na zmianę struktury materiału jest bardziej odporna na działanie czynni-

ków środowiska od materiału wyjściowego odlewu. Problemy z naprawianymi metodą spawania

śrubami mogą pojawić się jeśli nie dość dokładnie zostaną usunięte naprężenia własne, wywołujące

naprężeniowe pękanie korozyjne w morskich warunkach eksploatacyjnych – rys. 22 [71].

Rys. 22. Pęknięcia w regenerowanej i eksploatowanej śrubie okrętowej [71]


____________________________________________________________________________

34

2. MATERIAŁY STOSOWANE NA ŚRUBY OKRĘTOWE

Największą grupę materiałów przeznaczonych na śruby okrętowe stanowią odlewnicze

stopy miedzi. Swoją popularność zawdzięczają wysokiej w porównaniu z innymi materiałami

odporności na zużycie korozyjne czy kawitacyjne w środowisku wody morskiej, a także odpor-

ność na ścieranie (ważne dla śrub pracujących w zamulonych wodach).

Mosiądze jednofazowe (α – roztwór stały cynku w miedzi) i dwufazowe (α w osnowie fazy

β‘) odznaczają się dobrą odpornością na korozję w różnych środowiskach eksploatacji (znacznie

lepszą niż stopy żelaza). Jednakże w określonych warunkach eksploatacji korozja mosiądzów

występuje w postaci odcynkowania lub korozji naprężeniowej (sezonowe pękanie). Niektóre

dodatki stopowe do mosiądzu powodują wzrost odporności na korozję chemiczną i skłonność

do odcynkowania. Do takich pierwiastków zalicza się: Al, As, Mn, Sn, Ni [48]. Dodatek Al

zwiększa twardość i własności wytrzymałościowe, a także zapobiega odcynkowaniu mosią-

dzów. Natomiast dodatek Fe przyspiesza przebieg odcynkowania, ale za to zmniejsza skłonność

do pękania na gorąco i zapewnia drobnoziarnistość mosiądzom odlewniczym [15].

Stopy miedzi z takimi pierwiastkami jak: Sn, Al, Si, Be, Mn, Pb nazywamy brązami. Brązy

cynowe zostały wykorzystane przez człowieka jako pierwsze. Brązy aluminiowe zostały zasto-

sowane znacznie później ze względu na trudności metalurgiczne związane z ich otrzymywa-

niem, ale to właśnie one są do dziś powszechnie stosowane na śruby okrętowe. W brązach alu-

miniowych ze wzrostem zawartości aluminium wzrasta wytrzymałość, a obniża się plastycz-

ność. Brązy aluminiowe o zawartości 8,5–11,0% Al można utwardzać przez hartowanie.

W przemyśle krajowym stosuje się następujące stopy, z których odlewane są śruby okrętowe:

CuMn12Al8Fe3Ni2, zawierający: 7-8,5% Al, 2,4% Fe,11–14% Mn, 1,5–3% Ni, resztę Cu,

CuAl9Ni4Fe4Mn, zawierający: 9–10% Al, 4–5,5% Fe, 0,5–1,5% Mn, 4–5%Ni, resztę Cu [37].

Brązy manganowe w zależności od zawartości manganu można przerabiać plastycznie na

zimno (do 6% Mn) lub gorąco (powyżej 6% Mn). Najczęściej są stosowane na części maszyn

w budownictwie okrętowym i przemyśle chemicznym [48].

Wymagania najczęściej stosowanych śrub okrętowych z odlewniczych stopów miedzi ze-

stawiono w przepisach Polskiego Rejestru Statków [60].

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

35

2.1. Klasyfikacja odlewniczych stopów miedzi na śruby okrętowe wg Polskiego Rejestru Statków

Podział odlewniczych stopów miedzi stosowanych na śruby okrętowe, podawany przez

Polski Rejestr Statków (PRS) jest następujący:

- kategoria Cu1, opisująca mosiądze manganowe,

- kategoria Cu2, opisująca mosiądze manganowo – niklowe,

- kategoria Cu3, opisująca brązy aluminiowo – niklowe,

- kategoria Cu4, opisująca brązy manganowo – aluminiowe.

Skład chemiczny stopów miedzi przeznaczonych na śruby okrętowe powinien odpowiadać

wymaganiom PRS podanym w tabeli 2.

Tabela 2. Skład chemiczny i własności mechaniczne stopów miedzi na śruby napędowe zgodnie z wymaganiami PRS [60]

Skład chemiczny

[% mas.] Własności

mechaniczne Kategoria

stopu Cu Al Mn Zn Fe Ni Sn Pbmax R0,2

[MPa] Rm

[MPa] A5

[%]

Cu1 52-

56

0,5-

3,0

0,5-

4,0

35-

45

0,5-

2,5

max.

1,0

0,1-

1,5 0,5 175 440 20

Cu2 50-

57

0,5-

2,0

1,0-

4,0

33-

38

0,5-

2,5

3,0-

8,0

max.

1,5 0,5 175 440 20

Cu3 77-

82

7,0-

11,0

0,5-

4,0

max.

1,0

2,0-

6,0

3,0-

6,0

max.

0,1 0,03 245 590 16

Cu4 70-

80

6,5-

9,0

8,0-

20,0

max.

6,0

2,0-

5,0

1,5-

3,0

max.

1,0 0,05 275 630 18

Właściwości poszczególnych stopów miedzi w dużej mierze zależą od ich struktury.

W przepisach PRS [60] można znaleźć określone wymagania dla struktur stopów kategorii Cu1

i Cu2, przeznaczonych na śruby okrętowe. Dla stopów Cu3 i Cu4 wymagań takich nie określo-

no, choć ich struktura jest bardzo istotna ze względu na własności użytkowe. Mosiądze odlew-

nicze stosowane na śruby okrętowe mają strukturę α + β’ z wydzieleniami faz bogatych w żela-

zo i nikiel. Ze względu na małą wytrzymałość na rozciąganie, małą wytrzymałość zmęczeniowo

– korozyjną i słabą odporność na erozję kawitacyjną nie mogą być stosowane na śruby szybko-

obrotowe. Zaletą tych mosiądzów jest dobra spawalność i duża plastyczność na gorąco, co uła-

twia regenerację śrub. Mosiądze manganowo-niklowe mają znacznie większą wytrzymałość

i odporność erozyjną niż mosiądze manganowe. Wadą ograniczającą ich zastosowanie, są trud-


____________________________________________________________________________

36

ności przy odlewaniu. Brązy kategorii Cu3 i Cu4 w porównaniu z mosiądzami mają lepsze wła-

ściwości wytrzymałościowe, większą wytrzymałość zmęczeniowo – korozyjną, lepszą odpor-

ność na korozję naprężeniową i erozję kawitacyjną [46, 48].

Obok spełnienia wymagań dotyczących właściwości użytkowych (wytrzymałość, odpor-

ność na korozję, erozję) materiały na śruby napędowe powinny mieć odpowiednie właściwości

technologiczne, tzn. lejność, spawalność itd.

Mosiądze odlewnicze zawierają miedź, cynk i ołów, a w niektórych przypadkach także

inne dodatki stopowe takie jak żelazo, mangan i aluminium. Mosiądz manganowy oprócz

dobrych właściwości mechanicznych, cechuje się odpornością na korozję i erozję w wodzie

morskiej i z tego względu stosuje się go na śruby okrętowe mniejszych jednostek [46].

Jako materiały odlewnicze szerokie zastosowanie znalazły mosiądze wieloskładnikowe,

które cechuje dobra odporność na korozję i ścieranie oraz dobre właściwości wytrzymałościowe

przy obciążeniach statycznych. Stosuje się je głównie na armaturę, osprzęt, łożyska, śruby okrę-

towe i elementy maszyn. Składy chemiczne poszczególnych stopów miedzi podają normy PN-

EN 1982:2002 oraz (PN-91/H-87026) [15].

2.2. Charakterystyka pozostałych materiałów stosowanych na śruby okrętowe

Wśród materiałów na śruby okrętowe oprócz najpopularniejszych stopów miedzi stosowa-

ne są również różnego rodzaju stale (w tym nierdzewne), stopy aluminium, tytanu, tworzywa

sztuczne i materiały kompozytowe.

W latach 60 i 70 – tych dwudziestego wieku na śruby okrętowe stosowano staliwa węglo-

we i niskostopowe, dla śrub wysoko obciążonych proponowano staliwa wysokostopowe. Przy-

kładowy skład chemiczny takiego staliwa był następujący: 0,2-0,28% C; 0,5-1,0% Si; 7,0-9,0%

Mn;12,0-14,0% Cr; 0,1% Ti [47].

Aluminiowe śruby napędowe stosowane są zwykle do rekreacyjnych łodzi motorowych

z silnikami zaburtowymi. W celu uzyskania większej wytrzymałości płatów śruby , podczas ich

wytwarzania stosuje się metodę odlewania ciśnieniowego. Metoda ta poprawia gładkość po-

wierzchni odlewów oraz rozdrabnia ich mikrostrukturę [34]. Dodatkowo śruby aluminiowe

pokrywane są specjalną powłoką antykorozyjną. W porównaniu z innymi materiałami są nie-

drogie, charakteryzują się dużą wytrzymałością i są łatwo naprawialne.

Stale nierdzewne podobnie jak stopy miedzi stosowane na śruby napędowe są ciągle mody-

fikowane i udoskonalane. Dotychczas stosowana stal nierdzewna 15-5, obecnie zastępowana

jest stalą o podwyższonej zawartości chromu z 15 do 24% i niklu z 5 do 10% (śruby napędowe

firmy SOLAS) [34]. Śruby ze stali nierdzewnej mają wyższą wytrzymałość i odporność na zu-

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

37

życie od śrub aluminiowych. Zapewniają lepszą sterowność łodzi i wyższą prędkość maksy-

malną. W zależności od swojej konstrukcji zalecane są do lekkich łodzi motorowych o mniej-

szych mocach silnika lub dla łodzi o dużej wadze z silnikami o dużej mocy. Śruby firmy SO-

LAS z aluminium i stali nierdzewnej przeznaczone są do silników spalinowych w przedziale

mocy 8 – 300 KM. Niestety koszt naprawy śrub nierdzewnych jest dwa razy wyższy niż alumi-

niowych [31].

Śruby ze stali nierdzewnych (rys. 23) w porównaniu z wykonanymi z brązu manganowo-

aluminiowego są cięższe o około 10 % (większa gęstość materiału), co wiąże się ze wzrostem

zużycia paliwa podczas eksploatacji tych śrub. Jeśli chodzi o pozostałe własności to wydłużenie

jest na podobnym poziomie, zaś wytrzymałość jest nieco niższa [36]. Generalnie są droższe od

powszechnie stosowanych brązów, chociaż można z nich wykonywać skrzydła dużo cieńsze

o podobnej efektywności.

W Hamilton Standard Division of United Aicraft Corporation [47] wyprodukowano ze sto-

pu tytanu śrubę okrętową o średnicy 815 mm, przeznaczoną dla jednostek rozwijających pręd-

kość do 50 węzłów, która okazała się bardzo trwała podczas eksploatacji, głownie ze względu

na wysoką odporność na erozję kawitacyjną.

Rys. 23. Śruba okrętowa ze stali nierdzewnej [36]

Oprócz materiałów metalowych na śruby okrętowe stosowane są również kompozyty m.in.

z włókna węglowego i polimeru. Ze względu na lepszy stosunek wytrzymałości do wagi oraz

sztywności do wagi, są dobrą alternatywą dla tradycyjnych materiałów [106]. Ich wadą jest brak

możliwości naprawy po uszkodzeniu. Śruby te znalazły zastosowanie w napędzie łodzi wędkar-

skich z nisko obciążonymi silnikami zaburtowymi [31]. Korzyścią ze stosowania takich mate-

riałów jest znaczna redukcja masy śrub i uzyskanie całkowitej odporności na korozję [47].


____________________________________________________________________________

38

3. METODY UMACNIANIA POWIERZCHNIOWEGO

MATERIAŁÓW STOSOWANYCH NA ŚRUBY

OKRĘTOWE

W związku z rosnącymi wymaganiami użytkowników śrub okrętowych, producenci śrub

coraz częściej poszukują metod wydłużenia czasu ich eksploatacji. Różnorodne prace ekspery-

mentalne na temat umocnienia powierzchniowego materiałów na śruby okrętowe prowadzone

są w wielu ośrodkach naukowych. Głównym nurtem tych prac jest szeroko pojęte wykorzysta-

nie obróbki laserowej w modyfikacji warstwy wierzchniej skrzydeł śrub w celu osiągnięcia

lepszych własności wytrzymałościowych i odporności na zużycie w środowisku pracy. Efekt

umocnienia materiału np. dla brązów aluminiowych można również uzyskać za pomocą harto-

wania i odpuszczania [40, 68].

3.1. Przegląd metod modyfikacji warstwy wierzchniej materiałów za pomocą lasera

Wykorzystanie promieniowania laserowego w inżynierii powierzchni uzależnione jest od

wielu czynników [8], z których do najważniejszych należą właściwości materiałów podlegają-

cych obróbce laserowej oraz parametry obróbki laserowej. Zestawienie wykorzystania laserów

w różnych procesach obróbki materiałów przedstawiono w tabeli 3.

Tabela 3. Zastosowanie laserów w różnych technikach obróbki powierzchniowej [7]

Rodzaj operacji

Gęstość mocy [W/cm2]

Orientacyjny czas ekspozycji

Rodzaj pracy Lasera

hartowanie bezprzetopieniowe 3 102 – 104 s Ciągła

nadtapianie 105 – 107 s ciągła, impulsowa

stopowanie 5 104 – 106 ms ciągła, impulsowa

natapianie 5 104 – 106 ms ciągła, impulsowa

utwardzanie detonacyjne

108 – 1010 ns Impulsowa

Wymienione w tabeli 3 technologie są zazwyczaj realizowane przy wykorzystaniu laserów

CO2 i Nd-YAG w celu zwiększenia trwałości części maszyn.

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

39

W laserze typu CO2 ośrodkiem akcji laserowej jest mieszanina gazów złożona z 510 %

CO2, 1535 % N2 i 6080 % He. Cząsteczki CO2 są wzbudzane za pośrednictwem elektronów,

dostarczanych do mieszaniny w wyniku wyładowań elektrycznych. Długość fali świetlnej emi-

towanej w wyniku reakcji wzbudzonych cząstek CO2 wynosi 10,6 m [39]. Laser molekularny

CO2, umożliwia uzyskanie gęstości mocy w granicach 108 W/cm2 [5]. Wymiary plamki wiązki

promieniowania lasera pracującego na dwutlenku węgla zawierają się w zakresie 1,5 – 50 mm

(o pracy ciągłej) i 4,5 – 20 mm lub 20x30 mm (o pracy impulsowej) [49].

Laser Nd:YAG jest laserem, w którym ośrodkiem czynnym jest kryształ granatu aluminium

domieszkowany neodymem. Laser ten emituje promieniowanie o długości fali 1,064 m. Może

pracować w pojedynczym lub ciągłym trybie pracy, uzyskując energię wiązki rzędu 500 mJ. Głów-

ną różnicą pomiędzy tymi dwoma trybami pracy jest czas trwania impulsu laserowego. W pierw-

szym przypadku czas ten jest rzędu kilku ns, w drugim około 150 ms. Ma to swoje implikacje

w otrzymywaniu różnych kraterów na powierzchni próbki bądź materiału, pojawianiu się plazmy na

jej powierzchni, czy też otrzymywaniu wyemitowanych cząstek bądź molekuł i ich stopnia jonizacji.

Rozbieżność wiązki emitowanej przez lasery Nd:YAG wynosi 0,6 – 15 mrad [17].

Promieniowanie laserowe rozprzestrzeniając się w różnych ośrodkach podlega prawom

odbicia, załamania, polaryzacji i pochłaniania. Ilość ciepła pochłoniętego przez materiał

w punkcie padania wiązki laserowej zależy od: współczynnika pochłaniania powierzchni, dłu-

gości fali promieniowania laserowego, gęstości mocy promieniowania padającego na po-

wierzchnię oraz czasu ekspozycji (czasu oddziaływania wiązki na materiał) [7]. Schemat od-

działywania promieniowania laserowego na materiał przedstawiono na rys. 24.

Materiały metalowe, zwłaszcza o powierzchni gładkiej i błyszczącej (np. złoto, srebro,

miedź, aluminium) bardzo słabo absorbują promieniowanie laserowe, materiały o powierzchni

ciemnej i chropowatej (np. wolfram, molibden, chrom) – absorbują promieniowanie o wiele

lepiej, choć rzadko wartość absorpcji przekracza 10% [8].

