PRACA DYPLOMOWA - Warsaw University of Technology · Niniejsza praca została wykonana w ramach...

POLITECHNIKA WARSZAWSKA

WYDZIAŁ INŻYNIERII MATERIAŁOWEJ

PRACA DYPLOMOWA

MAGISTERSKA

Kamil Matuszewski

Sterowanie mikrostrukturą i właściwościami wytrzymałościowymi materiału wsporników silników samochodów osobowych Volkswagen

wykonanych z odlewniczego stopu aluminium AlSi7Mg0,3

Optimizing the microstructure and strength of the material used for Volkswagen engines brackets made of AlSi7Mg0,3 cast aluminium alloy

Nr albumu

200517

Promotor: Prof. zw. dr hab. inż. Krzysztof Jan Kurzydłowski

Warszawa 2010

Składam serdeczne podziękowania mojemu Promotorowi

Panu prof. dr. hab. inż. Krzysztofowi Janowi Kurzydłowskiemu

za cenne sugestie i wszelką pomoc okazaną mi w trakcie powstawania niniejszej

pracy.

Za współpracę, pomoc i owocne dyskusje,

które przyczyniły się do wzbogacenia niniejszej pracy

dziękuję dr. inż. Hubertowi Matysiakowi.

3

Optimizing the microstructure and strength

of the material used for Volkswagen engines brackets

made of AlSi7Mg0,3 cast aluminium alloy

Cast aluminium alloys due to their good castability, corrosion resistance and small

shrinkage are widely applied in motorization as a material used for engine parts working

in a fatigue wear conditions. Substantial improvement of their strength without

compromising on ductility is possible when heat treatment is introduced.

In this work the effect of heat treatment parameters in case of microstructural

and strength properties was presented for AlSi7Mg0,3 cast aluminium alloy.

The aim of this work was to plan an after-cast heat treatment for the material used

for Volkswagen engine brackets made of AlSi7Mg0,3 to achieve following indexes:

Rm ≥ 260 MPa, R0,2 ≥ 200 MPa, A ≥ 2%, HB ≥ 90, which determinate acceptance

of the producer.

In order to achieve the aim, optimization of the primary heat treatment T6 –

precipitation hardening, after which material achieved suitable strength and plasticity was

employed. The main stage of optimizing was to shorten the solution heat treatment time,

which is the longest stage of precipitation hardening. During the solution heat treatment

there are many beneficial changes of the morphology of eutectic Si crystal, which improve

the plasticity of the material.

To assign parameters of optimized heat treatment, finite element method modelling

in an Abaqus®

software was applied and series of casts for which variable times of solution

heat treatment (t=15÷120 min) were applied. The verification of assumptions was carried

through testing material in a tensile test, measuring Brinnell hardness and chemical

composition via spark spectrometry. The microstructure was observed using metallographic

microscope.

The obtained indexes, especially with regard to ultimate elongation A, did not fulfill

producer’s requirements. Based on other indexes the minimal values were obtained.

4

Spis treści

1. Wstęp _______________________________________________________________ 5

2. Geneza i cel pracy _____________________________________________________ 6

3. Podstawy teoretyczne __________________________________________________ 7

3.1 Aluminium i jego stopy _____________________________________________________ 7

3.2 Podział stopów aluminium __________________________________________________ 7

3.3 Stopy serii 4xxx ___________________________________________________________ 9

4. Charakterystyka materiału ____________________________________________ 10

4.1 Właściwości_____________________________________________________________ 10

4.2 Krystalizacja ____________________________________________________________ 11

4.3 Modyfikacja_____________________________________________________________ 12

4.4 Utwardzanie wydzieleniowe ________________________________________________ 13

4.5 Wady skurczowe, porowatość gazowa, wtrącenia tlenków ________________________ 16

5. Definicja problemu ___________________________________________________ 18

5.1 Dotychczasowy proces technologiczny ________________________________________ 18

6. Projekt technologii ___________________________________________________ 21

7. Wdrażanie technologii ________________________________________________ 22

8. Badania ____________________________________________________________ 35

9. Metodyka badań _____________________________________________________ 36

9.1 Analiza mikrostruktury ____________________________________________________ 36

9.2 Statyczna próba rozciągania ________________________________________________ 36

9.3 Pomiary twardości ________________________________________________________ 37

9.4 Skład chemiczny _________________________________________________________ 39

10. Wyniki badań _______________________________________________________ 40

10.1 Analiza mikrostruktury – mikroskopia świetlna ________________________________ 40

10.2 Statyczna próba rozciągania oraz pomiary twardości ____________________________ 51

10.3 Analiza składu chemicznego _______________________________________________ 64

11. Zestawienie oraz omówienie wyników ____________________________________ 65

12. Wnioski ____________________________________________________________ 69

Literatura___________________________________________________________ 70

5

1. Wstęp

Odlewnictwo jest jedną z najstarszych technologii stosowanych w przemyśle

o wciąż dużym potencjale do rozwoju. Odlewy występują w prawie 90% dóbr i artykułów

przemysłowych wykorzystywanych codziennie w normalnie funkcjonującym społeczeństwie

z czego ponad 50% odbiorców produkcji odlewniczej stanowi przemysł motoryzacyjny,

który jest główną siłą napędową gospodarki w wielu krajach świata.

Wymagania, jakie stawia przemysł motoryzacyjny, są bodźcem do wdrażania

nowych rozwiązań materiałowych, zapewniających wyższe właściwości wytrzymałościowe

oraz funkcjonalne krytycznych elementów konstrukcyjnych. W szczególności dotyczy to

odporności zmęczeniowej w warunkach zmiennych obciążeń eksploatacyjnych oraz drgań

generowanych podczas jazdy. Dość istotnym czynnikiem jest również masa odlewanych

elementów, wpływająca na redukcję zużytego paliwa, a co za tym idzie obniżenia kosztów

eksploatacji [1].

Nowe rozwiązania materiałowe determinują projektowanie oraz technologie

wytwarzania, które pozwalają uzyskać wymagane wartości parametrów przy sprawnej,

płynnej organizacji i możliwie dużej efektywności ekonomicznej.

Niniejsza praca dotyczy problematyki obróbki cieplnej odlewniczego stopu

aluminium wykorzystywanego w produkcji elementów zawieszenia jednostki napędowej

popularnych samochodów marki Volkswagen. Praca realizowana była wspólnie z partnerem

przemysłowym ZM WSK Rzeszów Sp. z o.o. – wytwórcą części.

6

2. Geneza i cel pracy

Niniejsza praca została wykonana w ramach projektu celowego: „Opracowanie

i wdrożenie technologii wytwarzania, dla potrzeb motoryzacji, odlewów krytycznych

elementów konstrukcyjnych ze stopu AlSi7Mg0,3” – 6ZR7 2007C/06910.

Celem pracy było zaprojektowanie technologii poodlewniczej obróbki cieplnej

kokilowych odlewów typoszeregu krytycznych elementów konstrukcyjnych ze stopu

AlSi7Mg0,3 wytwarzanych dla potrzeb motoryzacji. Do elementów tych zaliczane

są różnego rodzaju wsporniki, wieszaki, łączniki odpowiedzialne za techniczne

bezpieczeństwo użytkowania pojazdów samochodowych. Zaprojektowanie technologii po-

odlewniczej obróbki cieplnej obejmowało optymalizację procesów utwardzania

wydzieleniowego, czyli przesycania i starzenia stopu AlSi7Mg0,3.

7

3. Podstawy teoretyczne

3.1 Aluminium i jego stopy

Aluminium, inaczej zwane glinem, zostało odkryte w roku 1825 przez duńskiego

chemika Hansa Christiana Oersteda. Pod względem powszechności występowania

w skorupie ziemskiej zajmuje trzecie miejsce, zaraz za tlenem i krzemem, stanowiąc 8,2%

składników wagowych. Ze względu na swoją małą gęstość – 2,7 g/cm3, blisko trzykrotnie

mniejszą niż żelazo – aluminium znajduje zastosowanie we wszystkich dziedzinach

gospodarki, od opakowań dla przemysłu spożywczego po elementy wykorzystywane

w lotnictwie. W temperaturze pokojowej jest to ciało stałe, które ulega topnieniu

w 660,37˚C, natomiast wrze przy osiągnięciu 2060˚C. Aluminium odkształcone plastycznie

na zimno można poddawać wyżarzaniu rekrystalizującemu w temperaturze od 230 do 390˚C.

Czyste aluminium jest metalem plastycznym i wykazuje dość niskie właściwości

wytrzymałościowe:

granica plastyczności Re = 20 – 40 MPa;

wytrzymałość na rozciąganie Rm = 70 – 120 MPa;

wydłużenie A = 30 – 45%;

twardość 15 – 30 HB.

Przedział wartości przedstawionych powyżej zależy od stanu obróbki w jakim badamy

materiał oraz od jego czystości chemicznej.

3.2 Podział stopów aluminium

Stopy aluminium klasyfikowane są zasadniczo na dwie grupy:

odlewnicze;

do utwardzania wydzieleniowego.

Odlewnicze stopy aluminium charakteryzują się występowaniem eutektyki,

która determinuje ich zastosowanie w odlewnictwie. Cechują się one dobrą lejnością

oraz małym skurczem odlewniczym. Są to przeważnie stopy wieloskładnikowe o dużym

stężeniu pierwiastków stopowych – od 5 do 25%. Jako pierwiastki stopowe stosuje się

głównie krzem, miedź, magnez oraz nikiel bądź rożne ich konfiguracje. Typowym

przykładem stopów odlewniczych jest silumin AlSi7Mg0,3.

8

Stopy do przeróbki plastycznej zawierają znacznie mniej pierwiastków stopowych –

do ok. 5%. Jako pierwiastki stopowe przeważnie stosowana jest miedź, magnez oraz mangan,

niekiedy także krzem, cynk, nikiel, chrom, tytan oraz lit. Stopy te najczęściej są poddawane

obróbce utwardzania wydzieleniowego. Często są stosowane w stanie po wyżarzaniu

rekrystalizującym. Typowym przykładem stopu aluminium do obróbki plastycznej jest dural

AlCu4Mg1.

Istnieje również inny obowiązujący podział stopów aluminium, mianowicie na serie

od 1xxx do 8xxx. Podstawowe właściwości poszczególnych serii przedstawiono na rysunku

nr 1. Rysunek ten ilustruje, że wraz ze wzrostem numeru serii wzrastają właściwości

wytrzymałościowe stopów.

Rys. 1. Wytrzymałość na rozciąganie dla różnych serii stopów aluminium

1xxx: Al o czystości min. 99%

2xxx: stopy Al-Cu

3xxx: stopy Al-Mn

4xxx: stopy Al-Si

5xxx: stopy Al-Mg

6xxx: stopy Al-Mg-Si

7xxx: stopy Al-Zn-Mg

8xxx: stopy Al-Li

9

3.3 Stopy serii 4xxx

Odlewnicze stopy Al-Si, ze względu na zawartość krzemu, podzielić możemy

na trzy grupy: stopy podeutektyczne o maksymalnej zawartości Si do 10%, stopy

okołoeutektyczne o zawartości Si od 10 do 12%, oraz, zawierające ponad 12% Si, stopy

nadeutektyczne.

Podeutektyczne stopy Al-Si z dodatkiem Mg są szeroko wykorzystywane w takich

dziedzinach gospodarki jak motoryzacja, lotnictwo czy przemysł wojskowy. Detale

wykonane z tych stopów stanowią ponad 85% wśród elementów wytworzonych

z odlewniczych stopów aluminium [2]. Głównym czynnikiem, stanowiącym o ich szerokim

zastosowaniu, jest bardzo dobra wytrzymałość właściwa tych materiałów. Wielkość

tę definiuje się jako stosunek wytrzymałości na rozciąganie odniesionej do gęstości

materiału, Rm/ ρ.

Właściwości fizyczne, mechaniczne oraz metalurgiczne stopów serii 4xxx

są pewnego rodzaju kompromisem pomiędzy efektami pochodzącymi od różnych czynników

mikrostrukturalnych, takich jak rozmieszczenie ramion dendrytów pierwotnej fazy α, postać

eutektycznych kryształów krzemu, obecność różnych pierwiastków stopowych tworzących

fazy międzymetaliczne czy obecność porów. Ponadto, olbrzymie znaczenie mają również

warunki technologiczne. Począwszy od szybkości chłodzenia ciekłego stopu czy

temperatury, z jakiej jest odlewany, poprzez temperaturę i czas przesycania oraz starzenia,

po końcową obróbkę mechaniczną elementów.

Szybkość chłodzenia jest bardzo ważna ze względu na redukcję rozmieszczenia

sieci ramion dendrytów. Obróbka cieplna wpływa na wielkość oraz morfologię

eutektycznych kryształów krzemu oraz zapewnia wytworzenie się fazy Mg2Si znacznie

polepszającej właściwości wytrzymałościowe stopu [3].

10

4. Charakterystyka materiału

4.1 Właściwości

Stop AlSi7Mg0,3 (A356) zaliczany do serii 4xxx, jest typowym materiałem

odlewniczym. Świadczy o tym bardzo dobra lejność materiału, mały skurcz odlewniczy

po zastygnięciu oraz brak skłonności do pękania na gorąco. Ponadto materiał ten

charakteryzuje się bardzo dobrą odpornością korozyjną. W stanie stałym właściwości

wytrzymałościowe przyjmują następujące wartości (tabela nr 1):

Tabela nr 1. Właściwości wytrzymałościowe stopu AlSi7Mg0,3 w stanie stałym

E [MPa] Rm

[MPa] Re [MPa] Rm/Re HB A [%]

Stan surowy 60280 191,0 113 1,68 53 4,4

Po utwardzaniu

wydzieleniowym 70354 309,3 277,3 1,12 95 2,3

Właściwości mechaniczne w powiązaniu z małą masą właściwą materiału (gęstość

d=2,5864 g/cm3 w T=25ºC (por. rys.12)) tłumaczy fakt, iż stop A356 jest szeroko

wykorzystywany w motoryzacji jako alternatywa dla cięższych stopów żelaza.

Skład chemiczny stopu podano w tabeli nr 2. Ze względu na zawartość krzemu

materiał ten klasyfikowany jest jako silumin podeutektyczny (por. rozdz. 3.3).

Tabela nr 2. Skład chemiczny stopu AlSi7Mg0,3

Si Mg Fe Cu Mn Cr Zn Pb Ti Inne

6,5-7,5 0,3-0,45 0,15 0,03 0,10 - 0,1 - 0,1-0,18 max 0,10

W przypadku stopu AlSi7Mg0,3 krzem odpowiedzialny jest za omówione wyżej dobre

właściwości odlewnicze. Dodatek magnezu wpływa na powstanie w stopie związku Mg2Si,

którego zmienna rozpuszczalność umożliwia utwardzanie wydzieleniowe. Ponadto, dodatek

magnezu poprawia właściwości wytrzymałościowe osnowy, wpływa jednak niekorzystnie na

jej właściwości plastyczne [4]. Dodatek miedzi powoduje polepszenie skrawalności, przy

czym również zmniejsza odporność na korozję. Mangan z kolei podwyższa właściwości

wytrzymałościowe stopu poprzez zmianę morfologii kruchych faz zawierających Fe.

11

4.2 Krystalizacja

Krystalizacja stopu AlSi7Mg0,3 przebiega zgodnie z następującym schematem.

Podczas chłodzenia, gdy temperatura spada poniżej linii likwidusu, pojawiają się dendryty

roztworu stałego α, które rosną aż do osiągnięcia przez materiał temperatury eutektycznej

(Te = 595ºC). W mikrostrukturze powstają ziarna roztworu stałego α. Po osiągnięciu przez

stop temperatury eutektycznej resztka cieczy krystalizuje jako eutektyka aluminiowo –

krzemowa.

Rys. 2. Dwuskładnikowy układ równowagi Al-Si (według L.A. Willeya) [5]

Eutektyka ta składa się z mieszaniny dwóch roztworów stałych α oraz β. Maksymalna

rozpuszczalność Si w Al wynosi 1,65% w temperaturze eutektycznej, przy czym zmniejsza

się wraz ze spadkiem temperatury. Z kolei graniczna rozpuszczalność Al w Si wynosi około

0,17% w temperaturze eutektycznej i spada do zera w temperaturze pokojowej. Ze względu

na małe rozpuszczalności jednego składnika w drugim roztwór α uznawany jest za kryształy

Al, natomiast roztwór β za kryształy Si. W temperaturze niższej od temperatury eutektycznej

wydziela się faza międzymetaliczna Mg2Si.

12

4.3 Modyfikacja

W produkcji elementów wykonywanych ze stopu AlSi7Mg0,3 bardzo istotne

znaczenie ma modyfikacja stopu. Mikrostrukturę stopu niemodyfikowanego przedstawiono

na rysunku nr 3a. Na zgładzie obserwuje się iglaste, wydłużone eutektyczne kryształy Si –

fazy β – otoczone roztworem stałym α. Struktura taka charakteryzuje się zwiększoną

kruchością, a co za tym idzie niskimi wartościami wydłużenia uzyskiwanymi podczas

statycznej próby rozciągania. W praktyce przemysłowej stop AlSi7Mg0,3, jak również

większość siluminów podeutektycznych, modyfikuje się poprzez dodatek sodu na poziomie

0,2% masy stopu, w przypadku gdy wprowadzamy sód metaliczny, bądź od 0,6 do 2,0%,

w przypadku gdy wprowadzamy fluorek sodowy NaF [6].

Rys. 3. Mikrostruktura stopu AlSi7Mg0,3(a) niemodyfikowanego oraz (b) po modyfikacji.