W celu zwiększenia sprawności grzania laserowego zwiększa się absorpcję obrabianych

powierzchni przez:

chropowacenie (np. przez kulowanie, piaskowanie), pozwalające na wzrost absorpcyjności

powierzchni od 30 do 40% [61],

utlenianie, pozwalające na wzrost absorpcyjności do 40%,

wstępne nagrzanie, powodujące wzrost absorpcyjności od 10 do 30%,

naniesienie powłoki absorpcyjnej (spełniającej również rolę powłoki antyrefleksyjnej):

malarskiej, proszkowej, galwanicznej, chemicznej lub innej dobrze absorbującej promie-

niowanie. Zwiększają one absorpcyjność powierzchni nawet do 90% w temperaturach ni-


____________________________________________________________________________

40

skich i do 50% w temperaturach wysokich (ok. 1500 C) [64]. Podstawowymi składnikami

powłok antyrefleksyjnych są: fosforany manganu, ołowiu i cynku, zawiesiny grafitu, sadza

i czarne farby [11, 62].

Rys. 24. Schemat oddziaływania promieniowania laserowego na materiał [8]

Dzięki możliwości koncentracji ogromnych gęstości mocy na wybranych fragmentach ob-

rabianych przedmiotów w bardzo krótkim czasie – obróbka laserowa powierzchni w większości

przypadków umożliwia uzyskanie struktur odmiennych od równowagowych (np. przesyconych

roztworów stałych, faz metastabilnych, struktur drobnoziarnistych, dendrytycznych, amorficz-

nych i in.), a w konsekwencji pozwala na wzrost twardości i poprawę właściwości wytrzymało-

ściowych, tribologicznych i antykorozyjnych, zwykle przy pogorszeniu chropowatości po-

wierzchni. Zmiany właściwości warstwy wierzchniej dotyczą tylko miejsc oddziaływania wiąz-

ki laserowej [41].

Przez warstwę wierzchnią należy rozumieć ograniczoną powierzchnię przedmiotu, obejmu-

jącą obszar materiału o zmienionych właściwościach w stosunku do właściwości rdzenia po-

przez zastosowanie np. obróbki laserowej [66].

Wśród najpopularniejszych obróbek laserowych wyróżnia się:

technologie bez przetapiania warstwy wierzchniej,

technologie z przetopieniem warstwy wierzchniej,

technologie z odparowaniem warstwy wierzchniej obrabianego materiału.

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

41

Do pierwszej grupy zalicza się hartowanie bezprzetopieniowe [7], w wyniku którego uzy-

skuje się warstwy twardsze (w porównaniu z warstwami otrzymywanymi konwencjonalnymi

technikami hartowania powierzchniowego), drobnoziarniste i cienkie: 0,25 – 2,5 mm. Nie moż-

na tą metodą zahartować elementów konstrukcyjnych na wskroś, technologia ta umożliwia har-

towanie lokalne np. w miejscach współpracy ciernej z innymi elementami konstrukcyjnymi.

Powstała podczas laserowego hartowania warstwa ma szerokość określoną przez szerokość

wiązki laserowej. Pomiędzy poszczególnymi ścieżkami przejścia wiązki na zakładkę, zawsze

istnieją pasma o mniejszej twardości spowodowane odpuszczaniem na brzegach ścieżki.

Technologie z przetopieniem warstwy wierzchniej obrabianego materiału stanowią najlicz-

niejszą grupę z wymienionych w tabeli 3. Wyróżnia się tu m.in. stopowanie, natapianie (plate-

rowanie) i nadtapianie laserowe.

Stopowanie polega na jednoczesnym topieniu i mieszaniu materiału stopującego i stopo-

wanego (podłoża), w wyniku czego, tworzy się jeziorko przetopionych materiałów, w którym

następuje intensywne wymieszanie materiałów na skutek ruchów konwekcyjnych, grawitacyj-

nych i ciśnienia wiązki laserowej. Ruchy konwekcyjne obserwuje się zarówno w kierunku rów-

noległym jak i prostopadłym do kierunku przemieszczania się wiązki laserowej [16]. Struktura,

skład chemiczny oraz właściwości fizyczne i chemiczne w warstwie stopowanej są inne niż

materiału podłoża i materiału stopującego. Bogata w składniki stopowe warstewka stopu odzna-

cza się zwykle większą twardością niż podłoże, większą wytrzymałością zmęczeniową, lepszy-

mi właściwościami tribologicznymi i antykorozyjnymi, przy jednocześnie większej chropowa-

tości powierzchni niż podłoże przed stopowaniem.

Stopowanie laserowe ze względu na swe liczne zalety może być stosowane w celu umac-

niania powierzchniowego, a więc m.in. poprawy odporności korozyjno – kawitacyjnej stopów

miedzi, przeznaczonych do produkcji śrub okrętowych. W literaturze [95] opisano proces zmia-

ny struktury brązu manganowo – aluminiowego przez zastosowanie stopowania proszkiem

aluminium o wielkości ziarna ok. 4 m. W cytowanej pracy próbki wycięte z płata śruby okrę-

towej poddano piaskowaniu, a następnie pomalowano ich powierzchnię mieszaniną złożoną

z proszku Al i 4% alkoholu poliwinylu. W celu stopowania w warstwie wierzchniej, zastosowa-

no laser Nd-YAG o pracy ciągłej i mocy 1 kW. Po obróbce laserowej zawartość Al w warstwie

wzrosła z 7,8% do 10,5%. Wstępne badania wykazały, że po szybkim skanowaniu (14 mm/s)

przy niskiej gęstości mocy (14,3 J/mm2) otrzymano cienką i popękaną warstwę wierzchnią.

Dopiero zastosowanie wiązki o gęstości mocy w granicach 25 J/mm2 przy obniżeniu szybkości

skanowania do 10 mm/s przyniosło oczekiwane efekty w postaci ujednorodnienia struktury

i poprawy odporności korozyjno – kawitacyjnej w porównaniu z własnościami materiału nie

stopowanego. Było to wynikiem dwukrotnego wzrostu twardości w warstwie wierzchniej

i przemianie struktury z wielofazowej do jednofazowej na skutek stopowania.


____________________________________________________________________________

42

Podobne badania [91] przeprowadzono dla mosiądzu o zawartości 38 % Zn z zastosowa-

niem proszku stopującego na bazie Ni. Uzyskana warstwa osiągnęła grubość 250 – 350 m przy

użyciu gęstości mocy lasera 70 W/mm2 i prędkości skanowania wiązki od 15 do 35 mm/s.

Twardość zmodyfikowanej warstwy wzrosła dwukrotnie, podobnie jak odporność kawitacyjna,

nie zanotowano jednak wzrostu odporności korozyjnej w 3,5% NaCl w porównaniu z materia-

łem nie obrobionym.

Natapianie zwane również platerowaniem lub napawaniem laserowym, realizowane jest

przy parametrach podobnych do stopowania i polega dostarczeniu proszku materiału natapiane-

go w obszar oddziaływania promieniowania laserowego, gdzie jest on topiony razem z bardzo

cienką warstwą materiału podłoża. Celem natapiania jest wymieszanie materiału nakładanego

z materiałem podłoża w strefie połączenia i uzyskanie powłoki odporniejszej niż materiał pod-

łoża na erozję, korozję, ścieranie i inne czynniki eksploatacyjne [8].

Typowa grubość powłoki natapianej waha się w granicach 0,5 – 2 mm, a w szczególnych

przypadkach może osiągnąć 5 mm. Uzyskana powierzchnia jest względnie gładka, wymiary

elementu są bliskie wymiarom końcowym, co zmniejsza do minimum zakres obróbki wykań-

czającej [65].

Natapianie stosowane jest w produkcji części maszyn oraz podczas naprawy zniszczonych

części, w celu poprawy odporności na zużycie oraz korozję chemiczną i elektrochemiczną.

W pracy badawczej [44] dowiedziono, że natapianie może być z powodzeniem zastosowane do

poprawy odporności korozyjnej śrub okrętowych. W badaniach wykorzystano laser Nd-YAG

w celu natopienia stopu na bazie Ni (Hastelloy C-22) na powszechnie stosowany w produkcji

śrub okrętowych mosiądz. Dobierając odpowiednią moc lasera - 1,8 kW i prędkość podawania

stopu na bazie Ni – 3 mm/s uzyskano gładką warstwę wierzchnią, dobrze z nim związaną

o większej twardości od podłoża.

Nadtapianie obejmuje grupę obróbek realizowanych przy większych gęstościach mocy

i szybkościach nagrzewania, polegających na gwałtownym przetopieniu cienkiej warstwy

wierzchniej materiału i równie gwałtownie po nim następującej krystalizacji lub amorfizacji. Nie-

kiedy proces ten nosi nazwę nadtapiania (przetapiania) czystego [8]. Nadtapianie wymaga zasto-

sowania gęstości mocy 104 – 106 W/cm2 [30], co prowadzi do wystąpienia plazmy nad powierzch-

nią nadtapianą. Szybkość nagrzewania powierzchni metalu przekracza zwykle 106 K/s. Szybkość

chłodzenia nadtopionej powierzchni w temperaturze pokojowej dla elementu o dużej masie wyno-

si 1011 K/s. Szybkość krzepnięcia w takich warunkach osiąga wartość 20 m/s [50].

Warstwy uzyskane w wyniku nadtapiania zwykle charakteryzują się drobnoziarnistą struk-

turą o budowie kolumnowej lub wykazują strukturę dendrytyczną. Zorientowanie dendrytów

jest zależne od kierunku odprowadzenia ciepła [43, 50].

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

43

Podstawową wartością, która charakteryzuje nadtapianie laserowe jest gęstość mocy, sta-

nowiąca stosunek mocy wiązki laserowej do pola powierzchni. Parametr ten nie zawiera czyn-

nika czasu oddziaływania wiązki laserowej na powierzchnię choć jest on dość istotny. W litera-

turze [92, 94] często spotykaną wielkością fizyczną z uwzględnieniem czynnika czasu jest rów-

nież gęstość energii, podawana w J/mm2.

Podczas obróbki laserowej utrata energii z powodu odbicia wiązki laserowej od po-

wierzchni materiału może wynosić do 98%, co znacznie obniża wydajność nagrzewania lasero-

wego [63].

Stopy miedzi od lat używane są do produkcji śrub okrętowych ze względu na swoje dobre

własności użytkowe m.in. odporność na korozję i kawitację, niezbędne podczas pracy w środo-

wisku morskim. Jednak naturalna odporność na zużycie tych stopów nie jest wystarczająca

i poszukuje się metod jej podwyższenia.

Jedną z metod modyfikacji warstwy wierzchniej stopów miedzi przeznaczonych na śruby

okrętowe jest laserowe nadtapianie, prowadzące do wzrostu własności materiału poprzez homo-

genizację jego struktury. Przykładem może być obróbka laserowa stopu miedzi [92, 94] za po-

mocą 2 kW lasera Nd-YAG o pracy ciągłej przy różnych parametrach procesu. Uzyskana war-

stwa nadtopiona laserowo miała grubość kilkuset mikrometrów, a jej twardość wzrosła ponad

2 razy w odniesieniu do twardości materiału wyjściowego. Odporność na erozję kawitacyjną

i korozję brązu manganowo-niklowo-aluminiowego nadtopionego laserowo, wzrasta znacząco,

zaś brązu niklowo-aluminiowego blisko 2-krotnie w porównaniu z własnościami stopów nie

przetopionych.

Podczas nadtapiania laserowego zachodzą różnorodne przemiany w warstwie wierzchniej,

związane m.in. z szybkością jej krystalizacji. W pracy [105] analizowano wpływ prędkości ska-

nowania wiązką lasera na charakter struktury stopów miedzi z dużą zawartością manganu (26,6;

27,3; 31,4%). Stosowano 5 kW laser CO2, a podczas nadtapiania w sposób ciągły (5 l/min) poda-

wany był hel w celu ochrony przed utlenieniem. Prędkość skanowania wiązki laserowej wahała

się od 5,1 do 1500 mm/s. We wszystkich 3 przypadkach stopów miedzi obserwowano zmianę

sposobu krystalizacji w zależności od parametrów obróbki laserowej. Mikrostruktura zmieniała

się z komórkowej w dendrytyczną, by w końcu przy dużych prędkościach krystalizacji osiągnąć

znów postać komórkową, ale znacznie bardziej rozdrobnioną od wyjściowej.

Nową metodą obróbki powierzchniowej materiałów spotykaną w literaturze jest nadtapia-

nie laserowe w warunkach kriogenicznych [74 – 77]. Dotychczas przeprowadzone badania dla

kilku stopów Al pokazały, że szybkość krystalizacji w tak nietypowych warunkach wpływa na

rozdrobnienie struktury i wzrost twardości w jego warstwie wierzchniej. Odporność korozyjna

po takiej obróbce wzrasta w porównaniu z materiałem wyjściowym, a nierówności powierzchni


____________________________________________________________________________

44

powstałe podczas nadtapiania, nie prowadzą do wystąpienia korozji lokalnej czy galwanicznej

[72, 75, 80, 82].

W wyniku umieszczenia stopu w ciekłym azocie podczas obróbki laserowej szybkość

chłodzenia rośnie, a wraz z nią rośnie szybkość krystalizacji. W zależności od zastosowanych

parametrów nadtapiania, przy takim chłodzeniu, uzyskiwana jest warstwa drobnokrystaliczna

lub nanokrystaliczna [77].

Odporność warstwy wierzchniej na ścieranie, uzyskanej w wyniku nadtapiania laserowego

przy kriogenicznym chłodzeniu, nie jest jedynie funkcją parametrów obróbki laserowej [69].

Zależy od wielu czynników m.in. metody badawczej i chropowatości badanej powierzchni.

Wzrost mocy lasera powoduje wzrost twardości powierzchni, prowadzący do wzrostu odporno-

ści na ścieranie, jednakże równocześnie następuje wzrost chropowatości powierzchni warstwy

nadtopionej [70].

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

45

4. TEZA PRACY

Najczęstszą formą eksploatacyjnego niszczenia śrub okrętowych jest erozja kawitacyjna.

Zasadniczymi cechami, które decydują o odporności kawitacyjnej materiałów metalowych są

ich właściwości mechaniczne i mikrostruktura.

Wyniki dotychczas przeprowadzonych prac badawczych nad zmianami właściwości

w warstwie wierzchniej odlewniczych stopów aluminium [75, 77] oraz stopów stosowanych na

śruby okrętowe, zdecydowały o przyjęciu następującej tezy pracy:

Nadtapianie laserowe w warunkach kriogenicznych stopu SUPERSTON powinno spowo-

dować korzystne zmiany morfologii mikrostruktury oraz naprężeń własnych w wytworzonej

warstwie wierzchniej, a w efekcie końcowym podwyższenie odporności korozyjnej i kawitacyj-

nej wymienionego stopu, przeznaczonego do wyrobu śrub okrętowych.


____________________________________________________________________________

46

CZĘŚĆ BADAWCZA

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

47

5. CEL I ZAKRES PRACY

Celem pracy było określenie wpływu nadtapiania laserowego w warunkach kriogenicznych

stopu SUPERSTON stosowanego do wyrobu śrub okrętowych na jego odporność na korozyjną

i kawitacyjną po niekonwencjonalnej obróbce laserowej, w porównaniu ze stanem wyjściowym

(odlanym).

Zakres pracy obejmował określenie morfologii mikrostruktury warstwy wierzchniej i ocenę

właściwości użytkowych stopu SUPERSTON nadtopionego laserowo w warunkach kriogenicz-

nych na podstawie badań:

mikrostruktury powierzchni, przekrojów i przełomów,

składu fazowego,

jakościowej i ilościowej analizy rozkładu pierwiastków,

naprężeń własnych,

twardości oraz

odporności korozyjnej i kawitacyjnej.

Szczegółowy program badań przedstawiono graficznie na rys. 25 – 27.

Rys. 25. Szczegółowy program badań zrealizowanych w ramach pracy

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

49

Rys. 26. Szczegółowy program badań mikroskopowych


____________________________________________________________________________

50

Rys. 27. Szczegółowy program badań eksploatacyjnych

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

51

6. PROGRAM I METODYKA BADAŃ

6.1. Wybór materiału przeznaczonego do badań

Do badań użyto stopu SUPERSTON produkowanego na licencji firmy brytyjskiej, zali-

czanego do brązów manganowo – aluminiowych (CC212E wg PN EN 1982), kategorii Cu4 wg

Polskiego Rejestru Statków, przeznaczonego do produkcji śrub okrętowych. Skład chemiczny

(analiza kontrolna) stopu SUPERSTON w stanie odlanym zestawiono w tabeli 4.

Tabela 4. Skład chemiczny stopu SUPERSTON (% mas.)