Sód, w procesie modyfikacji siluminów, odgrywa podwójną rolę. Po pierwsze,

wpływa na zmianę morfologii nieregularnych kryształów krzemu w eutektyce Al-Si

na postać włóknistą (rys. 3b). Po drugie, utrudnia zarodkowanie kryształów Si. Objawia się

to występowaniem przechłodzenia krystalizacji eutektycznej [6], co obrazuje wykres

na rysunku nr 4.

13

Rys. 4. Analiza krzepnącego stopu aluminiowo – krzemowego [7].

Po modyfikacji sodem uzyskuje się rozdrobnienie kryształów Si oraz zwiększenie

ich dyspersji, co skutkuje zmniejszeniem kruchości, a w konsekwencji zwiększeniem

plastyczności stopu. Właściwości materiału wynikające z takiej postaci mikrostruktury

przyjmują wartości zaprezentowane w tabeli nr 1.

4.4 Utwardzanie wydzieleniowe

Dzięki powstawaniu, w temperaturze niższej od eutektycznej, związku

międzymetalicznego Mg2Si, stop AlSi7Mg0,3 możemy poddawać obróbce cieplnej

utwardzania wydzieleniowego, czyli następujących po sobie procesów przesycania

oraz starzenia. Wynika to z faktu, iż maksymalna rozpuszczalność Mg2Si w Al wynosi

1,85% w temperaturze 595ºC (rys. nr 5) i spada wraz z obniżaniem temperatury do 0,25%

w temperaturze pokojowej, co jest warunkiem przeprowadzenia utwardzania

wydzieleniowego.

Zgodnie ze wzorem, stosunek ilości magnezu do krzemu w Mg2Si wynosi 1,7:1.

Jednakże dla wzmocnienia efektu starzenia stosuje się nadmiar krzemu aż do stosunku 1:1;

powoduje to jednak pewne obniżenie plastyczności stopu. Nadmiaru magnezu w tych

stopach nie stosuje się, albowiem obniża to efekt starzenia.

Proces przesycania należy prowadzić w taki sposób, aby rozpuścić wydzielenia

Mg2Si w osnowie. W tym celu należy materiał nagrzać do temperatury o 30-50ºC wyższej

od temperatury granicznej rozpuszczalności, wytrzymać w tej temperaturze w celu

rozpuszczenia składnika wydzielanego i schłodzić na tyle szybko, aby uniemożliwić

14

wydzielenie się równowagowej ilości składnika rozpuszczonego. Uzyskana struktura pod

względem termodynamicznym jest metastabilna. W przypadku stopu AlSi7Mg0,3

temperatura, do której należy nagrzać materiał, powinna zawierać się w przedziale od 530oC

do 540oC z następnym chłodzeniem w wodzie.

Rys. 5. Pseudopodwójny układ równowagi Al-Mg2Si [6].

Podczas wygrzewania przesycającego stopu AlSi7Mg0,3 zachodzi korzystna

zmiana morfologii kryształów krzemu eutektycznego. Kryształy większe wzrastają kosztem

mniejszych przy jednocześnie zachodzącej sferoidyzacji. Związane jest to z dążeniem układu

do obniżenia energii swobodnej Gibbsa ∆G. Wzrost cząstek jednej fazy prowadzi

do obniżenia energii rozdziału faz, a kształt kulisty charakteryzuje się najniższą

powierzchnią. Taki kształt kryształów eutektycznych Si zapewnia optymalny rozkład

naprężeń podczas eksploatacji materiału oraz umożliwia tłumienie drgań.

Po procesie przesycania należy przeprowadzić starzenie materiału. Polega ono

na nagrzaniu uprzednio przesyconego stopu do temperatury niższej od granicznej

rozpuszczalności, wygrzaniu w tej temperaturze i powolnym chłodzeniu. Podczas starzenia

zachodzi wydzielanie składnika przesycającego materiał, a uzyskane wydzielenia

15

charakteryzują się wysoką dyspersją. Starzenie może zachodzić w temperaturze pokojowej

i wtedy nosi nazwę starzenia samorzutnego. W takim przypadku potrzebny jest jednak

bardzo długi okres starzenia dla uzyskania najwyższych właściwości wytrzymałościowych.

W praktyce przemysłowej stosuje się starzenie sztuczne – stop AlSi7Mg0,3 w temperaturze

175ºC w czasie 6 godzin [6]. Chłodzenie materiału odbywa się poza piecem. Różne

temperatury starzenia umożliwiają uzyskanie stanów częściowo starzonych o różnej

wytrzymałości.

Starzenie materiału ma na celu podwyższenie jego właściwości

wytrzymałościowych. Dzięki zmianom morfologii kryształów Si podczas wygrzewania

przesycającego, możliwe jest zachowanie dobrych właściwości plastycznych.

W przesyconym roztworze stałym zarodkują homogeniczne klastery krzemu

oraz magnezu. Wraz z upływem czasu klastery magnezu rozpuszczają się kosztem

powstających skupisk Mg/Si. Następnie pojawiają się małe wydzielenia niestechiometryczne,

koherentne z osnową. Kolejnym etapem jest pojawienie się wydzieleń β”, z których niektóre

rozpuszczają się i tworzą fazę β’. Końcowym etapem jest wydzielenie równowagowej fazy

Mg2Si. Opisaną sekwencję przedstawiono poglądowo poniżej:

Klastery Mg/Si β” β’ i β” Mg2Si (β) [8]

Dzięki opisanym wyżej zjawiskom materiał osiąga bardzo dobre właściwości:

wysoki wskaźnik wytrzymałości na rozciąganie, Rm, przy stosunkowo dobrych parametrach

wydłużenia.

16

4.5 Wady skurczowe, porowatość gazowa, wtrącenia tlenków

Poza składem chemicznym, procesami modyfikacji oraz obróbki cieplnej, na bardzo

dobre właściwości siluminów ma wpływ również eliminacja przyczyn powstawania wad

odlewniczych, takich jak porowatość gazowa, wtrącenia tlenków oraz wad typu

skurczowego.

Wady typu skurczowego zależą od składu chemicznego materiału poprzez zależność

od składu stałej sieci krystalicznej stopu. W stopie A356 magnez powoduje wzrost, a krzem

spadek parametru sieci aluminium. Jednak trwałe zmiany wymiarowe zależą głównie

od procesów wydzieleniowych, a szczególnie od procesów wydzielenia krzemu w postaci

związku Mg2Si, gdyż krzem wykazuje objętość właściwą blisko 25% większą niż roztwór

stały α.

Rys. 6. Wpływ ilości wydzieleń na przyrost wymiarowy stopów Al [6].

Analizując wykresy na rys. nr 6 można zauważyć, iż w przypadku dwuskładnikowego stopu

Al-Si trwałe zmiany wymiarowe są znacznie większe niż w przypadku wieloskładnikowego

stopu Al-Si. Wynika to z faktu, iż w stopach wieloskładnikowych występuje sumowanie się

wpływu pochodzącego od co najmniej dwu pierwiastków.

W stanie ciekłym stopy Al-Si wykazują się bardzo dobrą chłonnością wodoru oraz

łatwością utleniania. Powstające w wyniku tego procesu pory zaburzają ciągłość materiału,

stanowiąc wewnętrzne karby, które mogą być przyczyną powstawania pęknięć

zmęczeniowych oraz wpływają na obniżenie odporności korozyjnej materiału.

W podeutektycznych stopach Al-Si powstające pęcherze mają postać nieregularną,

17

wypełniającą przestrzenie międzydendrytyczne. Jest to przyczyną koncentracji naprężeń

i powstawania pęknięć.

Powstawanie porów jest wynikiem znacznej zmiany rozpuszczalności wodoru

podczas krystalizacji ze stanu ciekłego w stały. W stanie ciekłym wodór rozpuszcza się

w stopie i wydziela podczas powolnego obniżania temperatury. W trakcie gwałtownego

ochłodzenia podczas przesycania, zostaje uwięziony w stopie, tworząc opisane wyżej

pęcherze. Środkami zapobiegającymi temu zjawisku jest odizolowanie stopu od wilgoci

i różnego rodzaju wodorotlenków poprzez stosowanie specjalnych powłok topnikowych,

dokładne suszenie tygli oraz nie przegrzewanie stopu powyżej zalecanej temperatury.

Z kolei obecność twardych kruchych faz tlenkowych wpływa na trudności podczas

obróbki mechanicznej. Powstawanie tlenków jest spowodowane bardzo dobrym

powinowactwem aluminium do tlenu w stanie ciekłym oraz topieniem wsadu. Każdy produkt

aluminiowy jest pokryty warstewką tlenku Al2O3. Tlenek ma znacznie większą gęstość od

ciekłego stopu, z tego względu nie wypływa na powierzchnię w postaci żużlu, a wtapia się

wewnątrz materiału. Sposobem na wypłynięcie tlenku na powierzchnię jest stosowanie

podczas rafinacji gazów, które unoszą tlenki. Ponadto sposobem na pozbywanie się różnego

rodzaju tlenków jest stosowanie filtrów ceramicznych [6].

18

5. Definicja problemu

Zgodnie z wymaganiami stawianymi przez producenta typoszeregu krytycznych

elementów konstrukcyjnych, detale, dla których opracowywano optymalną obróbkę cieplną,

powinny wykazywać właściwości wytrzymałościowe opisane wskaźnikami w tabeli nr 3.

Tabela nr 3. Właściwości materiałowe wymagane przez producenta detali

Rm [MPa] R0,2 [MPa] A [%] HB

≥ 260 MPa ≥ 200 MPa ≥ 2 % ≥ 90

Ponadto odbiorca postawił warunek, iż obróbka cieplna, zapewniająca przedstawione

parametry, zapewni możliwość oszczędności czasu oraz środków finansowych.

5.1 Dotychczasowy proces technologiczny

Obróbka cieplna utwardzania wydzieleniowego, stosowana do momentu

rozpoczęcia niniejszej pracy, przebiegała według schematu zilustrowanego na rysunku nr 7 –

obróbka cieplna T6. Element wypadający z kokili poddawany był niekontrolowanemu

wolnemu studzeniu w powietrzu. Po osiągnięciu temperatury pokojowej prowadziło się

Rys. 7. Schemat dotychczasowej obróbki cieplnej – przesycania oraz starzenia.

Kokila

Wygrzewanie przesycające Piec T=540˚C t=10-12h

Próbka

Wolne chłodzenie na powietrzu

Próbka

Woda T=20˚C-90˚C (brak kontroli parametru)

Próbka

Starzenie Piec T=175˚C, t=6h

Próbka

Chłodzenie poza

piecem

19

wstępną obróbkę mechaniczną odlewu, a następnie proces utwardzania wydzieleniowego.

Wsad był podgrzewany do temperatury 540ºC oraz wygrzewany w tej temperaturze od 10

do 12 godzin, aby rozpuścić związek wydzielany Mg2Si. Następnie stop chłodzono w wodzie

o temperaturze Tw=20ºC - 90ºC z szybkością większą od krytycznej w celu zapobiegnięcia

wydzielenia się równowagowej ilości składnika przesycającego. Po tych zabiegach elementy

podlegały sztucznemu starzeniu w temperaturze 175ºC w czasie 6 h. Końcowym etapem

obróbki było chłodzenie materiału poza piecem.

Tak przeprowadzona obróbka zapewniała uzyskanie mikrostruktury przedstawionej

na rysunkach 8-9 oraz właściwości wytrzymałościowych zobrazowanych wykresem (rys. 10)

i opisanych w tabeli nr 4.

Tabela nr 4

E [Mpa] Rm [Mpa] Re [Mpa] Ac [%] t [C] Rm/R0,2 Twardość

[HB]

3_1 68220 309,1 276 2,2 23 1,119928

3_2 71481 307,4 275 2,1 23 1,117818

3_3 71362 311,4 281 2,5 23 1,108185

Średnia 70354 309,3 277,3 2,3 23 95

SD 1849,34 2,01 3,21 0,21

CV 0,0263 0,0065 0,0116 0,0918

Rys. 8, Rys. 9. Mikrostruktura siluminu AlSi7Mg0,3 po utwardzaniu wydzieleniowym

20

3 zbiorczo

0,0

50,0

100,0

150,0

200,0

250,0

300,0

350,0

0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00

Odkształcenie [%]

Na

prę

że

nie

[M

Pa

]

Rys. 10. Wykresy rozciągania próbek po utwardzaniu wydzieleniowym wg dotychczasowej

technologii – T6.

Analizując mikrostruktury zamieszczone na rysunkach 8 oraz 9 łatwo zauważyć, iż składają

się one z dendrytów pierwotnego aluminium oraz eutektyki aluminiowo-krzemowej. Ponadto

kryształy eutektyczne krzemu przyjmują kształt zbliżony do kulistego. Taka postać

mikrostruktury w połączeniu z umocnieniem wydzieleniowym zapewnia uzyskanie wysokich

właściwości wytrzymałościowych przy zachowaniu dobrej plastyczności materiału.

(tabela 4).

Niestety, proces przesycania i starzenia, prowadzony w ten sposób, ma istotne

wady. Jest zbyt czasochłonny i wymaga znacznych nakładów finansowych ze względu

na chłodzenie elementów wybitych z kokili do temperatury otoczenia i następnym

dogrzewaniu do temperatury przesycania. Drugim istotnym czynnikiem jest czas procesu

wygrzewania przesycającego, trwający od 10 do 12 godzin.

21

6. Projekt technologii

Przystępując do optymalizacji procesu utwardzania wydzieleniowego, skupiono

uwagę na ograniczeniu czasu obróbki cieplnej. Po pierwsze, wyeliminowano chłodzenie

próbki po odlaniu i nagrzewanie do temperatury przesycania na rzecz bezpośredniego

nagrzania do temperatury 540ºC po wybiciu elementu z kokili. Kolejnym etapem

optymalizacji było dostosowanie czasu i temperatury przesycania. Schemat proponowanej

technologii poglądowo zobrazowano na rysunku nr 11.

Rys. 11. Schemat proponowanej technologii utwardzania wydzieleniowego stopu

AlSi7Mg0,3.

Kokila Piec T=540˚C t=?????

Woda T=20˚C

Próbka Starzenie T=175˚C T=6h Chłodzenie poza piecem

22

7. Wdrażanie technologii

Pierwszym problemem, z którym zetknięto się podczas wdrażania zmodyfikowanej

technologii, było wyznaczenie czasu, po jakim materiał osiągnie temperaturę przesycania

w całej objętości. W tym celu zastosowano modelowanie z wykorzystaniem metody

elementów skończonych.

Za pomocą pirometru optycznego Fluke 63 o zakresie stosowania od -30ºC do 550ºC

zmierzono w WSK Rzeszów temperatury odlewów wybijanych z kokili, temperaturę

ciekłego metalu oraz temperaturę samej kokili. Zestawione dane prezentuje tabela nr 5.

Ponadto zgromadzono dane literaturowe dotyczące przewodności cieplnej, gęstości, ciepła

właściwego (rys.12 – 16), jak również współczynnika wymiany ciepła w atmosferze pieca –

powietrzu (80 W/(m2K)). Charakterystyki wymienionych właściwości przedstawione

są na rysunkach 12 – 16.

Tabela nr 5. Dane temperaturowe uzyskane w WSK Rzeszów

Temperatura [ºC]

lp. kokila metal odlew

1 460 719 383

2 459 718 366

3 457 717 353

4 452 716 383

5 450 713 348

6 452 710 367

7 451 709 357

8 451 708 371

9 448 707 337

10 453 708 343

Śr 453 713 361

SD 4,00 4,65 15,91

CV 0,0088 0,0065 0,0441

23

Gęstość_ciało stałe

2,52E+00

2,53E+00

2,54E+00

2,55E+00

2,56E+00

2,57E+00

2,58E+00

2,59E+00

2,60E+00

2,61E+00

2,62E+00

2,63E+00

0 100 200 300 400 500 600 700

Temperatura [ºC]

Gęsto

ść [

g/c

m^

3]

Rys. 12. Gęstość stopu w funkcji temperatury – ciało stałe

Gęstość_ciecz

2,32E+00

2,34E+00

2,36E+00

2,38E+00

2,40E+00

2,42E+00

2,44E+00

2,46E+00

2,48E+00

2,50E+00

550 570 590 610 630 650 670 690 710 730

Temperatura [ºC]

Gęsto

ść [

g/c

m^

3]

Rys. 13. Gęstość ciekłego stopu w funkcji temperatury

24

Ciepło właściwe AlSi7Mg0,3 - ciało stałe

8,16E+02

8,66E+02

9,16E+02

9,66E+02

1,02E+03

1,07E+03

1,12E+03

1,17E+03

1,22E+03

1,27E+03

0 100 200 300 400 500 600

Temperature [ºC]

Cie

pło

wła

ćiw

e [

J/k

g*K

]

Rys. 14. Ciepło właściwe stopu w funkcji temperatury – ciało stałe

Przewodność cieplna - ciało stałe

1,78E+02

1,80E+02

1,82E+02

1,84E+02

1,86E+02

1,88E+02

1,90E+02

1,92E+02

1,94E+02

1,96E+02

0 100 200 300 400 500 600

Temperature [ºC]

Prz

ew

od

no

ść c

iep

lna

[W

/m*K

]

Rys. 15. Przewodność cieplna stopu w funkcji temperatury – ciało stałe

25

Przewodność cieplna - ciecz

6,00E+01

8,00E+01

1,00E+02

1,20E+02

1,40E+02

1,60E+02

1,80E+02

2,00E+02

550 570 590 610 630 650 670 690 710 730

Temperatura [ºC]

Prz

ew

od

no

ść c

iep

lna [

W/m

*K]

Rys. 16. Przewodność cieplna ciekłego stopu w funkcji temperatury

Dysponując modelem CAD wspornika typu T silnika samochodu Volkswagen

(rys.17,18), przystąpiono do wyznaczenia czasu, po jakim detal osiągnie temperaturę

przesycania T=540ºC na swym najgrubszym przekroju.