Nazwa stopu Cu Al Mn Fe Ni Sn Zn Pb

SUPERSTON 76,6 7,1 10,4 3,8 2,0 0,05 0,10 0,01

Podstawowe własności mechaniczne w stanie odlanym brązu manganowo – aluminiowego

są następujące:

twardość - 190 HB

wytrzymałość na rozciąganie Rm - 725 MPa

wydłużenie A5 - 22 %

granica plastyczności Re - 345 MPa

liczba Poissona - 0,326

moduł Younga E - 125 GPa

Oryginalny manganowo – aluminiowy stop miedzi SUPERSTON, przeznaczony na odle-

wy i wykorzystywany do wyrobu śrub okrętowych wg British Standard Institution ma oznacze-

nie CMA 1.

6.2. Nadtapianie laserowe stopu SUPERSTON w warunkach kriogenicznych

Do badań użyto odlewów z brązu SUPERSTON (tabela 4) w kształcie walca o średnicy

20 mm i długości 100 mm. Przed obróbką laserową jedną z obwiedni walca zeszlifowano

w celu przygotowania równoległej powierzchni, która następnie została wygładzona na papie-

rach ściernych o coraz mniejszej gradacji ziarna. Końcową obróbkę mechaniczną wykonano na

papierze o numerze ziarna – 800.


____________________________________________________________________________

52

Nadtapianie laserowe przeprowadzono za pomocą lasera molekularnego CO2 TRUMPF

TLF 6000 Turbo w Centrum Laserowych Technologii Metali Politechniki Świętokrzyskiej

i Polskiej Akademii Nauk w Kielcach (rys. 29).

Przed nadtapianiem laserowym próbki zostały odtłuszczone acetonem, a następnie pokryte

absorberem, którego podstawowym składnikiem był grafit.

W celu oziębienia próbek przed obróbką laserową zanurzano je w naczyniu z ciekłym azo-

tem o temperaturze – 195C (rys. 28). Proces nadtapiania powierzchni rozpoczynano dopiero

po wyrównaniu temperatury próbki z azotem znajdującym się w zbiorniku ustawionym na stole

lasera. W czasie obróbki laserowej cała próbka zanurzona była w ciekłym azocie, a odległość

głowicy lasera od próbki wynosiła około 10 mm. Zbiornik z nadtapianą próbką pozycjonowany

był za pomocą stołu X-Y, sterowanego komputerowo z szybkością 1,7 mm/s. W eksperymencie

zastosowano wiązkę nieciągłą o częstotliwości 30 Hz i wymiarze 1 x 20 mm. Każda próbka

nadtapiana była w jednym przejściu lasera.

Parametry nadtapiania stopu SUPERSTON w warunkach kriogenicznych zestawiono w ta-

beli 5. W pierwszym etapie badań przeprowadzono nadtapianie laserowe dla 8 próbek z różnymi

parametrami obróbki. W następnym etapie powtórzono proces nadtapiania dla mocy 4000, 5000

i 6000 W, przy obu prędkościach przesuwu wiązki laserowej (po 2 próbki na każdy parametr),

pomijając moc 3000 W jako niewystarczającą do uzyskania ciągłej warstwy nadtopionej.

Tabela 5. Parametry nadtapiania laserowego stopu SUPERSTON w warunkach kriogenicznych

Oznaczenie Moc [W]

Wiązka [mm]

Przesuw [m/min]

Gęstość mocy [W/cm2]

Gęstość energii [Ws/cm2]

1 3000 1 x 20 0,5 15000 1800

2 3000 1 x 20 1,0 15000 900

3 4000 1 x 20 0,5 20000 2400

4 4000 1 x 20 1,0 20000 1200

5 5000 1 x 20 0,5 25000 3000

6 5000 1x 20 1,0 25000 1500

7 6000 1 x 20 0,5 30000 3600

8 6000 1 x 20 1,0 30000 1800

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

53

Rys. 28. Próbka stopu SUPERSTON zanurzona w ciekłym azocie przed nadtapianiem laserowym

Rys. 29. Nadtapianie laserowe w warunkach kriogenicznych


____________________________________________________________________________

54

Schemat nadtapiania laserowego, według którego przeprowadzono proces modyfikacji po-

wierzchni przedstawiono na rysunku 30 [73]. Aby zabezpieczyć próbkę przed utlenianiem rów-

nolegle do wiązki laserowej podawany był argon z prędkością 1,9 10 -4 m3/s.

Przykładową próbkę po laserowym nadtapianiu powierzchni pokazano na rysunku 31.

Rys. 30. Schemat nadtapiania laserowego w warunkach kriogenicznych [75]

Rys. 31. Próbka ze stopu SUPERSTON po nadtapianiu laserowym

6.3. Metodyka badań morfologii mikrostruktury i naprężeń własnych warstw nadtopionych laserowo

6.3.1. Obserwacje mikroskopowe

Obserwacje mikrostruktury próbek ze stopu SUPERSTON po laserowym nadtapianiu

w warunkach kriogenicznym prowadzono za pomocą mikroskopu świetlnego Leica-Rejchert

i skaningowego mikroskopu elektronowego Philips XL 30 ESEM (Environmental Scanning

Elektron Microscope) w Katedrze Inżynierii Materiałowej oraz Instytucie Metalurgii i Inżynie-

rii Materiałowej Polskiej Akademii Nauk w Krakowie, przy powiększeniach od 100 do 10000x.

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

55

Obserwację przekrojów próbek oraz analizę składu chemicznego w mikroobszarach nad-

topionych laserowo przeprowadzono wykorzystując przystawkę EDAX do elektronowego mi-

kroskopu skaningowego. Umożliwiała ona jakościową i ilościową analizę składu chemicznego

w mikroobszarach próbek. W badaniach zastosowano analizę liniową (twn. linescan), po-

wierzchniową (tzw. mapping) i punktową. Wykorzystano również detekcję elektronów wstecz-

nie rozproszonych (EBSD), które są szczególnie czułe na zmiany średniej liczby atomowej

podczas skanowania wiązką elektronów [21].

Przed obserwacją mikroskopową przekrojów warstw nadtopianych laserowo, próbki szli-

fowano na papierach ściernych o coraz mniejszej gradacji aż do 1000 ziarn/cm2, a następnie

polerowano z wykorzystaniem proszku Al2O3 o wielkości ziarna 3 m. Tak przygotowane

zgłady trawiono w temperaturze otoczenia roztworem złożonym z chlorku żelazowego, kwasu

solnego i wody w odpowiedniej proporcji.

6.3.2. Określanie składu fazowego i naprężeń własnych

Określenia składu fazowego oraz naprężeń własnych dokonano za pomocą dyfraktometru

rentgenowskiego (rys. 32, 33), wykorzystując metodę sin2 [3] w Laboratorium Dyfrakcji

Rentgenowskiej Instytutu Metalurgii i Inżynierii Materiałowej PAN w Krakowie. Metoda opar-

ta jest na efekcie przesunięcia linii dyfrakcyjnych występujących w warunkach naprężenia ma-

teriałów o strukturze krystalicznej [33].

Rys. 32. Schematyczny rysunek dyfraktometru rentgenowskiego [22]


____________________________________________________________________________

56

Rys. 33. Dwustanowiskowy dyfraktometr rentgenowski Philips (IMIM PAN Kraków)

Obraz dyfrakcyjny, wytworzony przez dyfrakcję promieni rentgena jest zapisywany i ana-

lizowany w celu określenia budowy sieci badanego materiału. Odległości w sieci krystalicznej

mogą być wyznaczone przy pomocy prawa Bragga:

sin2 dn (1.2)

gdzie, d – odległość między sąsiadującymi płaszczyznami, – długość fali rentgenowskiej, –

kąt padania wiązki promieniowania, n – wielokrotność długości fali wyrażana w liczbach cał-

kowitych. Wzór (1.2) w prosty sposób wyraża warunek odbicia interferencyjnego, mówiący że

różnica dróg promieni odbitych od płaszczyzn atomowych, należących do tej samej rodziny,

muszą być dokładnie równe wielokrotności długości fali (rys. 34).

Rys. 34. Schemat odbicia promieni rentgenowskich od dwóch

równoległych płaszczyzn atomowych [54]

Kąt pomiędzy promieniem padającym, a odbitym wynosi 2 i dyfraktogramy przedstawia-

ne są zwykle jako intensywność pików w funkcji kąta 2 [4, 24].

Promienie rentgenowskie pozwalają na analizę obecności i zawartości poszczególnych

pierwiastków wchodzących w skład próbki (tzw. spektroskopia rentgenowska), a także na okre-

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

57

ślenie rodzaju faz krystalicznych istniejących w analizowanym materiale (metoda dyfrakcji

promieniowania rentgenowskiego).

Większość spotykanych w przyrodzie substancji ma budowę krystaliczną tzn. że składa się

z atomów ułożonych w regularny i ściśle uporządkowany sposób w przestrzeni. Wielkość poje-

dynczych kryształów, w których zachowane jest określone uporządkowanie atomów może być

bardzo różna; mogą to być zarówno pojedyncze monokryształy o rozmiarach rzędu centyme-

trów jak też ziarna materiałów polikrystalicznych o rozmiarach rzędu mikrometrów. Typowe

materiały techniczne (metale, ceramika) są polikryształami składającymi się z wielkiej liczby

krystalitów ułożonych w różny sposób w objętości materiału [54].

Naprężenia występujące w materiale wywołują w nim odkształcenia sprężyste, które

zgodnie z prawem Hooka, są wprost proporcjonalne do wartości tych naprężeń. Oznacza to, że

na podstawie pomiarów odkształceń oraz znajomości stałych sprężystości materiału (modułu

Younga, liczby Poissona) można obliczyć występujące w nim naprężenia. Na tej zasadzie opar-

ta została technika pomiarów naprężeń w badanym stopie. Odkształcenia wyznacza się na pod-

stawie dyfraktometrycznych pomiarów odległości międzypłaszczyznowych dla wybranej ro-

dziny płaszczyzn sieciowych (h,k,l) przy różnych orientacjach próbki względem układu pomia-

rowego. Jeśli np. przy określonej orientacji, płaszczyzny odbijające (h,k,l) usytuowane są pro-

stopadle do kierunku maksymalnych naprężeń rozciągających wówczas mierzone odległości

międzypłaszczyznowe dhkl będą największe. Analizując przebieg zależności odległości między-

płaszczyznowych w funkcji kątów obrotu próbki można wyznaczyć, za pomocą specjalnych

technik matematycznych zarówno wartości jak i kierunki naprężeń głównych występujących

w materiale [54].

W pracy przeprowadzono obliczenia naprężeń własnych korzystając z autorskiego pro-

gramu doc. A. Baczmańskiego z AGH za pomocą programu komputerowego STR-FIT. W obli-

czeniach uwzględniono stałe: moduł Younga i współczynnik Poissona stopu SUPERSTON.

Pomiary wykonano za pomocą dyfraktometru rentgenowskiego Philips PW 1710 z uży-

ciem filtrowanego promieniowania serii Kα anody Co. Monochromatyzacja wiązki rejestrowa-

nej stosowana w analizie fazowej uzyskiwana była za pomocą monochromatora grafitowego.

Określenia naprężeń własnych dokonano w oparciu o refleks od płaszczyzny 220 w kierunku

równoległym do przesuwu wiązki laserowej podczas nadtapiania laserowego. Stosowano ener-

gię promieniowania rentgenowskiego równą 20 keV, co pozwoliło na osiągnięcie wgłębności

pomiaru ok. 20 m.


____________________________________________________________________________

58

6.4. Wyniki badań mikrostruktury nadtopionej laserowo warstwy wierzchniej stopu SUPERSTON

6.4.1. Analiza topografii i mikrostruktury powierzchni

Obserwację mikrostruktury powierzchni próbek ze stopu SUPERTON nadtopionych lase-

rowo w warunkach kriogenicznych wiązką o mocy: 3000, 4000, 5000 i 6000 W i 2 prędko-

ściach przesuwu wiązki: 0,5 i 1,0 m/min, przeprowadzono za pomocą skaningowego mikrosko-

pu elektronowego.

Na rysunkach 35 i 36 pokazano obrazy powierzchni próbek nadtapianych z najmniejszą

mocą lasera – 3000 W i prędkościami: 0,5 i 1,0 m/min. Zaobserwowano brak ciągłości nadto-

pienia laserowego na powierzchni próbek.

Na rysunkach 37 – 39 przedstawiono stan powierzchni próbek nadtopionych z innymi pa-

rametrami. W tych przypadkach uzyskano warstwy ciągłe i pozbawione pęknięć. Jednakże

powierzchnia próbek stała się chropowata ze względu na szybką jej krystalizację po nadtapia-

niu w warunkach kriogenicznych. Przykładowe profile chropowatości próbek stopu SUPER-

STON z nadtopioną laserowo warstwą wierzchnią przedstawiono na rysunkach 40 i 41.

Rys. 35. Mikrostruktura powierzchni nadtopionego laserowo w warunkach

kriogenicznych stopu SUPERSTON (3000 W; 0,5 m/min): a – obraz płaski, b – obraz przestrzenny

ba

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

59


kriogenicznych stopu SUPERSTON (3000 W; 1,0 m/min)


kriogenicznych stopu SUPERSTON (4000 W; 0,5 m/min): a- obraz płaski, b – obraz przestrzenny

Rys. 38. Mikrostruktura powierzchni (a, b) nadtopionego laserowo w warunkach krioge-

nicznych stopu SUPERSTON (5000 W; 1,0 m/min)

a

a

b

b

ba


____________________________________________________________________________

60


kriogenicznych stopu SUPERSTON (6000 W; 0,5 m/min): a – obraz płaski, b – obraz przestrzenny


(4000 W; 1,0 m/min)


(5000 W; 1,0 m/min)

a b

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

61

6.4.2. Mikrostruktura przekroju warstwy wierzchniej

Stop SUPERSTON w stanie wyjściowym (odlanym) składa się z fazy , eutektoidu ( +

Cu3Mn2Al) i fazy Fe-Mn, co potwierdzono obserwacjami za pomocą elektronowego mikroskopu

skaningowego i przedstawiono na rys. 42. Po nadtapianiu laserowym w warunkach kriogenicz-

nych mikrostruktura warstwy wierzchniej ulega rozdrobnieniu, a jej grubość jest determinowana

parametrami obróbki laserowej. Mikrostrukturę przekroju warstwy wierzchniej powstałej w wy-

niku nadtapiania laserowego stopu SUPERSTON, wiązką o mocy 4000, 5000 i 6000 W z prędko-

ściami przesuwu 0,5 i 1,0 m/min przedstawiono na rysunkach 43, 45, 47, 49.

Szczegóły budowy mikrostruktury warstwy wierzchniej nadtopionego laserowo stopu SUPER-

STON przedstawiono na przykładzie niektórych parametrów nadtapiania na rys. 44 46, 48, 50.

W nadtopionych laserowo warstwach wierzchnich przeprowadzono pomiar wielkości ziarna.

Wyniki potwierdziły znaczne rozdrobnienie mikrostruktury w strefie przypowierzchniowej i środ-

kowej w porównaniu z wielkością ziarna w materiale wyjściowym (odlanym) rys. 51 – 53.

Rys. 42. Mikrostruktura stopu SUPERSTON w stanie odlanym

eutektoid ( + Cu3Mn2Al)

faza Fe - Mn


____________________________________________________________________________

62

Rys. 43. Mikrostruktura przekroju warstwy wierzchniej nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON (4000 W; 0,5 m/min)

Rys. 44. Mikrostruktura strefy przypowierzchniowej i środkowej warstwy wierzchniej nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON (4000 W; 0,5 m/min)

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

63


Rys. 46. Mikrostruktura strefy przypowierzchniowej i środkowej warstwy wierzchniej nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON (4000 W; 1,0 m/min)


____________________________________________________________________________

64



nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON (5000 W; 1,0 m/min)

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

65

Rys. 49. Mikrostruktura przekroju warstwy wierzchniej nadtopionego laserowo

stopu SUPERSTON (6000 W; 1,0 m/min)

Rys. 50. Strefa przypowierzchniowa i środkowa warstwy wierzchniej nadtopionego

laserowo stopu SUPERSTON (6000 W; 1,0 m/min)


____________________________________________________________________________

66

Rys. 51. Mikrostruktura strefy przypowierzchniowej nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON (4000 W; 0,5 m/min) z pomiarem ziarna

Rys. 52. Mikrostruktura strefy środkowej nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON (4000 W; 0,5 m/min) z pomiarem ziarna

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

67

Rys. 53. Mikrostruktura materiału rodzimego stopu SUPERSTON (4000 W; 0,5 m/min) z pomiarem ziarna

6.4.3. Skład fazowy nadtopionej warstwy wierzchniej stopu SUPERSTON

Badania składu fazowego stopu SUPERSTON w stanie odlanym oraz nadtopionym lasero-

wo w warunkach kriogenicznych przeprowadzono za pomocą dyfraktometru rentgenowskiego

Philips PW 1710 z wykorzystaniem promieniowania Kα anody Co. Otrzymane wyniki zależno-

ści intensywności występowania poszczególnych faz od kąta 2 dla określonych płaszczyzn

krystalograficznych przedstawiono na dyfraktogramach rys. 54 – 60.