Rys. 17., Rys. 18. Model CAD wspornika typu T silnika samochodu VW

Przyjęto następujące warunki brzegowe:

temperatura ciekłego stopu wynosi 710ºC;

temperatura kokili 450ºC;

temperatura odlewu podczas otwarcia kokili i wybicia 360ºC;

czas od zalania do wybicia 185s;

26

po wybiciu (185s) odlew znajduje się w piecu o temperaturze 540ºC, atmosfera

powietrza

Wykorzystano następujące dane materiałowe:

geometria odlewu – rysunki 17,18;

stop aluminium: przewodność cieplna, gęstość, ciepło właściwe (rysunki 12 – 16),

współczynnik wymiany ciepła przyjęto na podstawie doniesień literaturowych jako:

80 W/( m2K).

Korzystając z programu Abaqus ver. 6.5-1 zamodelowano rozkład temperatury

w objętości analizowanego detalu. Zadana temperatura początkowa wynosiła 710ºC (por.

tabela nr 5). Pierwszym etapem modelowania było schłodzenie detalu od temperatury

ciekłego metalu: 710ºC do temperatury elementu podczas wybijania z kokili: 360ºC

oraz izotermiczne wytrzymanie w kokili przez 185 sekund przy założeniu idealnego kontaktu

między detalem a kokilą. Następnym krokiem było modelowanie bezpośredniego transportu

detalu do atmosfery pieca oraz dogrzanie do temperatury 540ºC. Celem było obliczenie,

kiedy detal osiągnie temperaturę przesycania na najgrubszym przekroju. Na rysunkach 19-32

przedstawiono rozkład temperatury elementu podczas chłodzenia odpowiednio po 7, 16, 45,

512 i 2713 sekundach podczas dogrzewania do temperatury przesycania.

27

Rys. 19. Kontur rozkładu temperatury na powierzchni etap I – temperatura cieczy

Rys. 20. Kontur rozkładu temperatury na przekroju etap I – temperatura cieczy

28

Rys. 21. Kontur rozkładu temperatury na powierzchni odlewu – chłodzenie z temperatury

ciekłego stopu do temperatury odlewu podczas wybijania

Rys. 22. Kontur rozkładu temperatury na przekroju odlewu – chłodzenie z temperatury


29

Rys. 23. Kontur rozkładu temperatury na powierzchni odlewu – chłodzenie z temperatury


Rys. 24. Kontur rozkładu temperatury na przekroju odlewu – chłodzenie z temperatury


30

Rys. 25. Kontur rozkładu temperatury na powierzchni etap II – temperatura odlewu po

wybiciu

Rys. 26. Kontur rozkładu temperatury na przekroju etap II – temperatura odlewu po wybiciu

31

Rys. 27. Kontur rozkładu temperatury na przekroju odlewu – podgrzewanie od temperatury

odlewu podczas wybijania do temperatury przesycania



32





33

Rys. 31. Kontur rozkładu temperatury na powierzchni etap III – temperatura przesycania

Rys. 32. Kontur rozkładu temperatury na przekroju etap III – temperatura przesycania

34

Przeprowadzone modelowanie numeryczne procesu obróbki cieplnej doprowadziło

do wyznaczenia czasu, po jakim materiał osiągnie temperaturę 540ºC w całej objętości.

Charakterystykę tę prezentuje wykres na rysunku nr 33. Z wykresu można odczytać,

iż wymagany czas to 2300 sekund (38 minut i 20 sekund).

Zmiany temperatury w czasie

300

350

400

450

500

550

600

0 1000 2000 3000 4000 5000 6000 7000 8000

Czas [s]

Tem

pera

tura

[ºC

]

Rys. 33. Zmiany temperatury na najgrubszym przekroju elementu

35

8. Badania

Znając modelowy minimalny wymagany czas, po którym detale osiągną

temperaturę przesycania w całej objętości, zaproponowano cykl badań pozwalających na

weryfikację obliczeń. Analiza wyników uzyskanych dzięki badaniom miała na celu

weryfikację poczynionych założeń.

Pierwsza seria badań została wykonana przy zastosowaniu następujących

parametrów:

czas dogrzewania próbki w piecu o T=540ºC - 40 min

ośrodek chłodzący - woda (20-50ºC)

temperatura starzenia - 175ºC

zmienny czas wygrzewania przesycającego - patrz tabela nr 6.

Tabela nr 6. Zestawienie czasów wygrzewania przesycającego materiału dla pierwszej serii

próbek

Nr próbki Czas [min]

1_1, 1_2 15

2_1, 2_2 30

3_1, 3_2 45

4_1, 4_2 60

5_1, 5_2 120

36

9. Metodyka badań

9.1 Analiza mikrostruktury

Próbki do badań mikrostruktury zostały wycięte z części wspornika zaznaczonej

na rysunku nr 34. Następnie próbki inkludowano w żywicy akrylowej z wypełniaczem

mineralnym CEM 1000. Próbki szlifowano na mechanicznej szlifierko – polerce Szafir.

Stosowano papiery ścierne o gradacjach od P-80 do P-1200. Po szlifowaniu próbki

wypolerowano. Jako środka polerskiego użyto tlenku krzemu Silica OPS-Suspension.

Rys. 34. Wspornik typu T – model z zaznaczonym miejscem pobierania próbek do badań

mikrostruktury

Obserwacje zgładów metalograficznych przeprowadzono na mikroskopie metalograficznym

Nikon DFI przy powiększeniach obiektywu x10 oraz x20. Zdjęcia wykonano przy użyciu

pakietu oprogramowania zainstalowanego na komputerze, do którego podpięto mikroskop.

Ilościową analizę struktury materiału przeprowadzono przy użyciu programu

Micrometer®

ver. 086.b

9.2. Statyczna próba rozciągania

Statyczną próbę rozciągania przeprowadzono na dynamicznej hydraulicznej

maszynie wytrzymałościowej MTS 858 Table Top System (rys. nr 35).

37

Rys. 35. Stanowisko do badań wytrzymałościowych MTS 858

Maksymalny zakres siły wynosi 25 kN. Próbę przeprowadzono zgodnie z Polską

Normą PN-EN 10002 – 1:2004 Metale. Próba rozciągania. Metoda badania w temperaturze

otoczenia. Zmienną sterującą było przemieszczenie tłoka maszyny wytrzymałościowej.

Początkowa prędkość rozciągania wynosiła 10-2

1/sec. Do badań użyto próbek

dziesięciokrotnych o średnicy 4mm. Odkształcenie próbki mierzono za pomocą

elektromechanicznego ekstensometru o bazie wynoszącej 25mm.

9.3 Pomiary twardości

Pomiary twardości przeprowadzane były metodą Brinella. W metodzie tej w badany

materiał wciska się wgłębnik o średnicy D, pod działaniem siły F, po czym mierzy się

powierzchnię odcisku S po odciążeniu. Twardość jest liczona z następującej zależności:

HB = 0,102 F/S.

Pomiary twardości przeprowadzono twardościomierzem Zwick ZHU 2,5.

Powierzchnia próbek przed wykonaniem pomiaru została wyszlifowana papierami ściernymi

o gradacji P-80, P-120, P-320. Do pomiarów użyto kulkę o średnicy D=5 mm. Współczynnik

38

K, podobnie jak siłą obciążająca, zostały dobrane zgodnie z danymi zamieszczonymi w tabeli

nr 7.

Tabela nr 7. Charakterystyka wielkości parametrów używanych do pomiaru twardości

metodą Brinella dla różnych materiałów [9].

Wielkość siły obciążającej F w zależności od średnicy kulki D i współczynnika K

Współ-czynnik

K

Średnica kulki D [mm] Zalecenia dotyczące wyboru

współczynnika K w zależności od materiału i jego twardości

10 5 2,5 2 1

Rodzaj materiału

Twardośd HB

(HBS lub HBW)

Siła obciążająca F [N] (kG)

30 29420 (3000)

7355 (750)

1839 (187,5)

1177 (120)

294,2 (30)

Stal niezależnie od twardości oraz żeliwo i stopy Ni, Co, Ti itd. o twardości powyżej 140HB, stopy miedzi i innych metali o twardości powyżej 200 HB

96 ÷ 650

15 14710 (1500)

- - - -

Miedź i jej stopy o twardości 50 ÷ 300 HB, metale lekkie i ich stopy oraz stopy łożyskowe o twardości powyżej 50 HB

50 ÷ 325

10 9807

(1000) 2452 (250)

612,9 (62,5)

392,3 (40)

98,07 (10)

Żeliwo i stopy Ni, Co , Ti itd. o twardości poniżej 140 HB, stopy miedzi o twardości 3 do 200 HB, stopy aluminium o twardości powyżej 80 HB

32 ÷ 200

5 4903 (500)

1226 (125)

306,5 (31,25)

196,1 (20)

49,03 (5)

Miedź i jej stopy o twardości poniżej 35 HB, stopy aluminium, stopy łożyskowe oraz magnez, cynk i ich stopy o twardości 35 do 80 HB

16 ÷ 100

2,5 2452 (250)

612,9 (62,5)

153,2 (15,625)

98,07 (10)

24,52 (2,5)

Aluminium i jego stopy oraz stopy łożyskowe o twardości poniżej 35 HB

8 ÷ 50

1,25 1226 (125)

306,5 (31,25)

76,61 (8,125)

49,03 (5)

12,26 (1,25)

Ołów, cyna, stopy łożyskowe i inne metale o twardości poniżej 20 HB

4 ÷ 25

1 980,7 (100)

245,2 (25)

61,29 (6,25)

39,23 (4)

9,807 (1)

Stopy łożyskowe, cyna, ołów oraz inne metale i ich stopy o twardości poniżej 20 HB

3,2 ÷ 20

39

9.4 Skład chemiczny

Badania składu chemicznego przeprowadzono w ZM WSK Rzeszów

z wykorzystaniem spektrometru iskrowego BELEC Compact Port oraz zestawu wzorców

składu chemicznego dla stopu AlSi7Mg0,3.

40

10. Wyniki badań

10.1 Analiza mikrostruktury – mikroskopia świetlna

Mikrostruktura próbki nr 3, dla której obróbka cieplna została przeprowadzona

zgodnie z dotychczasową technologią, przedstawiona jest na rysunkach 36-37.

Rys. 36. Mikrostruktura próbki nr 3. Przesycanie 10h/540ºC. Starzenie 6h/175 ºC.

Rys. 37. Mikrostruktura próbki nr 3. Przesycanie 10h/540ºC. Starzenie 6h/175 ºC

41

W mikrostrukturze przedstawionej na rysunkach 36-37 wyróżnić można pierwotne

kryształy Al w postaci dendrytów oraz eutektykę aluminiowo – krzemową. Kształt

kryształów Al zbliżony jest do kulistego. Świadczy o tym stosunek średnic dmax/d2

eutektycznych kryształów Si, wynoszący 1,34. Średnia powierzchnia kryształów Si wynosi

A=9,78μm2, natomiast średnica d2=3,21μm.

Rys. 38. Mikrostruktura próbki 1_1 po przesycaniu 15 min/540ºC oraz starzeniu.


42

W przypadku próbki 1_1 mikrostruktura charakteryzuje się parametrami kryształów

Si o niższych wartościach niż dla próbki nr 3. Średnia powierzchnia kryształów Si wynosi

A=2,65 μm2. Kształt ich również zbliżony jest do kulistego, gdyż dmax/d2=1,34. Ponadto,

adekwatnie do niższej powierzchni, średnia wartość średnicy d2 wynosi jedynie 1,62μm,

co jest wartością dwukrotnie niższą niż dla próbki nr 3.



43

Rysunki 40-41 przedstawiają mikrostrukturę po przesycaniu 15-minutowym

w temperaturze 540ºC oraz starzeniu. Są to warunki identyczne jak dla próbki 1_1. Próbka

1_2 wykazuje podobne parametry jak próbka 1_1. Powierzchnia kryształów eutektycznych

Si wynosi A=2,99 μm2, średnica d2=1,75 μm, a stosunek dmax/d2=1,34. Zatem próbki te

powinny wykazywać podobne parametry wytrzymałościowe oraz plastyczne.



44

Próbka 2_1 przesycana była przez 30 minut w temperaturze 540ºC. Powierzchnia

kryształów Si była w tym przypadku większa niż dla próbek serii 1_x i wynosiła A=4,31 μm2

przy średnicy d2 wynoszącej 2,1 μm oraz stosunku dmax/d2=1,34.



45

Próbka 2_2 charakteryzowała się większą, w porównaniu do próbki 2_1,

powierzchnią kryształów eutektycznych Si, wynoszącą A=5,52 μm2. Kształt cząstek zbliżony

był do kulistego, przy stosunku dmax/d2=1,37 i średnicy d2=2,32 μm.


Rys. 47. Mikrostruktura próbki 3_1 po przesycaniu 45 min/540ºC oraz starzeniu..

46

Mikrostruktura próbki 3_1 charakteryzowała się, największą, wśród dotychczas

zbadanych próbek, powierzchnią kryształów eutektycznych Si, wynoszącą A=10,2 μm2.

Średnica d2 wynosiła d2=3,03 μm przy stosunku dmax/d2=1,38.



47

W próbce 3_2, w odróżnieniu od 3_1, zmierzono powierzchnię kryształów Si

A=5,76 μm2, czyli prawie dwukrotnie mniejszą niż dla próbki 3_1. Średnica d2 była niewiele

niższa niż dla 3_1 i wynosiła d2=2,34 μm. Obliczony stosunek dmax/d2= 1,36.



Średnia powierzchnia eutektycznych kryształów Si wynosiła w tym przypadku

A=4,85 μm2, średnica d2=2,17 μm, dmax/d2=1,34. Na zgładzie występują pojedyncze pory.

48



Rysunki 52-53 przedstawiają mikrostrukturę próbek po przesycaniu przez 60 minut

w temperaturze 540ºC. Powierzchnia eutektycznych kryształów Si wynosi A=6,74 μm2,

średnica d2=2,51 μm, dmax/d2=1,36.

49



W przypadku stopu przesycanego 120 minut w temperaturze 540ºC kryształy

eutektyczne krzemu wykazywały się powierzchnią A=6,75 μm2 i średnicą d2=2,59 μm. Iloraz

dmax/d2=1,32 co świadczy o kulistym kształcie kryształów.

50



Mikrostruktury na rysunkach 56 oraz 57 charakteryzują się niższymi wartościami

parametrów niż w przypadku próbek 5_1 (rys. 54, 55). Powierzchnia kryształów

eutektycznych Si wynosi A=4,67μm2, średnica d2=2,11 μm, a iloraz dmax/d2=1,32.

Analiza mikrostruktur zamieszczonych na rysunkach 38-57 nie daje jednoznacznych

wyników. Próbki poddawane obróbce cieplnej o takich samych parametrach wykazują często

dość rozbieżne wyniki. Wyniki najbardziej zbliżone do wielkości charakteryzujących próbkę

51

nr 3, która utwardzana była zgodnie z poprzednio stosowaną technologią, wykazuje próbka

3_1.

Zbiorcze zestawienie parametrów opisujących morfologię kryształów eutektycznych

krzemu przedstawiono w tabeli nr 8.

Tabela nr 8. Parametry opisujące morfologię kryształów eutektycznych Si.

A [μm2] d2 [μm] dmax [μm] dmax/d2

3 9,78 3,21 4,31 1,34

1_1 2,65 1,62 2,17 1,34

1_2 2,99 1,75 2,33 1,34

2_1 4,31 2,07 2,77 1,34

2_2 5,52 2,32 3,18 1,37

3_1 10,19 3,03 4,19 1,38

3_2 5,76 2,34 3,18 1,36

4_1 4,85 2,17 2,91 1,34

4_2 6,74 2,51 3,42 1,36

5_1 6,75 2,59 3,42 1,32

5_2 4,67 2,12 2,79 1,32

10.2 Statyczna próba rozciągania oraz pomiary twardości

Wyniki statycznej próby rozciągania przedstawione są na rysunkach 58-68

oraz w tabelach 9-19.

Wyniki statycznej próby rozciągania dla próbki nr 3 przyjęto jako wzór

referencyjny, do jakiego dąży się przy optymalizacji procesów utwardzania

wydzieleniowego. W toku badań stwierdzono, że próbki wykazują się dość dobrą,

spełniającą wymagania producenta, plastycznością przy zachowaniu bardzo dobrych

parametrów wytrzymałościowych.

52

3 zbiorczo

0,0

50,0

100,0

150,0

200,0

250,0

300,0

350,0

0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00

Odkształcenie [%]

Na

prę

że

nie

[M

Pa

]

Rys. 58. Wykresy rozciągania próbek stopu utwardzanego zgodnie z technologią T6

Tabela nr 9. Wartości parametrów wytrzymałościowych próbki nr 3

E

[Mpa]

Rm

[Mpa]

Re

[Mpa] Ac [%] Rm/R0,2

Twardość

[HB]

3_1 68220 309,1 276 2,2 1,119928

3_2 71481 307,4 275 2,1 1,117818

3_3 71362 311,4 281 2,5 1,108185

Średnia 70354 309,3 277,3 2,3 94,62

SD 1849,34 2,01 3,21 0,21

53

1_1 zbiorczo

0,0

50,0

100,0

150,0

200,0

250,0

300,0

350,0

0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00

Odkształcenie [%]

Na

prę

że

nie

[M

Pa

]

Rys. 59. Wykresy rozciągania dla próbek 1_1 – po przesycaniu 15 min/540ºC oraz starzeniu

Tabela nr 10. Wartości parametrów wytrzymałościowych próbek 1_1

E

[Mpa]

Rm

[Mpa]

R0,2


Twardość

[HB]

11_1 69777 275 246 1,1 1,118

11_2 66267 262 244 0,7 1,074

11_3 67782 255 243 0,4 1,049

ŚREDNIA 67942,0 264 244,3 0,7 100,61

SD 1760,5 10,1 1,5 0,4

Wyniki uzyskane dla próbek 1_1 spełniają wymagania producenta w aspekcie

wytrzymałościowym oraz pod względem twardości (por. Tabela nr 3), niemniej jednak są

niższe od wyników uzyskanych dla próbki nr 3. Pod względem uzyskanego wydłużenia

Ac=0,7±0,4% wyniki te nie spełniają wymagań dotyczących plastyczności.