Wyniki badań składu fazowego w poszczególnych warstwach wierzchnich nadtopionego

laserowo stopu SUPERSTON w zależności od parametrów obróbki, po przeanalizowaniu dy-

fraktogramów zestawiono w tabeli 6.

Tabela 6.Wyniki rentgenowskiej analizy fazowej dla stopu SUPERSTON w stanie wyjściowym i nadtopionym laserowo

parametry nadtapiania

Cu (89-2838)

Al5Cu2Mn3 (54-0355)

Cu9Al4 (24-0003)

Fe4Cu3 (42-1067)

CuxFe1-x (49-1399)

CuMn2O4 (74-1919)

Cu2Al4O7(83-1476)

4000W; 0,5m/min

x x x --------- x x x

4000W; 1,0m/min

x x x x -------- x x

5000W; 0,5m/min

x x x x x x --------

5000W; 1,0m/min

x x x -------- x x x

6000W; 0,5m/min

x x x -------- x x --------

6000W; 1,0m/min

x x x x x x x

stan wyjściowy

x x -------- -------- -------- ------- --------

45m

98m 62m


____________________________________________________________________________

68

Rys. 54. Dyfraktogram rentgenowski stopu SUPERSTON w stanie odlanym

Rys. 55. Dyfrakrogram strefy przypowierzchniowej nadtopionego laserowo

stopu SUPERSTON(4000 W; 0,5 m/min)

Cu Al5Cu2Mn3

Cu Al5Cu2Mn3 CuMn2O4 Cu2Al4O7 Cu9Al4 CuxFe1-x

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

69

Rys. 56. Dyfraktogram rentgenowski strefy przypowierzchniowej nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON (4000 W; 1,0 m/min)


Cu Al5Cu2Mn3 CuMn2O4 Cu2Al4O7 Cu9Al4 Fe4Cu3

Cu Al5Cu2Mn3 CuMn2O4 CuxFe1-x Cu9Al4 Fe4Cu3


____________________________________________________________________________

70



stopu SUPERSTON (6000 W; 0,5 m/min)

Cu Al5Cu2Mn3 CuMn2O4 Cu2Al4O7 CuxFe1-x Cu9Al4

Cu Al5Cu2Mn3 CuMn2O4 Cu9Al4

CuxFe1-x

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

71


6.4.4. Jakościowa analiza składu chemicznego w warstwie nadtopionej laserowo

Wykorzystując przystawkę EDAX do mikroskopu skaningowego dokonano analizy jakościo-

wej w charakterystycznych obszarach mikrostruktury nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON.

Analizę przeprowadzono dla materiału nadtopionego z mocą 6000 W i prędkością skanowania 1,0

m/min. Wyniki przeprowadzonych obserwacji zaprezentowano na rysunkach 61 – 63.

Dla tych parametrów obróbki bezpośrednio przy powierzchni warstwy nadtopionej lase-

rowo stopu SUPERSTON zaobserwowano pojedyncze, nieciągłe wydzielenia bogate w Cr, Al,

Si, Ti i Mn (rys. 61). W strefie przejściowej (rys. 62) widoczne są równomiernie rozłożone

takie pierwiastki jak: Cu, Mn, Ni, Cr, Ti, Si i Co w całej strukturze i zbyt mocno wytrawiona

faza żelazowo – manganowa. Analiza rozkładu pierwiastków w materiale rodzimym ujawnia

obok Mn zawartość Al w eutektoidzie.

Cu Al5Cu2Mn3 CuMn2O4

Cu2Al4O7 CuxFe1-x Cu9Al4 Fe4Cu3


____________________________________________________________________________

72

Rys. 61. Jakościowa analiza rozkładu pierwiastków w strefie przypowierzchniowej stopu

SUPERSTON po nadtapianiu laserowym

Rys. 62. Jakościowa analiza rozkładu pierwiastków w strefie przejściowej stopu

SUPERSTON po nadtapianiu laserowym

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

73

Rys. 63. Jakościowa analiza rozkładu pierwiastków w materiale rodzimym

stopu SUPERSTON

6.4.5. Ilościowa analiza składu chemicznego wybranych elementów mikrostruktury warstwy nadtopionej laserowo

Ilościową analizę składu chemicznego w mikroobszarach stopu SUPERSTON przeprowadzono

w celu określenia wpływu nadtapiania laserowego na mikrostrukturę wytworzonej warstwy

wierzchniej. Dla porównania przeprowadzono również analizę składu chemicznego głównych faz

stopu SUPERSTON w stanie odlanym. Wyniki analiz przedstawiono na rysunkach od 64 do 68.

W zróżnicowanej warstwie wierzchniej przeprowadzono dla porównania badania składu che-

micznego w mikroobszarach drobnokrystalicznej (przypowierzchniowej) i dendrytycznej (środko-

wej) strefy nadtopionej laserowo. Zaobserwowano minimalne różnice w składzie chemicznym (rys.

66, 68), potwierdzające występowanie w obu strefach zbliżonych, homogenicznych faz krystalicz-

nych. Oprócz tego analizie składu chemicznego poddano pojedyncze, nieciągłe wydzielania po-

wierzchniowe składające się głównie ze złożonych tlenków (Cr, Fe, Co i Ni) – rys. 65.

Obserwacje mikroskopowe pozwoliły na ujawnienie nielicznych, skoagulowanych wydzie-

leń w nadtopionej laserowo warstwie wierzchniej o składzie zbliżonym do składu fazy żelazo-

wo – manganowej występującej w strukturze stopu SUPERSTON w stanie odlanym (rys. 67).


____________________________________________________________________________

74

Rys. 64. Ilościowa analiza rozkładu pierwiastków w fazach stopu SUPERSTON w stanie odlanym

Rys. 65. Ilościowa analiza rozkład pierwiastków w wydzieleniu zlokalizowanym na powierzchni nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON (4000 W; 0,5 m/min)

A

B

C

A

B C

D

D

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

75

Rys. 66. Ilościowa analiza w mikroobszarach strefy przypowierzchniowej nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON (4000 W; 1,0 m/min)

Rys. 67. Ilościowa analiza składu chemicznego okrągłego wydzielenia w strefie przypo-

wierzchniowej warstwy wierzchniej nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON (4000 W; 1,0 m/min)

A

B

A

B

C

C

C


____________________________________________________________________________

76

Rys. 68. Ilościowa analiza drobnokrystalicznej strefy w warstwie wierzchniej nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON (5000 W; 1,0 m/min)

6.4.6. Ocena przełomów warstwy nadtopionej i materiału rodzimego stopu SUPERSTON

Próbki ze stopu SUPERSTON z warstwą nadtopioną laserowo w warunkach kriogenicz-

nych zginane udarowo (do momentu złamania) wykazują ogólnie przełom ciągliwy. W przy-

powierzchniowej strefie warstwy nadtopionej obserwuje się przełom bardziej drobnokrystalicz-

ny w porównaniu z materiałem rodzimym (odlanym) – rys. 69, 70.

Przełom strefy przypowierzchniowej obserwowany przy powiększeniu 2000x za pomocą

SEM ma charakter ciągliwy drobnokrystaliczny, wielkość ziarna nie przekracza 10 m bez

widocznych globularnych wydzieleń faz międzymetalicznych. W materiale rodzimym, odla-

nym stopie SUPERSTON, przełom (powiększenie 2000x) ujawnił zróżnicowaną wielkość ziar-

na, w większości przekraczający 10 m z wyraźnie zaznaczonymi w kraterach fazy uskoka-

mi, charakterystycznymi dla procesu odkształcenia plastycznego materiałów ciągliwych.

D

D

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

77

Rys. 69. Przełom warstwy wierzchniej i materiału rodzimego stopu SUPERSTON nadtopionego laserowo warunkach kriogenicznych (4000 W; 0,5 m/min)


____________________________________________________________________________

78

Rys. 70. Przełom warstwy wierzchniej i materiału rodzimego stopu SUPERSTON nadtopionego laserowo w warunkach kriogenicznych (6000 W; 1,0 m/min)

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

79

6.4.7. Analiza naprężeń własnych w warstwie nadtopionej laserowo

Naprężenia własne ściskające mogą mieć duży wpływ na wytrzymałość materiałów, a co

za tym idzie – na ich trwałość użytkową. W wielu przypadkach są one korzystne i często

wprowadza się je celowo np. przez kulowanie, nagniatanie, odkształcenie plastyczne lub ob-

róbkę cieplną [9, 57, 96].

Analiza naprężeń własnych została przeprowadzona w warstwach wierzchnich próbek ze

stopu SUPERSTON nadtapianych laserowo w warunkach kriogenicznych, mocą wiązki lasero-

wej: 4000, 5000 i 6000 W z prędkościami skanowania: 0,5 i 1,0 m/min. Określenia naprężeń

własnych dokonano w oparciu o refleks od płaszczyzny 220, wyznaczonego przy kącie dyfrakcji

2 86,5. Naprężenia mierzono w kierunku równoległym do przesuwu wiązki laserowej pod-

czas nadtapiania laserowego. Wyniki obliczeń naprężeń własnych przedstawiono na rys. 71.

625

394

685675719734

0

200

400

600

800

1000

4 kW,0,5m/mim

5kW,0,5m/min

6kW,0,5m/min

4kW,1m/min

5kW,1m/min

6kW,1m/min

- s

igm

a [

MP

a]

Rys. 71. Wartości naprężeń własnych w wytworzonych warstwach wierzchnich stopu SUPERSTON po nadtapianiu laserowym z naniesionymi słupkami błędów

Przeprowadzone badania potwierdziły istnienie w warstwie wierzchniej nadtopionego lase-

rowo stopu SUPERSTON naprężeń własnych ściskających, które mogą być korzystne z punktu

widzenia odporności warstwy na czynniki zewnętrzne, w tym głównie kawitację, jakiej podlegają

śruby okrętowe wykonywane z tego materiału.

Największe naprężenia ściskające (średnio 734 MPa) powstały w warstwach nadtopionych

laserowo z wykorzystaniem mocy wiązki 4000 W i prędkości skanowania 0,5 m/min, najmniejsze

zaś dla mocy 5000 W i prędkości 1,0 m/min.


____________________________________________________________________________

80

6.5. Model krzepnięcia i mikrostruktury warstwy wierzchniej w procesie nadtapiania laserowego stopu SUPERSTON w warunkach kriogenicznych

Zmiany mikrostruktury stopu SUPERSTON podczas laserowego nadtapiania należy roz-

patrywać w aspekcie przemian zachodzących podczas synergicznego oddziaływania parame-

trów obróbki laserowej i szybkości krzepnięcia oraz przemian fazowych w stanie stałym.

Z przeprowadzonych wcześniej badań morfologii mikrostruktury nadtopionej warstwy

wierzchniej stopu SUPERSTON (rozdział 6.4) wynika, iż różni się ona znacząco od mikro-

struktury stopu w stanie odlanym.

6.5.1. Wpływ składników stopowych na mikrostrukturę i niektóre właściwości stopu SUPERSTON w stanie odlanym

Z badań składu chemicznego (tabela 4) wynika, że podstawowymi składnikami stopowymi

odlewniczego brązu SUPERSTON są: aluminium (7,1%), mangan (10,4%), żelazo (3,8%)

i nikiel (2,0%). W mniejszych ilościach występują: Zn (0,1%), Sn (0,05%) i ołów (0,01%).

Obecność aluminium w brązie SUPERSTON wpływa w decydujący sposób na jego mikro-

strukturę, bowiem 0,16 % aluminium równoważy 1,0 % dodatku manganu. W stopach miedzi

aluminium powoduje podwyższenie ich twardości i własności wytrzymałościowych. Odlewnicze

stopy Cu-Al w temperaturze otoczenia wykazują strukturę dwufazową (α + γ2), jako rezultat od-

wracalnej przemiany eutektoidalnej roztworu stałego β (β ↔ α + γ2), przy zawartości 11,8% Al

w temperaturze 565C (rys. 72).

Faza α jest roztworem stałym Al w Cu o sieci sześciennej płasko centrowanej. Fazy β i γ2

są roztworami stałymi na osnowie faz elektronowych odpowiednio Cu3Al o stężeniu 3/2

i Cu9Al4 o stężeniu 21/13. Roztwór stały β krystalizuje w postaci sieci sześciennej przestrzennie

centrowanej, natomiast faza γ2 w gęsto upakowanej sieci heksagonalnej. Spośród stopów Cu-Al

najwyższą twardością i wytrzymałością na rozciąganie (w stanie odlanym) charakteryzują się

stopy o zawartości ok. 10% Al. Jednakże przy tej zawartości Al, stopy Cu-Al wykazują najniż-

sze własności plastyczne. Odlewy z tych stopów są gruboziarniste, charakteryzują się znaczną

porowatością i gorzej wypełniają formy niż stopy Cu-Al-Mn. Dodatek manganu do stopu Cu-

Al powoduje rozszerzenie istnienia fazy β i ograniczenie obszaru roztworu stałego α. Mangan

w stopach Cu-Al-Mn istotnie obniża temperaturę przemiany eutektoidalnej i podwyższa ich

wytrzymałość na rozciąganie. Zależność struktury stopów Cu-Al-Mn od temperatury oraz za-

wartości Al i Mn przedstawiono na rys. 73, a określenie faz w nich występujących zestawiono

w tabeli 7.

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

81

Rys. 72. Fragment wykresu układu równowagi Cu-Al [78]

Rys. 73. Wykres równowagi stopów Cu-Al-Mn. Przekroje izotermiczne dla temperatury

800ºC, 700ºC, 600ºC, 500ºC, 450ºC i 400ºC [78]


____________________________________________________________________________

82

Tabela 7. Określenie faz w układzie Cu-Al-Mn [78]

Faza Określenie Sieć krystaliczna Wartość stałych

sieciowych roztwór stały aluminium

i manganu w miedzi regularna ściennie centrowana typu A1

roztwór stały manganu w fazie Cu3Al określany także jako faza Al(MnCu)3

po przechłodzeniu z 900C, 850C, 750C – regularna przestrzennie centrowana typu A2, po przechłodzeniu z tempe-ratury niższej od 750C lub przy powolnym studzeniu – regularna ściennie centrowana typu A1

a = 2,94 10-10 m przy 10,15% Al, 14,25% Mn a = 3,70 10-10 m lub a = 3,68 10-10 m

roztwór stały manganu w fazie Cu9Al4 określany także jako faza (CuMn)9Al4

regularna, złożona typu fazy układu Cu-Zn

Ma roztwór stały miedzi i alu-minium w manganie

regularna typu A13

Cu3Mn2Al faza pośrednia elektronowa regularna ściennie centrowana zawierająca 24 atomy w ko-mórce elementarnej

a = 6,89 10-10 m

Fragment wykresu równowagi stopów Cu-Al-Mn w temperaturze otoczenia z zaznacze-

niem przemian fazy przedstawiono na rys. 74 oraz opisano w tabeli 8.

Rys. 74. Fragment wykresu równowagi stopów Cu-Al-Mn w temperaturze otoczenia – przemiany fazy [78]

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

83

Tabela 8. Opis przemian fazy (rys. 74) w stopach Cu-Al-Mn [78]

Oznaczenia Przemiana Rodzaj Temperatura

[C] Skład chemiczny

fazy AB + Mn eutektoidalna

CD + Mn eutektoidalna

BGD + Mn Cu3Mn2Al perytektoidalna

DE + Cu3Mn2Al eutektoidalna

FE + eutektoidalna

G + Mn Cu3Mn2Al perytektoidalna 550 – 525 16% Mn, 10% Al

B + Mn + Cu3Mn2Al perytektoidalna 550 – 525 17% Mn, 8% Al

D + Mn + Cu3Mn2Al perytektoidalna 450 – 525 13% Mn, 12% Al.

E + + Cu3Mn2Al eutektoidalna 420 – 400 6% Mn, 12% Al

Badany stop SUPERSTON oprócz Cu, Al oraz Mn zawiera także 3,8% dodatek żelaza i 2,0%

niklu. Rozpuszczalność Fe w Cu wynosi od 2 do 3%. Wprowadzenie ok. 4% Fe do stopu SUPER-

STON nie zmienia rozpuszczalności Al, przesuwa jednakże położenie przemiany eutektoidalnej do

12,3% Al. Żelazo ogranicza kruchość brązów aluminiowych i zmniejsza znacząco wielkość ziarna.

Dodatek 2-4% Ni podnosi o ok. 40ºC temperaturę przemiany eutektoidalnej i przesuwa punkt eutek-

toidalny w stronę wyższych zawartości Al. Podobnie jak mangan podwyższa bardzo wyraźnie

twardość i wytrzymałość na rozciąganie stopu SUPERSTON.

Analizę teoretycznego składu struktury stopu SUPERSTON można przeprowadzić na pod-

stawie wykresu (rys. 75), podającego zależność struktury brązów Cu-Al-Mn-Fe-Ni od ich skła-

du chemicznego, głównie zawartości Mn oraz relacji wzajemnej Cu i Al.

Rys. 75. Zależność struktury brązów Cu-Al-Mn-Fe-Ni od ich składu chemicznego [85]

Ze składu chemicznego stopu SUPERSTON użytego w badaniach własnych (tabela 4)

wynika, iż zawartość manganu w stopie wynosi 10,4%, natomiast relacja Cu/Al osiąga wartość

10,79. Dane te przeniesione na wykres (rys. 75), pozwoliły na teoretyczne określenie struktury

P


____________________________________________________________________________

84

odlanego stopu SUPERSTON, która według podanej procedury może być alternatywna, punkt

P na wykresie leży na pograniczu obszarów: α + S + eutektoid (α + γ2)S oraz α + eutektoid

(α + γ2)S. Według danych literaturowych [85] eutektoid (α + γ2)S złożony jest z roztworu stałego

α oraz fazy Cu3Mn2Al.

Przeprowadzone w pracy (rozdział 6.4.5) badania mikrostruktury odlanego stopu SUPER-

STON ujawniły oprócz zasadniczej struktury stopu, złożonej z roztworu stałego α i eutektoidu

(α + Cu3Mn2Al) obecność fazy żelazowo-manganowej (rys. 42).

6.5.2. Wpływ warunków nadtapiania laserowego na proces krzepnięcia warstwy nadtopionej

Przy zastosowaniu wiązki laserowej o gęstości mocy w przedziale 104 – 106 W/cm2 nastę-

puje nadtopienie warstwy wierzchniej większości tworzyw metalicznych. Nadtapianie laserowe

następuje w bardzo krótkim czasie, w którym tylko niewielka część energii cieplnej wnika

w głąb nadtapianego materiału, co powoduje powstanie dużego gradientu temperatury między

warstwą nadtapianą i pozostałą masą materiału. W procesie nadtapiania laserowego następuje

intensywne mieszanie ciekłego metalu na skutek ruchów konwekcyjnych wywołanych wyso-

kim gradientem temperatury. Wysoki gradient temperatury prowadzi do szybkiego, nierówno-

wagowego krzepnięcia, w wyniku którego w warstwach nadtopionych laserowo mogą tworzyć

się drobnokrystaliczne struktury kolumnowe lub dendrytyczne, zorientowane zgodnie z kierun-

kiem odpływu ciepła.

Budowa wewnętrzna powstających struktur zależy od składu chemicznego stopu, jego

układu równowagi fazowej, w tym temperatury likwidus i solidus, szybkości krzepnięcia oraz

charakteru przemian w stanie stałym w funkcji temperatury i czasu chłodzenia.

Szybkie krzepnięcie obejmuje prędkości wzrostu kryształów od 10-2 do 10-3 m/s. Ogólnie skró-

cenie czasu krzepnięcia sprzyja tworzeniu struktur drobnokrystalicznych. W początkowym,

bardzo krótkim okresie krzepnięcia, temperatury fazy stałej i ciekłej na powierzchni międzyfa-

zowej są prawie równe i bliskie temperaturze krzepnięcia (Ts). Sprzyja to tworzeniu płaskiego

frontu krystalizacji, bowiem przechłodzenie wymagane dla przebiegu krzepnięcia z płaskim

frontem jest bardzo duże. Mniejsze przechłodzenie (mniejszy gradient temperatury) prowadzi

do tworzenia struktury komórkowej lub dendrytycznej. Zależność rodzaju frontu krzepnięcia od

gradientu temperatury i szybkości krystalizacji przedstawiono na rys. 76 [49].

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

85

Rys. 76. Zależność rodzaju frontu krzepnięcia od gradientu temperatury G i szybkości krystalizacji v, gdzie Tśr1 i Tśr2 są granicznymi szybkościami chłodzenia [49]

W momencie przekroczenia szybkości krytycznej chłodzenia (Vkr), powstają warunki nie

sprzyjające tworzeniu zarodków krystalizacji w fazie ciekłej i wówczas może ona krzepnąć

w postaci fazy amorficznej (rys. 77).

Rys. 77. Wkres CTPc ilustrujący warunki tworzenia faz krystalicznych i amorficznych podczas krzepnięcia [49]

Rozważania własne, uwzględniające wcześniej przedstawione mechanizmy krzepnięcia

skłaniają do stwierdzenia, iż w przypadku nadtapianego laserowo w warunkach kriogenicznych

stopu SUPERSTON, na początku krzepnie strefa bezpośrednio przyległa do nie przetopionego

rdzenia (I) oraz strefa przypowierzchniowa (II), stykająca się z ciekłym azotem. Następnie od-

bywa się proces intensywnego krzepnięcia pozostałej (środkowej) przetopionej warstwy stopu

(III), w formie komórkowej lub dendrytycznej (rys. 78).

płaski front krystalizacji (bez segregacji)

komórkowy front krystalizacji (segregacja)

dendrytyczny front krystalizacji (segregacja)

Tśr1 Tśr2


____________________________________________________________________________

86

Rys.78. Model własny krzepnięcia w przekroju pojedynczej ścieżki nadtopionego laserowo w warunkach kriogenicznych stopu SUPERSTON

W wyniku krzepnięcia w warunkach kriogenicznych nadtopionej laserowo warstwy

wierzchniej, mogą tworzyć się w stopie SUPERSTON fazy odbiegające od stanu odlanego w

temperaturze otoczenia. Dowodzą tego wyniki badań morfologii mikrostruktury w wytworzonych

warstwach wierzchnich (rozdział 6.4). Na rysunkach 79 i 80 przedstawiono przykłady mikro-

struktury warstwy wierzchniej stopu SUPERSTON, uzyskanej po laserowym nadtapianiu w wa-

runkach kriogenicznych dla mocy 4000 W i obu prędkości przesuwu (0,5 i 1,0 m/min), w których

zaznaczono strefy odzwierciedlające przebieg procesu krzepnięcia, zgodnie z opracowanym

schematem podanym na rys. 78.

W wytworzonych warstwach obserwuje się także zawirowania kierunku krzepnięcia

(rys. 79), które zgodnie z danymi literaturowymi są charakterystyczne dla dużych energii nad-

tapiania laserowego, wywołujących ruchy konwekcyjne i mieszanie ciekłego stopu [16, 50].

Wyniki badań składu fazowego (rozdział 6.4.3) dowodzą, iż na powierzchni warstwy nadtapia-

nej w warunkach kriogenicznych (stop zanurzony w ciekłym azocie) mogą tworzyć się złożone

tlenki, których obecność wynika z ciągłego ruchu medium chłodzącego, dostępu powietrza lub

użycia niecałkowicie czystego argonu jako gazu osłonowego.

•

Krzepnięcie w kierunku ciekłego azotu

Krzepnięcie w kierunku rdzenia stopu SUPERSTON

schłodzony w ciekłym N2 stop SUPERSTON

Ciekły azot

I

II

III

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

87

Rys. 79. Przekrój nadtopionego laserowo w warunkach kriogenicznych stopu SUPERSTON (4000 W, 0,5 m/min)

50 m

strefa przypowierzchniowa

strefa środkowa

strefa przyległa do podłoża

materiał rodzimy

zawirowania kierunku krzepnięcia


____________________________________________________________________________

88


SUPERSTON (4000 W, 1,0 m/min)

40 m

strefa przypowierzchniowa

strefa środkowa

strefa przyległa do podłoża

materiał rodzimy

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

89

6.5.3. Uogólniony opis mikrostruktury warstw nadtopionych laserowo w stopie SUPERSTON

Na podstawie danych literaturowych, wyników przeprowadzonych badań i rozważań wła-

snych przedstawiono w tabeli 9 opis mikrostruktury warstwy nadtopionej laserem CO2 stopu

SUPERSTON w warunkach kriogenicznych.

Tabela 9. Uogólniony opis mikrostruktury warstwy nadtopionej laserem CO2 stopu SUPERSTON w warunkach kriogenicznych

Opis mikrostruktury Strefa warstwy nadtopionej

płaski front krystalizacji faz: , Al5Cu2Mn3, CuXFe1-X, CuMn2O4, Cu2Al4O7

przypowierzchniowa (II)

komórkowa i dendrytyczna: , Al5Cu2Mn3, CuXFe1-X środkowa (III)

płaski front krystalizacji faz: , Al5Cu2Mn3, CuXFe1-X przyległa do podłoża (I)

α + eutektoid (α + Cu3Mn2Al) + faza żelazowo manganowa Podłoże

Analizując uzyskane wyniki badań dotyczące morfologii mikrostruktury nadtopionej za

pomocą lasera CO2 warstwy wierzchniej stopu SUPERSTON w warunkach kriogenicznych

przy różnych parametrach obróbki laserowej, stwierdzono:

zróżnicowany charakter krzepnięcia, zależny od kierunku odprowadzania ciepła,

krzepnięcie strefy zewnętrznej i przyległej do podłoża przebiega z frontem płaskim, natomiast

w strefie środkowej warstwy wykazują budowę komórkową, dendrytyczną lub mieszaną,

tworzenie drobnoziarnistej, homogenicznej struktury w strefie przypowierzchniowej, zło-

żonej z szeregu faz nie występujących w warunkach odlewania stopu SUPERSTON

w temperaturze otoczenia,

brak obecności pęknięć i porów.

6.6. Ocena wybranych właściwości eksploatacyjnych stopu SUPERSTON

6.6.1. Metodyka pomiaru mikrotwardości, badań korozyjnych i kawitacyjnych

POMIAR MIKROTWARDOŚCI

Do pomiaru twardości w skali mikroskopowej tzw. mikrotwardości, najczęściej stosowana jest

metoda Vickersa. Zasady pomiaru i dobór obciążeń określa norma PN-EN ISO 6507-1:1999.


____________________________________________________________________________

90

Pomiary mikrotwardości w warstwie wierzchniej próbek ze stopu SUPERSTON, nadto-

pionych laserowo z różnymi parametrami dokonano za pomocą mikrotwardościomierza

PMT-3, stosując obciążenie 0,49 N i czas obciążenia 15 s. Pomiary wykonano na przekrojach

poprzecznych próbek po szlifowaniu i polerowaniu. Badania mikrotwardości prowadzono

w strefie nadtopionej laserowo przez strefę przejściową aż do materiału rodzimego. Dla każ-

dej odległości od powierzchni wykonano 3 pomiary, które następnie uśredniono.

BADANIA KOROZYJNE

Jedną z metod badania szybkości korozji materiałów są elektrochemiczne badania polary-

zacyjne. Celem tych badań jest zarejestrowanie zależności prądowo – potencjałowych w okre-

ślonym zakresie prądu lub potencjału, podczas ekspozycji próbki materiału w środowisku koro-

zyjnym [81]. W przypadku badań potencjostatycznych mierzony jest prąd płynący w układzie,

w zależności od zmieniającego się w sposób liniowy potencjału (zmiany potencjału realizowa-

ne są ze stałą szybkością) [14]. Ze względu na konieczność zbliżenia się do warunków stacjo-

narnych, wartość potencjału zmieniana jest skokowo. Najczęściej stosowana szybkość zmiany

potencjału wynosi 10 mV/min [2, 6]. Klasyczna metoda potencjostatyczna polega na utrzyma-

niu próbki przy zadanym potencjale do chwili osiągnięcia przez prąd zewnętrzny stałej wartości

[4]. W badaniach galwanostatycznych przez powierzchnię próbki przepływa prąd elektryczny

o określonej wartości, a mierzona jest wartość potencjału. Częściej stosowane są badania po-

tencjostatyczne, ponieważ pozwalają na obserwację takich zmian układu, które przy badaniach

galwanostatycznych się nie ujawniają [81].

Z zarejestrowanych zależności stosunkowo łatwo można wyznaczyć rezystancję polaryzacji (Rp).

0

j

Rp (1.3)

gdzie: – polaryzacja (różnica pomiędzy wartością potencjału polaryzacji i potencjału koro-

zyjnego), j – prąd polaryzacji. Znajomość rezystancji polaryzacji pozwala na wyznaczenie

szybkości procesu korozyjnego, wyrażonej gęstością prądu korozyjnego – jkor. Dokonuje się

tego korzystając z równania (1.4) Sterna-Geary’ego [87].

pka

kakor R

B

bb

bbj

3,2

(1.4)

Stała B jest zależna od współczynników Tafela ba i bk. W przypadku prostego procesu

korozyjnego, gdzie szybkość transportu substancji nie jest ograniczona, współczynniki Tafela

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

91

można określić na podstawie nachylenia prostoliniowych odcinków na krzywej polaryzacyjnej

w układzie półlogarytmicznym logi = f(E) [81].

Możliwe jest również wykorzystanie wyznaczonych doświadczalnie stałych B dla wielu

metali i stopów, zamieszczonych w dostępnych publikacjach [12, 29], bez konieczności okre-

ślania współczynników Tafela.

Równanie 1.4 zostało wyprowadzone dla przypadków korozji, w których procesy zachodzą

wyłącznie pod kontrolą aktywacyjną. Wartość rezystancji polaryzacji wyznaczona metodami

polaryzacyjnymi jest obarczona błędem, spowodowanym wystąpieniem ograniczeń dyfuzyj-

nych [56].

Schemat stanowiska stosowanego w elektrochemicznych badaniach korozyjnych przedsta-

wiono na rysunku 81. Zmian potencjału badanej próbki dokonywano za pomocą potencjostatu,

pracującego w trybie regulacji potencjału.

Rys. 81. Stanowisko do elektrochemicznych badań korozyjnych [84]

Badania korozyjne stopu SUPERSTON przeprowadzono opisaną metodą potencjostatyczną

w 3% roztworze chlorku sodowego NaCl o temp. 25±1ºC, popularnie stosowanym dla stopów

miedzi, m.in. pracujących w środowisku wody morskiej [51, 93, 97]. Roztwór podczas badań

mieszano za pomocą mieszadła magnetycznego. Pomiarów dokonano za pomocą zestawu do

badań elektrochemicznych Atlas 9131, sprzężonego z komputerem PC. Elektrodą odniesienia

była nasycona elektroda kalomelowa umieszczona w kapilarze Habera-Ługgina, zbliżona do po-

wierzchni próbki na odległość około 1 mm. Elektroda odniesienia stanowiła wzorzec potencjału

względem, którego ustalano potencjały na elektrodzie pracującej. Elektrodę pomocniczą stanowi-


____________________________________________________________________________

92

ła siatka z platynowanego tytanu. Podczas badań polaryzacyjnych zmieniano potencjał próbek

z szybkością 10 mV/min oraz określano potencjał korozyjny (Ec) i rezystancję polaryzacji (Rp).

Zależności polaryzacyjne analizowano za pomocą programu elfit2 stosując model elektro-

chemicznego procesu korozyjnego przebiegającego z kontrolą aktywacyjną i dyfuzyjną [83].

BADANIA KAWITACYJNE

Oceny odporności stopu SUPERSTON po laserowym nadtapianiu w warunkach krioge-

nicznych na erozję kawitacyjną dokonano na stanowisku z wirującą tarczą. Stanowisko od lat

stosowane jest z powodzeniem w badaniach odporności kawitacyjnej m.in. stali po obróbce

laserowej [25, 27]. Wzbudnik kawitacji na tym stanowisku umieszczono na powierzchni tarczy,

która wiruje w wodzie z dużą prędkością, a próbka najczęściej umieszczona jest bezpośrednio

za wzbudnikiem na tarczy [90]. Wirującą tarczę z próbkami materiałów umieszczono w komo-

rze kawitacyjnej – rys. 82. Dopływ wody do komory następował w jej dolnej części, natomiast

odpływ – w części górnej komory, którą połączono z przestrzenią powietrzną zbiornika wy-

równawczego [86].