54

1_2 zbiorczo

0,0

50,0

100,0

150,0

200,0

250,0

300,0

350,0

0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00

Odkształcenie [%]

Na

prę

że

nie

[M

Pa

]

Rys. 60. Wykresy rozciągania dla próbek 1_2 - po przesycaniu 15 min/540ºC oraz starzeniu


E

[Mpa]

Rm

[Mpa]

R0,2


Twardość

[HB]

12_1 67748 287 253 1,5 1,134

12_2 67654 287 247 2 1,162

12_3 71016 283 244 1,6 1,160

ŚREDNIA 68806 285,7 248 1,7 100,31

SD 1914 2,3 4,6 0,3

Podobnie, jak w przypadku próbki 1_1, wyniki parametrów wytrzymałościowych

dla próbek 2_1 są zadowalające. Znacznie lepsze, chociaż niewystarczające, są wyniki

wydłużenia. Wartość wydłużenia Ac=1,7% jest dość zbliżona do 2%. Niepokojącym jest

jednak fakt występowania tak znacznego rozrzutu wyników dla próbek poddawanych

obróbce cieplnej w tych samych warunkach.

55

2_1 zbiorczo

0,0

50,0

100,0

150,0

200,0

250,0

300,0

350,0

0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00

Odkształcenie [%]

Na

prę

że

nie

[M

Pa

]



E

[Mpa]

Rm

[Mpa]

R0,2


Twardość

[HB]

21_1 73873 295 271 0,8 1,089

21_2 66452 300 277 0,9 1,083

21_3 69594 291 272 0,6 1,070

ŚREDNIA 69973 295,3 273,3 0,8 103,61

SD 3725 4,5 3,2 0,2

Wyniki uzyskane dla próbek 2_1 podobnie, jak opisane wcześniej, spełniają

wymagania w aspekcie wytrzymałościowym oraz pod względem twardości. Wydłużenie,

wynoszące Ac=0,8±0,2%, jest zbyt niskie.

56

2_2 zbiorczo

0,0

50,0

100,0

150,0

200,0

250,0

300,0

350,0

0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00

Odkształcenie [%]

Na

prę

że

nie

[M

Pa

]



E

[Mpa]

Rm

[Mpa]

R0,2


Twardość

[HB]

22_1 71283 297 259 1,8 1,147

22_2 73753 292 259 1,3 1,127

22_3 67027 296 261 1,4 1,134

ŚREDNIA 70687,7 295 259,7 1,5 104,04

SD 3402,3 2,6 1,2 0,3

Parametry wytrzymałościowe oraz twardość próbek 2_2 są zbliżone do uzyskanych

dla próbek 2_1. Wartość wydłużenia wynosi Ac=1,5±0,3%, i jest dwukrotnie wyższa niż dla

próbek 2_1 poddawanych obróbce w tych samych warunkach.

57

3_1 zbiorczo

0,0

50,0

100,0

150,0

200,0

250,0

300,0

350,0

0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00

Odkształcenie [%]

Na

prę

że

nie

[M

Pa

]



E

[Mpa]

Rm

[Mpa]

R0,2


Twardość

[HB]

31_1 72230 266 265 0,3 1,004

31_2 69826 248 247 0,1 1,004

31_3 71641 278 269 0,4 1,033

ŚREDNIA 71232,3 264 260,3 0,3 98,95

SD 1253 15,1 11,7 0,2

Próbki 3_1 wykazywały się bardzo dużą kruchością podczas statycznej próby

rozciągania, przy wydłużeniu wynoszącym zaledwie Ac=0,3±0,2%. Parametry

wytrzymałościowe oraz twardość przyjmowały wartości na akceptowalnym poziomie.

58

3_2 zbiorczo

0,0

50,0

100,0

150,0

200,0

250,0

300,0

350,0

0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00

Odkształcenie [%]

Na

prę

że

nie

[M

Pa

]



E

[Mpa]

Rm

[Mpa]

R0,2


Twardość

[HB]

32_1 72168 293 275 0,7 1,065

32_2 69244 301 273 1,1 1,103

32_3 74995 292 277 0,6 1,054

ŚREDNIA 72135,7 295,3 275 0,8 103,92

SD 2875,6 4,9 2 0,3

Parametry wytrzymałościowe oraz twardość próbek 3_2 wykazały wartości

spełniające oczekiwania producenta. Wydłużenie do zerwania Ac po raz kolejny znacznie

odbiegło od wymaganych wartości. Próbki nie pękły jednak aż tak krucho, jak utwardzane

w tych samych warunkach próbki 3_1. Wydłużenie dla próbek 3_2 wykazało średnią wartość

Ac=0,8±0,3%.

59

4_1 zbiorczo

0,0

50,0

100,0

150,0

200,0

250,0

300,0

350,0

0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00

Odkształcenie [%]

Na

prę

że

nie

[M

Pa

]



E

[Mpa]

Rm

[Mpa]

R0,2


Twardość

[HB]

41_1 70227 298 273 1 1,092

41_2 72133 297 267 1,2 1,112

ŚREDNIA 71180 297,5 270 1,1 102,28

SD 1347,7 0,7 4,5 0,1

Wytrzymałość na rozciąganie uzyskana w statycznej próbie rozciągania,

jak i twardość próbek 4_1 spełniły minimalne wymagania stawiane przez producenta.

Wydłużenie, wynoszące Ac=1,1±0,1%, nie spełniło oczekiwań.

60

4_2 zbiorczo

0,0

50,0

100,0

150,0

200,0

250,0

300,0

350,0

0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00

Odkształcenie [%]

Na

prę

że

nie

[M

Pa

]



E

[Mpa]

Rm

[Mpa]

R0,2


Twardość

[HB]

42_1 71989 269 268 0,3 1,004

42_2 72700 283 260 0,9 1,088

42_3 71541 287 267 0,8 1,075

ŚREDNIA 72076,7 279,7 265 0,7 101,96

SD 584,5 4,5 4,4 0,3

Wartość wydłużenia dla próbek 4_2, uzyskana w statycznej próbie rozciągania,

charakteryzowała się jeszcze mniejszymi parametrami niż próbek 4_1, wynosząc

Ac=0,7±0,3%. Parametry wytrzymałościowe oraz twardość uzyskały wartości ponad

minimalne wymagania.

61

5_1 zbiorczo

0,0

50,0

100,0

150,0

200,0

250,0

300,0

350,0

0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00

Odkształcenie [%]

Na

prę

że

nie

[M

Pa

]



E

[Mpa]

Rm

[Mpa]

R0,2


Twardość

[HB]

51_1 74251 296 278 0,8 1,065

51_2 70509 297 281 0,7 1,057

51_3 75315 298 282 0,7 1,057

ŚREDNIA 73358,3 297 280,3 0,7 104,37

SD 2524,3 1,0 2,1 0,1

Próbki 5_1 wykazały się bardzo dobrymi parametrami wytrzymałościowymi

podczas statycznej próby rozciągania oraz bardzo niską plastycznością. Wydłużenie

do zerwania wyniosło zaledwie Ac=0,7±0,1%. Twardość była znacznie wyższa

od wymaganej minimalnej.

62

5_2 zbiorczo

0,0

50,0

100,0

150,0

200,0

250,0

300,0

350,0

0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00

Odkształcenie [%]

Na

prę

że

nie

[M

Pa

]



E

[Mpa]

Rm

[Mpa]

R0,2


Twardość

[HB]

52_1 71417 309 280 1,5 1,104

52_2 73334 304 275 1,6 1,105

52_3 74176 309 279 1,6 1,108

ŚREDNIA 72795,7 307,3 278 1,6 103,95

SD 1414,0 2,9 2.6 0,1

Próbki 5_2 uzyskały w statycznej próbie rozciągania parametry wytrzymałościowe

najbardziej zbliżone do tych uzyskanych dla próbki nr 3, obrabianej cieplnie zgodnie

z technologią T6. Przy okazji próbki 5_2 wykazały się najwyższym, choć

niewystarczającym, odkształceniem na poziomie Ac=1,6± 0,1%.