Rys. 82. Stanowisko z wirującą tarczą w IMP PAN Gdańsk [27]

Stanowisko to umożliwia kawitacyjne niszczenie powierzchni różnorodnych materiałów

w warunkach przepływowych, jakościowo zbliżonych do warunków występujących w maszy-

nach hydraulicznych. Obciążenie badanych próbek odbywa się poprzez działanie silnych im-

pulsów kawitacyjnych, generowanych w śladzie hydrodynamicznym utworzonym za wzbudni-

kami poruszającymi się z prędkością liniową 42,5 m/s. Zarówno cylindryczne wzbudniki, jak

i próbki materiałowe w liczbie 8, osadzone są w tarczy na okręgu 274 mm. Warunki w komorze

kawitacyjnej, wyznaczane między innymi poprzez ciśnienia wody dopływającej i odpływającej

oraz temperaturę mogą być regulowane [27].

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

93

Schemat stanowiska do badań kawitacyjnych przedstawiono na rys. 83. Stanowisko posia-

da dwa obiegi wody: główny i pomocniczy. W skład pierwszego wchodzą elementy służące do

cyrkulacji, chłodzenia i filtracji wody opływającej tarczę. W obiegu głównym przepływ wody

jest wymuszony przez dwustopniową pompę obiegową (P). Z pompy woda płynnie przez sze-

regowy układ dwóch chłodnic (W) i system filtrów (F) do komory kawitacyjnej (K), skąd wy-

pływa do zbiornika wyrównawczego (Z) z poduszką powietrzną i przelewem intensyfikującym

wydzielanie się powietrza z wody. Nadmiar powietrza w zbiorniku jest usuwany pompą próż-

niową (V). Ze zbiornika woda spływa przez chłodnicę do króćca ssawnego pompy obiegowej

(P) [86].

Obieg pomocniczy jest obiegiem otwartym, wykorzystującym wodę wodociągową. Woda

chłodząca przepływa przez chłodnice obiegu głównego, skąd spływa do kanalizacji. Wodę wo-

dociągową wykorzystuje się również jako czynnik roboczy krążący w obiegu zamkniętym

Stanowisko jest zautomatyzowane, co umożliwia prowadzenie badań bez ciągłego nadzoru

i utrzymanie parametrów pracy na poziomie zadanych wartości. Podstawowe parametry pracy

stanowiska podczas badań były następujące:

średnica zewnętrzna tarcz (wymiennych) – 330 mm,

średnice osadzenia wzbudników materiałów – 270 mm,

średnice osadzenia próbek materiałów – 274 mm,

liczba wzbudników i próbek – po 8 sztuk,

średnica czynna próbek – 15 mm,

szybkość obrotowa tarczy – 3000 obr/min,

prędkość obwodowa wzbudników – 42,5 m/s

temperatura wody obiegowej – 22 24 C,

średnie ciśnienie względne w komorze pomiarowej – 155 kPa.

T

T

~M

~

~

M

M

M

~

T

F

F

P

W W

S

W

2 1

Z

V

Rys. 83. Schemat stanowiska z wirującą tarczą IMP PAN Gdańsk: 1 - wirująca tarcza,2 - łopatki uspokajające, F - filtry, M - manometr, P - pompa obiegowa, S - silnik napędowy, T - termometr, W - chłodnica, V - pompa próżniowa, Z – zbiornik wyrównawczy

główny obieg wody, pomocniczy obieg wody [27]

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

95

Próbki do badań kawitacyjnych, których widok przedstawiono na rys. 84 wykonano zgod-

nie z wymiarami podanymi na rys. 85.

Rys. 84. Próbki do badań kawitacyjnych; po lewej – materiał w stanie odlanym,

po prawej – stop SUPERSTON po nadtapianiu laserowym

Rys. 85. Rysunek wykonawczy próbki do badań kawitacyjnych

Istniejące normy zalecają opieranie ocen odporności kawitacyjnej materiałów na porów-

naniu przebiegu krzywych erozji badanych tworzyw między sobą, oraz z krzywą erozji materia-

łu wzorcowego [90].

Badania kawitacyjne wykonywane na stanowisku z wirującą tarczą mogą dotyczyć wstęp-

nego, inkubacyjnego okresu niszczenia lub okresu zaawansowanej erozji, zależnie od wielkości

obciążeń i czasu trwania kawitacji. Podstawowe badania polegają na sporządzeniu pełnych

krzywych erozji kawitacyjnej, przedstawiających zmiany masy lub objętości próbek w funkcji

czasu. Celem ustalenia stabilnych warunków podczas pomiarów, badania powinny być poprze-

dzone określeniem krzywych erozyjnych materiałów wzorcowych [27].

R 2,0

1 -0

,2

-0,3

5

0,05

6

18

15 +0,012

-0,006

0,63

14R 0,5

R 2,0

20


____________________________________________________________________________

96

Uszkodzenie kawitacyjne [100] obejmuje zarówno erozję kawitacyjną (polegającą na me-

chanicznym niszczeniu materiału w skutek implozji pęcherzyków kawitacyjnych) jak i inne

uszkodzenia, takie jak odkształcenie materiału, zmiany stanu naprężeń w warstwie powierzch-

niowej, zmiany strukturalne, zmęczenie materiału, mikropęknięcia itp.

Korzystny wpływ nadtapiania laserowego w temperaturze otoczenia na odporność kawita-

cyjną został już potwierdzony przez wielu badaczy, między innymi dla stali narzędziowych

[38], chromowych i niskostopowych [88].

6.6.2. Wyniki pomiarów mikrotwardości warstw nadtopionych laserowo

W wyniku nadtapiania laserowego materiałów uzyskuje się zazwyczaj wzrost twardości

w wytworzonej w ten sposób warstwie wierzchniej [42, 94, 95].

W przypadku stopu SUPERSTON po nadtapianiu laserowym w warunkach kriogenicz-

nych uzyskano wzrost twardości w warstwie wierzchniej, której wartości przedstawiona na rys.

od 86 do 93. Uzyskana grubość warstwy nadtopionej laserowo zmienia się wraz ze zmianą

parametrów nadtapiania od 180 do 680 m, zaznaczono ją pionową kreską na każdym wykre-

sie. Porównując grubość warstw nadtopionych w próbkach obrabianych laserowo, generalnie

wzrasta ona wraz ze wzrostem mocy wiązki laserowej. Obserwuje się też większą grubość przy

prędkości skanowania 0,5 m/min niż przy 1,0 m/min.


(3000 W; 0,5 m/min)

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

97

Rys. 87. Rozkład mikrotwardości na przekroju próbki nadtopionej laserowo (3000 W; 1,0 m/min)




____________________________________________________________________________

98


(5000 W; 0,5 m/min)


(5000 W; 1,0 m/min)


(6000 W; 0,5 m/min)

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

99


(6000 W; 1,0 m/min)

6.6.3. Wyniki badań odporności korozyjnej stopu SUPERSTON po laserowym nadtapianiu

Odporność korozyjną stopu SUPERSTON po laserowym nadtapianiu z różnymi parametrami

badano za pomocą metody elektrochemicznej w formie pomiarów polaryzacyjnych (p. 6.6.1).

Próbki do badań o wymiarach 15 x 15 x 10 mm wycięto z materiału nadtopionego laserowo

w warunkach kriogenicznych oraz materiału odlanego. W wyciętych próbkach powierzchnie

o wymiarach 15 x 15 mm poddano badaniom korozyjnym, pozostałe zaś izolowano przez po-

krycie żywicą Belzona 1321. Do próbek zostały przymocowane przewody doprowadzające

prąd. Badania realizowano na próbkach po nadtapianiu laserowym ze szlifowaną powierzchnią

warstwy, bez szlifowania po nadtapianiu i na próbkach w stanie wyjściowym po szlifowaniu.

Przygotowanie powierzchni prowadzono na papierach ściernych do gradacji 800. Przed bada-

niami próbki odtłuszczono za pomocą acetonu w płuczce ultradźwiękowej.

Wartość prądu korozyjnego wyznaczano korzystając z równania Sterna-Geary’ego

(jkor = B/ Rp). Ze względu na brak możliwości wyznaczenia współczynników Tafela z zareje-

strowanych krzywych polaryzacyjnych (rys. 94 i 95), przyjęto wartość stałej B = 20 mV, jak

dla miedzi w roztworach NaCl. Użycie takiej wartości jest zalecane w przypadkach, gdy szyb-

kość jednej z reakcji cząstkowych jest ograniczona dyfuzją [12].

Wartości rezystancji polaryzacji (Rp), potencjału korozyjnego (Ec) i obliczone wg równa-

nia Sterna-Geary’ego wartości gęstości prądu korozyjnego (Jkor) dla poszczególnych parame-

trów nadtapiania próbek zestawiono w tabeli 10.

Na rys. 94 i 95 zestawiono krzywe polaryzacyjne dla najlepszych parametrów nadtapiania

laserowego ze względu na odporność korozyjną. Rys. 94 przedstawia porównanie krzywych

polaryzacyjnych dla tych samych parametrów nadtapiania (4000 W; 1,0 m/min) ale różnie


____________________________________________________________________________

100

przygotowanych powierzchni. Na rys. 95 porównano próbki nadtapiane z tą samą mocą, ale

inną prędkością przesuwu wiązki laserowej.

Tabela 10. Wartości Ec, Rp i Jkor wynikające z badań korozyjnych dla stopu SUPERSTON w stanie wyjściowym, nadtopionym laserowo oraz nadtopionym i szlifowanym

Oznaczenie próbki i parametry nadtapiania

Ec [mV]

Rp [Ωcm2]

Jkor [µA/cm2]

SS (stan wyjściowy) - 220 385 51,95

11 (3000 W; 1,0 m/min)

11H (jw. po szlifowaniu)

15 (3000 W; 0,5 m/min)

- 265

- 235

- 230

911

484

732

21,95

41,32

27,32

12 (4000 W; 1,0 m/min)


16 (4000 W; 0,5 m/min)

- 225

- 235

- 210

934

481

1030,1

21,41

41,58

19,40

13 (5000 W; 1,0 m/min)


19S (5000 W; 0,5 m/min)

- 230

- 265

- 260

492

425

516

40,65

47,06

38,76

14 (6000 W; 1,0 m/min)


20 (6000 W; 0,5 m/min)

- 235

- 215

- 250

643

421

478,3

31,10

47,50

41,81

Rys. 94. Krzywe polaryzacyjne stopu SUPERSTON: SS – materiał w stanie wyjściowym,

11 – po nadtopieniu w warunkach kriogenicznych (4000 W; 1,0 m/min), 11H – po nadtopieniu i szlifowaniu

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

101

Rys. 95. Krzywe polaryzacyjne stopu SUPERSTON nadtopionego laserowo w warunkach

kriogenicznych z mocą 4000 W. SS – materiał w stanie wyjściowym, 12 – po nadtopie-niu z prędkością 1,0 m/min, 16 – po nadtopieniu z prędkością 0,5 m/min

Po nadtapianiu laserowym generalnie obserwuje się obniżenie gęstości prądu korozyjnego

stopu SUPERSTON w porównaniu z materiałem odlanym. Najmniejszą wartość gęstości prądu

korozyjnego uzyskano dla pośredniej wartości mocy lasera (4000 W) i prędkości skanowania

0,5 m/min. Na rys. 95 przedstawiono krzywe polaryzacyjne stopu SUPERSTON po laserowym

nadtapianiu dla parametrów obróbki, po których uzyskano najmniejszą gęstość prądu korozyj-

nego w porównaniu z materiałem wyjściowym, zatem najlepszą odporność korozyjną badanego

stopu w 3% roztworze NaCl.

Z porównania wielkości potencjału korozyjnego (Ec) wynika (tab. 10), iż nie występują

znaczące różnice między Ec warstw nadtopionych laserowo i materiałem w stanie wyjściowym

(Ec ok. 220 mV), świadczyć to może o podobnej podatności na korozję wżerową zarówno

warstw jak i podłoża.

Po badaniach korozyjnych przeprowadzono badania mikrostruktury powierzchni próbek ze

stopu SUPERSTON w stanie wyjściowym (odlanym) i nadtopionym laserowo w warunkach

kriogenicznych. Obrazy badań powierzchni przestawiono na rysunkach 96 – 99.


____________________________________________________________________________

102

Rys. 96. Obraz powierzchni próbek ze stopu SUPERSTON w stanie wyjściowym

(odlanym) po badaniach korozyjnych: a – widok ogólny, b - szczegół z miejsca oznaczonego strzałką

Rys. 97. Obraz powierzchni nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON

(4000 W; 1,0 m/min) po badaniach korozyjnych: a – widok ogólny, b - szczegół z miejsca oznaczonego strzałką

Rys. 98. Obraz powierzchni nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON

(4000 W; 0,5 m/min) po badaniach korozyjnych: a – obraz płaski, b – obraz przestrzenny

a b

a b

a b

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

103

Rys. 99. Obraz powierzchni (a, b) nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON (4000 W; 1,0 m/min) po szlifowaniu i badaniach korozyjnych

Odporność korozyjna stopu SUPERSTON po nadtapianiu laserowym i szlifowaniu po-

wierzchni jest wyraźnie mniejsza w porównaniu z materiałem nadtopionym. Może wynikać to

z faktu usunięcia w trakcie szlifowania chropowatej, bardziej odpornej korozyjnie strefy przy-

powierzchniowej powstałej podczas nadtapiania laserowego w warunkach kriogenicznych.

Jednakże usunięcie cienkiej strefy przypowierzchniowej warstwy nadtopionej nie pogarsza jej

odporności w porównaniu z materiałem odlanym.

6.6.4. Wyniki badań odporności kawitacyjnej nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON

Badania odporności kawitacyjnej próbek ze stopu SUPERSTON w stanie odlanym i nadto-

pionym laserowo w warunkach kriogenicznych (rys. 84) przeprowadzono na stanowisku z wiru-

jącą tarczą w IMP PAN Gdańsk (rys. 82). Stanowisko to umożliwiało kawitacyjne niszczenie

próbek w warunkach przepływowych (p. 6.6.1).

W badaniach kawitacyjnych zrealizowano 3 serie pomiarowe, każdorazowo w tarczy znaj-

dowało się 8 próbek, w tym: 6 nadtopionych laserowo z różnymi parametrami (tabela 11), jed-

na próbka z materiału odlanego stopu SUPERSTON i jedna stalowa. Podczas testu kawitacyj-

nego rejestrowano ubytki masy próbek w określonych odstępach czasu, tj. po upływie: 15, 30,

60, 105, 150 i 195 min. Całkowity czas trwania jednej serii pomiarowej wynosił 315 min. Ob-

raz powierzchni badanych próbek po 150 i 315 min. testu kawitacyjnego przedstawiono na

rysunkach 100 i 101.

a b


____________________________________________________________________________

104

Tabela 11. Zestawienie materiałów i parametrów nadtapiania laserowego próbek do badań odporności kawitacyjnej

Materiał lub parametry nadtapiania laserowego Liczba próbek [szt.]

SUPERSTON w stanie odlanym 3

4000 W; 0,5 m/min 3

4000 W; 1,0 m/min 3

5000 W; 0,5 m/min 3

5000 W; 1,0 m/min 3

6000 W; 0,5 m/min 3

6000 W; 1,0 m/min 3

stal (próbka referencyjna) 3

Badania dotyczyły łącznego okresu niszczenia inkubacyjnego i zaawansowanej erozji w cza-

sie. Po ich zakończeniu sporządzono pełne krzywe erozji kawitacyjnej (każdy punkt na krzywej

reprezentuje średnią z 3 serii pomiarowych próbki o tych samych parametrach nadtapiania lase-

rowego), przedstawiające zmiany masy próbek w funkcji czasu – rys. 102.

Analiza wyników badań kawitacyjnych stopu SUPERSTON nadtopionego laserowo w wa-

runkach kriogenicznych wykazała, że zastosowana obróbka laserowa znacznie poprawia odpor-

ność materiału na ten rodzaj zużycia, w porównaniu z materiałem w stanie odlanym. Średni uby-

tek masy próbek nadtopionych laserowo z różnymi parametrami, wyliczony z trzech serii pomia-

rowych, we wszystkich wypadkach był mniejszy od ubytku stopu SUPERSTON bez obróbki

powierzchniowej – rys. 103. Na rys. 104 przedstawiono statystyczne wyniki ubytków kawitacyj-

nych dla próbek ze stopu SUPERSTON po nadtapianiu laserowym i w stanie wyjściowym,

z naniesionym błędem i odchyleniem standardowym po zakończonym teście kawitacyjnym.

Najbardziej odpornymi na działanie kawitacji okazały się próbki nadtopione laserowo

z prędkością skanowania 0,5 m/min przy mocy lasera wynoszącej 4000 W (rys. 104).

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

105

Rys. 100. Obraz powierzchni próbek po 150 min testu kawitacyjnego

Rys. 101. Obraz powierzchni próbek po 315 min testu kawitacyjnego

6 kW 1,0 m/min

materiał odlany

6 kW 0,5 m/min

stal

4 kW 1,0 m/min

5 kW 1,0 m/min

4 kW 0,5 m/min

5 kW 0,5 m/min

6 kW 1,0 m/min

materiał odlany

6 kW 0,5 m/min stal

4 kW 1,0 m/min

5 kW 1,0 m/min

4 kW 0,5 m/min

5 kW 0,5 m/min


____________________________________________________________________________

106

Rys. 102. Kinetyka zużycia stopu SUPERSTON w zależności od czasu ekspozycji

Rys. 103. Zestawienie średnich ubytków masy próbek stopu SUPERSTON

po teście kawitacyjnym

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

107

Rys. 104. Wyniki badań kawitacyjnych nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON:

- wartość średnia, - błąd standardowy, - odchylenie standardowe

W celu określenia charakteru niszczenia materiału podczas badań kawitacyjnych przepro-

wadzono obserwację powierzchni i przekrojów próbek nadtopionych laserowo i odlanych. Do

obserwacji wykorzystano zarówno optyczny jak i skaningowy mikroskop elektronowy.

Przykład obrazów powierzchni próbek po teście kawitacyjnym przedstawiono na rys. 105,

108, 110. Obserwacja przekrojów próbek pozwoliła na ustalenie charakteru pękania w materiale

rodzimym stopu SUPERSTON. Rozprzestrzenianie się pęknięć w głąb materiału odbywa się po

granicach fazy i eutektoidu ( + Cu3Mn2Al) – rys. 106. W przypadku próbek po nadtapianiu

laserowym, na skutek znacznego rozdrobnienia ziarna w warstwie wierzchniej następuje wyha-

mowywanie pęknięć, a w niektórych przypadkach nawet ich zawracanie – rys. 112. Jest to wyni-

kiem wzrostu odporności materiału nadtopionego laserowo na działanie impulsów kawitacyjnych,

a w konsekwencji skutkuje poprawą odporności na zużycie kawitacyjne (spadek ubytku masy

podczas testu). Na rys. 107, 109 i 111 przedstawiono obraz mikrostruktury przekrojów warstwy

nadtopionej laserowo po badaniach korozyjnych dla materiału rodzimego i dwóch różnych para-

metrów nadtapiania (najlepszego i najgorszego ze względu na odporność kawitacyjną).


____________________________________________________________________________

108

Rys. 105. Mikrostruktura powierzchni stopu SUPERSTON w stanie odlanym po bada-

niach kawitacyjnych: a – widok ogólny, b – miejsce po fazie żelazowo - manganowej


kawitacyjnych: a – widok ogólny największego ubytku, b – pęknięcie na granicy fazy i eutektoidu

Rys. 107. Przekrój próbki ze stopu SUPERSTON w stanie odlanym po badaniach kawitacyjnych: a – ogólny obraz ubytków na powierzchni, b – szczegół na powierzchni

a b

100 m 20 m

a b

a a

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

109

Rys. 108. Mikrostruktura powierzchni nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON (6000 W; 1,0 m/min): a – widok ogólny, b – szczegół z obszaru zaznaczonego strzałką

Rys. 109. Przekrój próbki (a, b) nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON (6000 W; 1,0 m/min) po badaniach kawitacyjnych

a b

100 m 50 m

a b


____________________________________________________________________________

110

Rys. 110. Mikrostruktura powierzchni nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON

(4000 W; 0,5 m/min) po badaniach kawitacyjnych: a – widok ogólny, b – szczegół z obszaru zaznaczonego strzałką


(4000 W; 0,5 m/min) po badaniach kawitacyjnych

Rys. 112. Obraz pęknięć w warstwie nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON

po badaniach kawitacyjnych: a – 4000 W; 1,0 m/min, b – 4000 W; 0,5 m/min

a b

a b

50 m 20 m

a b

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

111

7. OMÓWIENIE WYNIKÓW BADAŃ

Celem pracy było określenie wpływu nadtapiania laserowego w warunkach kriogenicz-

nych stopu SUPERSTON na jego odporność korozyjną i kawitacyjną w warunkach laborato-

ryjnych, możliwie rzetelnie odzwierciedlających środowisko pracy materiału stosowanego na

śruby okrętowe. Wyniki wcześniej prowadzonych badań stopów aluminium w świetle literatu-

ry, potwierdzają korzystne zmiany w warstwie wierzchniej na skutek nadtapiania laserowego,

prowadzące do podwyższenia własności użytkowych, co było podstawą przyjęcia tezy rozpra-

wy związanej z obróbką laserową stopu SUPERSTON.

Nadtapianie laserowe stopu SUPERSTON w warunkach kriogenicznych w zależności od

parametrów obróbki skutkuje uzyskaniem warstw wierzchnich o grubości od 180 do 680 m

(rys. 86 – 93). Próbki nadtapiane laserowo z mniejszą prędkością przesuwu wiązki laserowej

(0,5 m/min) osiągają większą grubość warstwy (390 m dla 4000 W) od próbek nadtapianych

z tą samą mocą przy prędkości 1,0 m/min (310 m dla 4000 W). Grubość warstwy jest też

dobrze skorelowana z energią dostarczaną do powierzchni, osiągając coraz większą wartość

przy wyższych gęstościach mocy.

Niezależnie od parametrów nadtapiania laserowego w warunkach kriogenicznych uzyskuje

się wyraźnie rozdrobnioną strukturę warstwy wierzchniej (rys. 43 – 50) w porównaniu ze struk-

turą materiału odlanego. Na powierzchni próbek w większości przypadków nie obserwuje się

defektów w postaci pęknięć i nieciągłości, powstałych podczas obróbki laserowej (rys. 37 –

39), za wyjątkiem próbek nadtapianych z mocą 3000 W przy prędkościach 0,5 i 1,0 m/min,

gdzie nieciągłości przetopu są wyraźnie widoczne (rys. 35 i 36).

Obserwowana chropowatość warstw po nadtapianiu laserowym (średnio Ra 30 m) wy-

maga przeprowadzenia mechanicznej obróbki wykańczającej np. szlifowania (rys. 40 i 41)

w celu wygładzenia powierzchni.

Na skutek dużego rozdrobnienia i złożonej morfologii mikrostruktury w strefie przypo-

wierzchniowej warstwy wierzchniej następuje wzrost mikrotwardości od 200 do 250 HV0,05

w zależności od parametrów nadtapiania. Zaobserwowano również łagodny spadek twardości

w strefie przejściowej między warstwą nadtopioną laserowo, a materiałem rodzimym (ok. 100

HV0,05).

Analiza morfologii mikrostruktury pozwoliła na ujawnienie w obrębie warstwy nadtopio-

nej stref: przypowierzchniowej (drobnokrystalicznej), strefy środkowej (komórkowej lub den-

drytycznej) oraz przyległej do podłoża (drobnokrystalicznej) – rys. 79, 80.

Przeprowadzone badania składu fazowego wykazały występowanie w warstwie wierzch-

niej nadtopionego laserowo stopu SUPERSTON złożonych tlenków, pomimo prowadzenia


____________________________________________________________________________

112

obróbki w środowisku ciekłego azotu i gazu osłonowego. Pozostałe fazy uzyskane podczas

analizy miały charakter nierównowagowy, w związku z szybką, wielokierunkową krystalizacją

po zakończeniu nadtapiania (tab. 6, rys. 54 – 60). Na podstawie przeprowadzonej jakościowej

(rys. 61 – 63) i ilościowej analizy rozkładu pierwiastków (rys. 66, 68) można stwierdzić, że

skład chemiczny strefy przypowierzchniowej i środkowej nadtopionej warstwy wierzchniej

zachowuje bardzo podobny charakter pod względem rozkładu pierwiastków, co sugeruje wy-

stępowanie zbliżonych faz krystalicznych w obu strefach.

Przełomy próbek odlanego stopu SUPERSTON po nadtapianiu laserowym w warunkach

kriogenicznych ogólnie wykazują charakter ciągliwy. Jednakże nadtopiona laserowo warstwa

wierzchnia jest bardziej drobnokrystaliczna niż materiał rodzimy (rys. 69, 70).

Badania stanu naprężeń własnych w wytworzonych warstwach wierzchnich potwierdziły

występowanie naprężeń ściskających (rys. 71), sięgających 734 MPa, korzystnie wpływających

na odporność stopu na działanie czynników środowiskowych (korozji i erozji kawitacyjnej).

Analiza obrazów mikroskopowych (optycznych i skaningowych) warstw nadtopionych lase-

rowo wzbogacona w badania składu chemicznego faz przypowierzchniowych i mikroobszarów

wewnątrz warstwy, a także wiedza literaturowa z zakresu krystalizacji stopów podczas obróbki

laserowej pozwoliła na opracowanie modelu krzepnięcia stopu SUPERSTON w warunkach krio-

genicznych (rys. 78). Ustalono dwukierunkowy front krystalizacji biegnący od dobrze schłodzo-

nego materiału rodzimego oraz od powierzchni stykającej się z ciekłym azotem.

Stosując polaryzacyjne badania odporności korozyjnej w 3% NaCl stwierdzono wyraźny

wzrost odporności korozyjnej warstw wierzchnich po obróbce laserowej w porównaniu z od-

pornością materiału w stanie wyjściowym (tab. 10). Wzrost odporności korozyjnej w porówna-

niu z materiałem nie nadtopionym dotyczył również próbek, w których przed badaniami koro-

zyjnymi przeprowadzono szlifowanie w celu usunięcia cienkiej, chropowatej strefy przypo-

wierzchniowej.

Badania odporności kawitacyjnej stopu SUPERSTON nadtopionego laserowo w warunkach

kriogenicznych przeprowadzono na stanowisku z wirującą tarczą. Zaobserwowano wzrost odpor-

ności nadtopionej warstwy wierzchniej stopu SUPERSTON podczas testu kawitacyjnego (rys.

103). Odporność kawitacyjna próbek nadtapianych z prędkością 0,5 m/min dla większości stoso-

wanych mocy wiązki okazała się wyższa od próbek nadtapianych z prędkością 1,0 m/min.

Przeprowadzone badania morfologii mikrostruktury i właściwości eksploatacyjnych

warstw wierzchnich nadtopionych laserowo w warunkach kriogenicznych, potwierdziły tezę

pracy, związaną z korzystnym wpływem nadtapiania laserowego na zmianę struktury, naprężeń

własnych oraz wzrost twardości, odporności korozyjnej i kawitacyjnej stopu SUPERSTON

przeznaczonego do wyrobu śrub okrętowych.

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

113

8. WNIOSKI

Na podstawie danych literaturowych, uzyskanych wyników badań oraz rozważań własnych,

można przedstawić następujące wnioski:

POZNAWCZE

1. Analiza topografii i morfologii mikrostruktury w wytworzonej warstwie wierzchniej po obrób-

ce laserowej wykazała występowanie na powierzchni tlenków złożonych (Cr, Fe, Co i Ni) oraz

CuMn2O4, i Cu2Al4O7.

2. Wewnątrz warstw nadtopionych laserowo ujawniono dwukierunkowy przebieg krzepnięcia,

sprzyjający tworzeniu stref o płaskim froncie krystalizacji i strukturze drobnokrystalicznej (przy

powierzchni oraz w strefie przyległej do podłoża) – średnia wielkość ziarna 2,5 µm, a także stre-

fy komórkowej lub dendrytycznej w części środkowej warstwy o średniej wielkości ziarna 6,0

µm przy średniej wielkości ziarna w materiale rodzimym – 60 µm.

3. Udział poszczególnych stref (drobnokrystalicznej, komórkowej i dendrytycznej) w strukturze

warstw nadtopionych, uzależniony jest od energii wiązki lasera oraz szybkości przemieszczania

frontu krystalizacji w kierunku kriogenicznie schłodzonego stopu SUPERSTON oraz ciekłego

azotu, zgodnie z opracowanym modelem.

4. Strefy przypowierzchniowa i środkowa wykazują zbliżony skład chemiczny, w którym oprócz

roztworu stałego (α) dominują fazy nierównowagowe: Al5Cu2Mn3, Cu9Al4 oraz CuxFe1-x.

5. Skoagulowana faza bogata w żelazo i mangan, występująca w warstwie nadtopionej laserowo

wykazuje zbliżony skład chemiczny do fazy żelazowo-manganowej występującej w mikrostruk-

turze stopu SUPERSTON w stanie odlanym.

UTYLITARNE

1. Najwyższą twardość ok. 250 HV0,05 po nadtapianiu w środowisku ciekłego azotu w warstwie

wierzchniej stopu SUPERSTON uzyskano dla mocy wiązki 6000 W i prędkości skanowania

powierzchni 0,5 m/min.

2. Po nadtapianiu laserowym generalnie obserwuje się poprawę właściwości korozyjnych war-

stwy wierzchniej stopu SUPERSTON. Najniższą gęstość prądu korozyjnego w 3% NaCl zano-

towano po nadtapianiu wiązką laserową o mocy 4000 W i prędkości 0,5 m/min.

3. Zeszlifowanie strefy przypowierzchniowej warstwy nadtopionej zmniejsza jej odporność ko-

rozyjną w porównaniu z odpornością warstwy bez obróbki wykańczającej, jednakże jest ona

mimo to wyższa od odporności korozyjnej materiału w stanie wyjściowym.


____________________________________________________________________________

114

4. Najmniejsze zużycie kawitacyjne wykazał stop SUPERSTON nadtopiony laserowo w warun-

kach kriogenicznych wiązką o mocy 4000 W i prędkości skanowania 0,5 m/min, w porównaniu

ze stanem odlanym. Potwierdzają to również wyniki badań mikrostruktury powierzchni i prze-

krojów przeprowadzone za pomocą elektronowego mikroskopu skaningowego.

Przedstawione wnioski potwierdzają cel i tezę pracy o korzystnym wpływie nadtapiania lase-

rowego w warunkach kriogenicznych na morfologię mikrostruktury, twardość, naprężenia własne

oraz odporność korozyjną i kawitacyjną stopu SUPERSTON stosowanego na śruby okrętowe.

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

115

BIBLIOGRAFIA

[1] Al-Hashem A., Riad W.: The role of microstructure of nickel-aluminium-bronze

alloy on its cavitation corrosion behavior in natural seawater, Materials

Characterisation 48 (2002), s. 37 – 41

[2] ASTM: Standard Practice for Conductiong Potentiodynamic PolarizationResistance

Measurements G 59 – 91 (1991), s. 216 – 219

[3] Baczmański A., Braham C., Seiler W., Shiraki N.: Muliti-reflection metod and

grazing incidence geometry used for stress measurement by X-ray diffraction,

Surface and Coating Technology 182 (2004), s. 43 – 54

[4] Bala H.: Korozja materiałów – teoria i praktyka, Wydawnictwo Wydziału Inżynierii

Procesowej, Materiałowej I Fizyki Stosowanej Politechniki Częstochowskiej, Czę-

stochowa 2002

[5] Banasik M.: Lasery molekularne CO2 w zastosowaniach spawalniczych, Przegląd

spawalnictwa LXXII 9 (2000), s. 4 – 14

[6] Beetge F.G.E.., Robinson F.P.A.: Instantaneous corrosion rate measurement,

Corrosion Science 17 (1977), s. 195 – 208

[7] Burakowski T., Roliński E., Wierzchoń T.: Inżynieria powierzchni metali, Wydaw-

nictwo Politechniki Warszawskiej 1992

[8] Burakowski T., Wierzchoń T.: Inżynieria powierzchni metali, Wydawnictwo Na-

ukowo – Techniczne, Warszawa 1995

[9] Chen H., Yao Y.L., Kysar J.W.: Spatially resolved characterization of residual stress

induced by micro scale laser shock peening, Transactions of the ASME, May 2004,

s. 226 – 236

[10] Cicholska M., Czechowski M.: Materiałoznawstwo okrętowe, Wyższa Szkoła Mor-

ska w Gdyni, Gdynia 2001

[11] Cooke R.L., Calder N.J.: Laser forming of Aerospace Alloys, Society of Automotive

Engineers 2001

[12] Cottis B.: Corrosion Measurement Techniques, Presentation, www.cp.umist.ac.uk,

1995

[13] Cudny K.: Metaloznawstwo okrętowe, Wydawnictwo Politechniki Gdańskiej,

Gdańsk 2001

[14] Darowicki K.: Procesy korozyjne, Politechnika Gdańska, Gdańsk 2008

[15] Dobrzański L.: Podstawy nauki o materiałach i materiałoznawstwo, Wydawnictwo