Dość niepokojący, a zarazem zastanawiający jest fakt, iż, w większości

przypadków, próbki po tej samej obróbce cieplnej, wykazywały znaczne odchylenia

63

od wartości średniej. Tabela nr 20 prezentuje dane dotyczące wydłużenia dla poszczególnych

próbek i uśrednione wartości dla serii próbek oraz dla wszystkich próbek obrabianych w tych

samych warunkach.

Tabela nr 20. Dane dotyczące odkształcenia próbek do zniszczenia

Nr

próbki

Odkształcenie

[%]

Wartość

średnia dla

serii [%]

Wartość średnia dla

tych samych

warunków [%]

Odchylenie

standardowe

3_1 2,2

2,27 2,27 0,21 3_2 2,1

3_3 2,5

11_1 1,1

0,73

1,22 0,60

11_2 0,7

11_3 0,4

12_1 1,5

1,70 12_2 2

12_3 1,6

21_1 0,8

0,77

1,13 0,45

21_2 0,9

21_3 0,6

22_1 1,8

1,50 22_2 1,3

22_3 1,4

31_1 0,3

0,27

0,53 0,35

31_2 0,1

31_3 0,4

32_1 0,7

0,80 32_2 1,1

32_3 0,6

41_1 1

0,73

0,70 0,34

41_2 1,2

41_3

42_1 0,3

0,67 42_2 0,9

42_3 0,8

51_1 0,8

0,73

1,15 0,46

51_2 0,7

51_3 0,7

52_1 1,5

1,57 52_2 1,6

52_3 1,6

Jak można zauważyć analizując dane z tabeli nr 20, odchylenie standardowe wartości

dla serii próbek obrabianych w tych samych warunkach, osiąga 50% wartości średniej.

W najlepszych przypadkach są to wartości oscylujące w granicach 40-50%.

64

10.3 Analiza składu chemicznego

Tabela nr 21. Skład chemiczny wszystkich próbek.

3 1_1 2_1 3_1 4_1 5_1

Cu 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01

Si 7,14 7,17 7,16 7,23 7,37 7,2

Mg 0,39 0,38 0,37 0,37 0,38 0,38

Mn 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01

Fe 0,16 0,13 0,14 0,14 0,14 0,15

Ti 0,13 0,13 0,13 0,12 0,14 0,15

Ni 0,00 0,00 0,00 0,00 0,00 0,00

Zn 0,00 0,00 0,00 0,00 0,00 0,00

Sn 0,011 0,00 0,004 0,001 0,003 0,001

Pb 0,00 0,00 0,00 0,00 0,002 0,00

Na 0,0021 0,0059 0,0049 0,0047 0,0023 0,0021

Sr 0,006 0,0088 0,084 0,0083 0,0085 0,0076

Ca 0,0004 0,0003 0,0004 0,0004 0,0004 0,0004

B 0,0006 0,00005 0,0007 0,0005 0,0008 0,0004

Analiza danych dotyczących składu chemicznego, zamieszczonych w tabeli nr 21

pozwala na wysunięcie wniosku, iż pod względem chemicznym próbki były jednorodne.

Nie zauważono istotnej różnicy w zawartości poszczególnych pierwiastków.

65

11. Zestawienie oraz omówienie wyników

Jak wynika z przedstawionego na rysunku nr 69 wykresu, wszystkie próbki

uzyskały wymaganą przez producenta twardość (zaznaczoną czerwoną przerywaną linią),

czyli minimalnie 90 HB. Próbka uzyskana ze wspornika po obróbce cieplnej T6 wykazała się

najniższą twardością w stosunku do próbek otrzymanych po optymalizacji procesów.

Twardość HB

90

92

94

96

98

100

102

104

106

-15 0 15 30 45 60 75 90 105 120 135

Czas [min]

Tw

ard

ość

[HB

]

*t = 0 min – zgodnie z technologią T6

Rys. 69. Zbiorcze zestawienie wyników twardości uzyskanych dla wszystkich próbek

W przypadku wytrzymałości na rozciąganie (rys. 70), podobnie jak w przypadku

twardości, wszystkie próbki uzyskały wymaganą przez producenta wartość 260 MPa, przy

czym najbardziej do wartości próbek po obróbce T6 zbliżyły się próbki poddane

wygrzewaniu przesycającemu w czasie 120 minut (5_1, 5_2). Najmniejszy rozrzut wyników

został uzyskany dla próbki wygrzewanej przez 30 minut (2_1, 2_2).

66

Wytrzymałość na rozciąganie

200

220

240

260

280

300

320

-15 0 15 30 45 60 75 90 105 120 135

Czas [min]

Rm

[M

pa]

*t = 0 min – zgodnie z technologią T6

Rys. 70. Zbiorcze zestawienie wyników wytrzymałości na rozciąganie uzyskanych dla

wszystkich próbek

Granica plastyczności wymagana przez producenta Re=200 MPa, również została

uzyskana w całym zestawie próbek. Podobnie jak w przypadku wytrzymałości

na rozciąganie, najbliżej wartości uzyskanych po obróbce T6 były te dla próbek

przesycanych przez 120 minut (5_1, 5_2).

Granica plastyczności

200

210

220

230

240

250

260

270

280

290

-15 0 15 30 45 60 75 90 105 120 135

Czas [min]

R0,2

[M

pa]

t = 0 min – zgodnie z technologią

Rys. 71. Zbiorcze zestawienie wyników granicy plastyczności uzyskanych dla wszystkich

próbek

67

W przypadku wydłużenia (rys. 72) żadna z próbek nie osiągnęła wartości wymaganej przez

producenta.

Wydłużenie A

0

0,5

1

1,5

2

2,5

3

3,5

4

-15 0 15 30 45 60 75 90 105 120 135

Czas [min]

A [

%]

t = 0 min – zgodnie z technologią

Rys. 72. Zbiorcze zestawienie wyników wydłużenia do zerwania uzyskanych dla wszystkich

próbek

Prawdopodobnie jest to spowodowane faktem, iż czas przeprowadzonego wygrzewania

przesycającego był we wszystkich przypadkach zbyt krótki (tmax=120 min), aby zaszła

korzystna zmiana morfologii (koagulacja oraz koalescencja) eutektycznych kryształów

krzemu.

Wielkość fazy Si

0

2

4

6

8

10

12

_3 1_1 1_2 2_1 2_2 3_1 3_2 4_1 4_2 5_1 5_2

Nr próbki

Wie

lko

ść A

d2

dmax

Rys. 73. Zbiorcze zestawienie parametrów opisujących mikrostrukturę dla wszystkich

próbek.

68

Jak można zaobserwować na rysunku nr 73, za wyjątkiem próbki 3_1, przesycanej

przez 45 minut, pozostałe wykazują się znacznie niższymi wielkościami charakteryzującymi

kryształy eutektyczne Si.

69

12. Wnioski

Przeprowadzona zoptymalizowana obróbka cieplna nie zapewnia otrzymania

właściwości wymaganych do przenoszenia obciążeń eksploatacyjnych generowanych

podczas jazdy.

Obróbka cieplna zoptymalizowana w sposób przedstawiony w niniejszej pracy

może być stosowana w przypadku detali, dla których zakładamy wysoką wytrzymałość,

twardość, przy nieznacznej plastyczności.

70

Literatura

[1] Emami A.R., Begum S., Chen D.L., Skszek T., Niu X.P., Zhang Y., Gabbianelli F, Cyclic

deformation behavior of a cast aluminium alloy, “Materials Science and Engineering”

A 516 (2009), str. 31-41

[2] Yije Z., Naiheng M., Yongkang L., Songchun L., Howei W., Mechanical properties and

damping capacity after grain refinement in A356 aluminium alloy, “Materials Letters”

59 (2005) str. 2174-2177

[3] Khomamizadeh F., Ghasemi A., Evaluation af Quality Index of A-356 Aluminium Alloy by

Microstructural Analysis, “Scientia Iranica” 11, nr 4, str. 386-389

[4] Thirugnanam A., Sukumaran K., Pillai U.T.S, Raghukandan K., Pai B.C., Effect of Mg

on the fracture characteristics of cast Al-7Si-Mg alloys, “Materials Science and

Engineering” A445-446 (2007), str 405-417

[5] Dobrzański L.A., Materiały Inżynierskie z podstawami projektowania materiałowego,

WNT, Warszawa 2006 str.693

[6] Poniewierski Z., Struktura, krystalizacja i właściwości siluminów, WNT, Warszawa 1989

[7] Cook R. „Modification of Aluminium-Silicon Foundry Alloys” str.4

[8] Estey C.M., Cockroft S.L, Maijer D.M, Hermesmann C., “Constitutive bahaviour of A356

during the quenching operation”, str 248

[9] Szummer A., Ciszewski A., Radomski T., Badania własności i mikrostruktury

materiałów, Oficyna Wydawnicza PW, Warszawa 2000

PRACA DYPLOMOWA - Warsaw University of Technology · Niniejsza praca została wykonana w ramach...

Documents

Transcript of PRACA DYPLOMOWA - Warsaw University of Technology · Niniejsza praca została wykonana w ramach...