Naukowo-Techniczne, Gliwice-Warszawa 2002


____________________________________________________________________________

116

[16] Dobrzański L.A., Bonek M., Hajduczek E., Klimpel A.: Structure and properties of

surface layers obtained by laser treatment of the hot–work tool steel, Inżynieria

Materiałowa XXIV 3(140), s. 564 – 567

[17] Dubik A.: Zastosowanie laserów, WNT, Warszawa 1991

[18] Dymarski C.: Analiza urządzeń napędu głównego i sterowania –

http://www.pg.gda.pl/~cpdymars/PLIKI/Zespol_napedowy_cz1.pdf

[19] Dymkowski K., Zając R.: Sektorowe systemy ochrony katodowej stosowane na jed-

nostkach pływających Marynarki Wojennej RP, Ochrona przed korozją 8/2003

[20] Dymkowski K., Zając R.: Sektorowe systemy ochrony katodowej stosowane na jed-

nostkach pływających Marynarki Wojennej RP, Ochrona przed korozją 8/2003

[21] Faryna M.: Analiza zależności krystalograficznych faz składowych w kompozytach

z osnową ceramiczną, Instytut Metalurgii i Inżynierii Materiałowej PAN, Kraków

2003

[22] Fietkiewicz K.: Metody charakteryzacji materiałów przy pomocy promieni rentge-

nowskich, http//fredcs.republika.pl/downl/metodyx.doc

[23] Franc J.P., Michel J.M.: Fundamentals of cavitation, Kluvier Academic Publishers,

Dordrecht 2004

[24] Gao H., Guo H., Blackburn J.M., Hendricks R.W.: Determination of residual stress

by X-Ray diffraction in HSLA-100 steal weldments – www.eng.vt.edu/eng/materials/

[25] Gireń B., Szkodo M.: Cavitation erosion of A2 structure steel processed by laser

beam and laser plasma, Inżynieria Materiałowa 4 (2001), s. 345 – 349

[26] Gireń B., Szkodo M.: Cavitation erosion of chromium – manganese and chromium

coating processed by laser beam, Inżynieria Materiałowa 5 (2002), s. 523 – 527

[27] Gireń B.: Stanowisko z wirująca tarczą do badania odporności materiałów na erozję

kawitacyjną. IMP PAN, Gdańsk 1999

[28] Gracewski S.M., Dhanke G., Ding Z. Burns S.J., Everbach E.C.: Internal stress wave

measurements in solid subjected to lithotripter pulses, J. Acoust. Soc. Am. 94 (1993),

s. 652 – 661

[29] Grauer R., Moreland P.J., Pini G.: A literature review of polarization resistance

constant (B) values for the measurement of corrosion rate, Houston Tex., National

Association of Corrosion Engineers 1982

[30] Grzegorzewski T.: Bezniklowe brązy aluminiowe o podwyższonej wytrzymałości

i odporności na korozję, Rudy i Metale Nieżelazne R 52 -2 (2007), s. 76 – 87

[31] http://www.baypropeller.com/

[32] http://www.full-ahead.net/

[33] http://www.imim.pl/laboratoria-akredytowane/145

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

117

[34] http://www.motorowki.pl/oferta/sruby_solas/

[35] http://www.nauticexpo.com

[36] http://www.propellerpages.com/

[37] http://www.zto.ps.pl/

[38] Jasionowski R., Przetakiewicz W., Zasada D., Grabin J.: Wpływ nadtapiania lasero-

wego na zużycie kawitacyjne wybranych stopów, Inżynieria Materiałowa 5 (2005),

s. 342 – 345

[39] Kaczmarek F.: Wstęp do fizyki laserów, PWN 1978

[40] Kaplan M., Yildiz A.K.: The effects of production methods on the microstructures

and mechanical properties of an aluminum bronze, Materials Letters 57 (2003),

s. 4402 – 4411

[41] Kąc S., Kusiński J., Woldan A.: The investigation of microstructures and properties

of SWV9 high speed tool steel after laser melting, Inżynieria Materiałowa 4 (2001),

s. 442 – 445

[42] Kąc S., Kusiński J.: Struktura i właściwości stali narzędziowej ASP 2060 po przeta-

pianiu laserowym I konwencjonalnej obróbce cieplnej, Inżynieria Materiałowa 6

(2003), s. 314 – 317

[43] Kąc S., Suliga J., Góra M., Woldan A., Kusiński J.: Structure and properties of the

bronze after laser melting, Inżynieria Materiałowa 3 (140) (2004), s. 601 – 603

[44] Kim J.D, Kang K.H., Kim J.N.: Nd:YAG laser cladding of marine propeller with

hastelloy C-22, Applied Physics A 79 (2004), s. 1583 – 1585

[45] Kobyliński L.: Śruby okrętowe, Wydawnictwo Komunikacyjne, Warszawa 1955

[46] Kowarsch A., Zaczek Z.: Miedź i jej stopy w budownictwie okrętowym, Wydawnic-

two Morskie, Gdańsk 1989

[47] Krzysztofowicz K., Krzysztofowicz T., Nadolny L.: Materiale used for marine

propeller, Marine Technology Transaction 11 (2000), s. 163 – 179

[48] Krzysztofowicz T.: Metaloznawstwo okrętowe – ćwiczenia laboratoryjne; Wydaw-

nictwo Politechniki Gdańskiej, Gdańsk 2002

[49] Kusiński J.: Lasery i ich zastosowanie w inżynierii materiałowej, Wydawnictwo Na-

ukowe Akapit, Kraków 2000

[50] Kusiński J.: Technika laserowa w procesach obróbki powierzchniowej i syntezy ma-

teriałów, stan obecny i perspektywy rozwoju, Inżynieria Materiałowa XXIII 5

(2002), s. 577 – 582

[51] Kwok C.T., Cheng F.T., Man H.C.: Cavitation erosion and corrosion behaviors of

laser-aluminized mild steel, Surface and Coating Technology 200 (2006), s. 3544 –

3552


____________________________________________________________________________

118

[52] Kwok C.T., Cheng F.T., Man H.C.: Synergistic effect of cavitation erosion and

corrosion of various engineering alloys in 3,5 % NaCl solution, Materials Science

and Engineering A 290 (2000), s. 145 – 154

[53] Li X.Y., Yan Y.G., Ma L., Xu Z.M., Li J.G.: Cavitation erosion and corrosion

behavior of copper – manganese – aluminium alloy weldment, Materials Science and

Engineering A 382 (2004), s. 82 – 89

[54] Mackiewicz S.: Dyfraktometria rentgenowska w badaniach nienieszczących – nowe

normy europejskie, Krajowa Konferencja Badań Radiograficznych – Popów 2005

[55] Majkowska B., Serbiński W., Skalski I.: Charakterystyka korozyjna stopów miedzi

stosowanych na śruby okrętowe po obróbce laserowej w warunkach kriogenicznych,

Inżynieria Materiałowa, R. 27, nr 3 (2006), s. 197 – 200

[56] Manfeld F.: Electrochemical techniques for studind corrosion of reinforcing steel,

Limitation and Advantages, Corrosion 61 (2005), s. 739 – 742

[57] Napadłek W., Bogdanowicz Z., Lech-Grega M.: Analiza stanu naprężeń w stali 40 H

hartowanej laserowo, Inżynieria Materiałowa 5 (2002), s. 554 – 556

[58] Oka Y., Matsumura M.: Proceedings of Seventh International Conference on Erosion

by Liquid and Solid Impact, Cambridge 1987, s. 401 – 408

[59] Praca zbiorowa, Metaloznawstwo, Materiały do ćwiczeń laboratoryjnych pod redak-

cją J. Hucińskiej, Gdańsk 1995

[60] Przepisy budowy i klasyfikacji statków morskich, część IX, Materiały i spawanie,

Polski Rejestr Statków, Gdańsk 2002

[61] Przybyłowicz J, Przybyłowicz K.: Egzotermiczne powłoki antyrefleksyjne przy ob-

róbce laserowej stali, Materiały konferencyjne nt. „Obróbki Powierzchniowe, Czę-

stochowa – Kule 1993, s. 117 – 119

[62] Przybyłowicz K, Przybyłowicz J., Kusiński J.: Powłoki przeciwrefleksyjne o zwięk-

szonej efektywności, Materiały konferencyjne nt. „Obróbka Powierzchniowa III”,

Częstochowa – Kule 1996, s. 270 – 275

[63] Przybyłowicz K., Orzechowski T., Depczyński W.: Analiza przydatności metody

badania powłok antyrefleksyjnych za pomocą termowizji, Inżynieria Materiałowa

XXIII; 5 (2002), s. 669 – 671

[64] Przybyłowicz K., Przybyłowicz J., Depczyński W., Konieczny M.: A New method of

investigation of antireflexive coating properties at laser heating, Inżynieria

Materiałowa XXII 5 (2001), s. 998 – 1000

[65] Ramus E., Giordano L., Tiziani A., Badan B., Cantello M.: Laser cladding of ceramic

metallic coating on steel, Key Engineering Mateials 46 (1999), s. 425 – 430

[66] Rudnik S.: Metaloznawstwo, PWN, Warszawa 1994

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

119

[67] Ryl J.: Erozja kawitacyjna metali, Wydawnictwo Politechniki Gdańskiej, Gdańsk

2006

[68] Serbiński W., Kibitlewski A.: Influence of the heat treatment on corrosion

characteristics of the Superston alloy, Advances in Materials Science 2(2007), s. 147

– 158

[69] Serbiński W., Łubiński J.I., Druet K.: Microstructure and wear of cast aluminium

alloy with laser modified surface layer, Advances and Materiale Science 4 (2003),

s. 71 – 80

[70] Serbiński W., Łubiński J.I: Mechnizm zużycia ściernego stopu Al-Si nadtapianego

laserowo w niskiej temperaturze, Materiały i Technologie 2 (2004), s. 136 – 140

[71] Serbiński W., Majkowska B., Skalski I.: Naprężeniowe pękanie korozyjne regenero-

wanych skrzydeł śruby okrętowej, Materiały i Technologie 2 (2004), s. 141 – 144

[72] Serbiński W., Olive J-M., Dziadom A., Frayret J-P.: Effect of laser treatment on the

wear and corrosion resistance of aluminium alloy used for pistons, STIF2C – 1st

International Surface Treatment Institute of France – Comte Conference: Automative

Industr 4 (2003), s. 91 – 96

[73] Serbiński W., Olive J-M., Dziadoń A., Frayret J-P.: Effect of laser treatment on the wear

and corrosion resistance of aluminium alloy used for pistons, STIFC 2003 – 1st

International Surface Treatments Institute of Franche-Comte Conference, Automative Ind

[74] Serbiński W., Olive J-M., Frayret J-P.: Corrosion characteristics of laser surface

remelted Al-Si alloy, Inżynieria Materiałowa 5 (2001), s. 812 – 815

[75] Serbiński W., Zieliński A., Dziadoń A., Wierzchoń T.: Przemiany strukturalne war-

stwy wierzchniej stopu Al–Si za pomocą nadtapiania laserowego w niskiej tempera-

turze, Inżynieria Materiałowa XXIV 5 (2005), s. 291 – 293

[76] Serbiński W., Zieliński A., Wierzchoń T.: Laser assisted forming of the surface layer of

Al–Si alloy at cryogenic conditions, Inżynieria Materiałowa XXIV 3 (140), s. 656 – 658

[77] Serbiński W.: Koncepcja i rezultaty laserowej obróbki powierzchniowej stopów alu-

minium o temperaturze kriogenicznej, Inżynieria Materiałowa 6 (2000), s. 434 – 437

[78] Sękowski K., Piaskowski J., Wojtowicz Z.: Atlas struktur znormalizowanych stopów

odlewniczych, Wydawnictwo Naukowo – Techniczne, Warszawa 1972

[79] Sirignano W., Mehring C.: Review of theory of distortion and disintegration of liquid

streams, Prog. in Energy and Comustion Sci. 26, 2000, s. 609 – 655

[80] Skalski I., Serbiński W., Majkowska B.: Badania korozyjne laserowo nadtopionego stopu

AlSi13Mg1CuNi w środowisku 0,01 M H2SO4, Materiały i Technologie 2 (2004), s. 159

– 162


____________________________________________________________________________

120

[81] Skalski I., Serbiński W., Majkowska B.: Elektrochemiczne polaryzacyjne badania

korozyjne, Materiały i Technologie 4 (2006), s. 218 – 223

[82] Skalski I., Serbiński W., Majkowska B.: Określenie szybkości korozji Al-

Si13Mg1CuNi nadtopionego laserowo w warunkach kriogenicznych, Materiały

i Technologie 4 (2006), s. 224 – 229

[83] Skalski I.: Opracowanie i wykonanie programu komputerowego do analizy danych

polaryzacyjnych, Opracowanie własne CTO, RO-00/T-049, 2000

[84] Skalski I.: Wpływ obróbki laserowej w warunkach kriogenicznych na właściwości

użytkowe stopów aluminium stosowanych w konstrukcji silników spalinowych,

Rozprawa Doktorska, Gdańsk 2007

[85] Sokołow N.N., Łazarienko S.P., Żurawlew W.I.: Grebnyje winty iz aluminiewoj

bronzy, Izdatielstwo “Sydoctrojenije” Leningrad 1971

[86] Steller J.: International cavitation erosion test and quantitative assessment of material

resistance to cavitation, Wear 233 – 235 (1999), s. 51 – 64

[87] Stern M.: Metod for determining corrosion rate from lineał polarization data,

Corrosion 14 (1958), s. 60 – 64

[88] Szkodo M., Greń G.: On the increase of cavitation resistance of the materiale due to

laser surface processing, Inżynieria Materiałowa 5 (20001), s. 900 – 903

[89] Szkodo M.: Erozja kawitacyjna materiałów konstrukcyjnych metalowych, Wydaw-

nictwo Politechniki Gdańskiej, Gdańsk 2008

[90] Szkodo M.: Ocena odporności kawitacyjnej stali obrabianych laserowo, Wydawnic-

two Politechniki Gdańskiej, Gdańsk 2004

[91] Tam K.F., Cheng F.T., Man H.C.: Laser surfacing of brass with Ni-Cr-Al-Mo-Fe

using various laser processing parameters, Materials Science and Engineering A 325

(2002), s. 365 – 374

[92] Tang C.H., Cheng F.T., Man H.C.: Improvement in cavitation erosion resistance of

copper-based propeller alloy by laser surface melting, Surface and Coatings

Technology 182 (2004), s. 300 – 307

[93] Tang C.H., Cheng F.T., Man H.C.: Laser surface alloying of marine propeller bronze

using aluminium powder Part II: Corrosion and erosion – corrosion synergism,

Surface and Coatings Technology 200 (2006), s. 2594 – 2601

[94] Tang H.C., Cheng F.T., Man H.C.: Effect of surface melting on corrosion and

cavitation erosion behaviors of manganese-nickel-aluminium bronze, Materials

Science and Engineering A 373 (2004), s. 195 – 203

Majkowska Beata

____________________________________________________________________________

121

[95] Tang H.C., Cheng F.T., Man H.C.: Laser surface alloying of marine propeller bronze

using aluminium powder Part I: Microstructural analisis and cavitation erosion study,

Surface and Coatings Technology 200 (2006), s. 2602 – 2609

[96] Wei Y., Zhu C., Wu X.: Compressive behaviour for surface –nanocrystallized Al –

alloy material, Material Research Society Symposium Proceedings 740 (2003), s. 453

– 458

[97] Wharton J.A., Barik R.C., Kear G., Wood R.J.K., Stokes K.R., Walsh F.C.: The

corrosion of nickel – aluminium bronze in seawater, Corrosion Science 27 (2005),

s. 3336 – 3367

[98] Wilczyński L.: Ship propeller erosion – a case study, Semester-Kolloquium,

Duisburg 28.01.2005

[99] Wilczyński L.: Ship propeller erozion-a case study, Semester-Kolloquium, Duisburg

28.01.2005

[100] Wójs K.: Kawitacja w cieczach o różnych właściwościach reologicznych, Oficyna

Wydawnicza Politechniki Wrocławskiej, Wrocław 2004

[101] www.alstom.com.pl

[102] www.olds.com.au

[103] www.zegluga.wroclaw.pl

[104] Wytyczne badań śrub napędowych, Germanischer Loyd 1971

[105] Yang Y., Su Y., Huang W., Zhou Y.: Microstructure characteristics of Cu–Mn alloys

during laser surface remelting, Materials Science and Engineerong A 386 (2004),

s. 367 – 374

[106] Young Y.L.: Fluid-structure interaction analisis of flexible composite marine

propeller, Journal of Fluids and Structures 24 (2008), s. 799 – 818

Phd majkowska beata

Documents

Transcript of Phd majkowska beata