Prace Instytutu Odlewnictwa

I N S T Y T U T O D L E W N I C T W A

PRACE INSTYTUTU ODLEWNICTWA

Tom XLIX Numer 2

SPIS TREŚCI

1. ANDRZEJGAZDA,MARTAHOMA:Określenieprzewodnictwacieplnegowy-branych gatunków żeliwa sferoidalnego za pomocą pomiaru przewodnictwatemperaturowegometodąlaser-flash..................................................................

2. ANDRZEJ GAZDA, ZBIGNIEW GÓRNY, STANISŁAWA KLUSKA- NAWARECKA, KRZYSZTOF SAJA, MAŁGORZATA WARMUZEK, JACEKWODNICKI,ROBERTŻUCZEK:Wpływobróbkicieplnejnastrukturęiwłaści-wościbrązualuminiowo-niklowego.....................................................................

3. ANDRZEJ GWIŻDŻ, KRZYSZTOF JAŚKOWIEC, ZENON PIROWSKI, JACEK WODNICKI: Wpływ obróbki cieplnej na właściwości mechaniczne staliwaGS-20Mn5przeznaczonegodopracywobniżonejtemperaturze..........

5

19

43

Wydawca:

INSTYTUT ODLEWNICTWA

KOLEGIUM REDAKCYJNE:

Jerzy Józef SOBCZAK (Redaktor Naczelny), Andrzej BALIŃSKI (Z-ca Redaktora Naczelnego), Andrzej BIAŁOBRZESKI, Zbigniew GÓRNY, Stanisława KLUSKA-NAWARECKA,

Natalia SOBCZAK, Józef Szczepan SUCHY, Joanna MADEJ (Sekretarz Redakcji), Krystyna RABCZAK (Sekretarz wersji internetowej)

KOMITET NAUKOWY:

Rajiv ASTHANA (USA), Józef DAŃKO, Ludmil DRENCHEV (Bułgaria), Natalya FROUMIN (Izrael), Edward GUZIK, Marek HETMAŃCZYK, Mariusz HOLTZER,

Werner HUFENBACH (Niemcy), Jolanta JANCZAK-RUSCH (Szwajcaria), Olga LOGINOVA (Ukraina), Enrique LOUIS (Hiszpania), Luis Filipe MALHEIROS (Portugalia),

Tadeusz MIKULCZYŃSKI, Sergei MILEIKO (Rosja), Kiyoshi NOGI (Japonia), Władysław ORŁOWICZ, Alberto PASSERONE (Włochy), Stanisław PIETROWSKI,

Wojciech PRZETAKIEWICZ, Pradeep Kumar ROHATGI (USA), Sudipta SEAL (USA), Jan SZAJNAR, Michał SZWEYCER, Roman WRONA, Paweł ZIĘBA

Projekt okładki: ENTER GRAF, Kraków

Skład komputerowy: Patrycja Rumińska

Korekta wydawnicza: Marta Konieczna

ADRES REDAKCJI:

„Prace Instytutu Odlewnictwa” 30-418 Kraków, ul. Zakopiańska 73

tel. (012) 261-83-81, fax (012) 266-08-70 http://www.iod.krakow.pl

e-mail: [email protected]

© Copyright by Instytut Odlewnictwa

Żadna część czasopisma nie może być powielana czy rozpowszechniana bez pisemnej zgody posiadacza praw autorskich

PrintedinPoland

ISSN 1899-2439

F O U N D R Y R E S E A R C H I N S T I T U T E

TRANSACTIONS OF FOUNDRY RESEARCH INSTITUTE

Volume XLIX Number 2

CONTENTS

1. ANDRZEJGAZDA,MARTAHOMA:Determinationofthermalconductivityofselectedtypesofductileiron(spheroidalgraphite/castiron)bymeansofther-maldiffusivitymeasurementswithlaser-flashmethod.....................................

2. ANDRZEJ GAZDA, ZBIGNIEW GÓRNY, STANISŁAWA KLUSKA- NAWARECKA, KRZYSZTOF SAJA, MAŁGORZATA WARMUZEK, JACEKWODNICKI,ROBERTŻUCZEK:Effectofheattreatmentonstructureandpro-pertiesofaluminium-nickelbronze...................................................................

3. ANDRZEJ GWIŻDŻ, KRZYSZTOF JAŚKOWIEC, ZENON PIROWSKI, JACEKWODNICKI:Effectofheattreatmentonthemechanicalpropertiesof GS-20Mn5caststeelassignedforoperationatlowtemperatures...................

5

19

43

Editor:

FOUNDRY RESEARCH INSTITUTE

EDITORIAL BOARD:

Jerzy Józef SOBCZAK (Editor-in-Chief), Andrzej BALIŃSKI (Assistant Editor), Andrzej BIAŁOBRZESKI, Zbigniew GÓRNY, Stanisława KLUSKA-NAWARECKA,

Natalia SOBCZAK, Józef Szczepan SUCHY, Joanna MADEJ (Secretary), Krystyna RABCZAK (Secretary on-line version)

SCIENTIFIC COMMITTEE:

Rajiv ASTHANA (USA), Józef DAŃKO, Ludmil DRENCHEV (Bulgaria), Natalya FROUMIN (Israel), Edward GUZIK, Marek HETMAŃCZYK, Mariusz HOLTZER,

Werner HUFENBACH (Germany), Jolanta JANCZAK-RUSCH (Switzerland), Olga LOGINOVA (Ukraine), Enrique LOUIS (Spain), Luis Filipe MALHEIROS (Portugal),

Tadeusz MIKULCZYŃSKI, Sergei MILEIKO (Russia), Kiyoshi NOGI (Japan), Władysław ORŁOWICZ, Alberto PASSERONE (Italy), Stanisław PIETROWSKI,

Wojciech PRZETAKIEWICZ, Pradeep Kumar ROHATGI (USA), Sudipta SEAL (USA), Jan SZAJNAR, Michał SZWEYCER, Roman WRONA, Paweł ZIĘBA

Graphic Design: ENTER GRAF, Kraków

Computer Typesetting: Patrycja Rumińska

Proofreading: Marta Konieczna

EDITORIAL OFFICE:

”Transactions of Foundry Research Institute” 30-418 Cracow, 73 Zakopianska Street

tel. +48 (12) 261-83-81, fax +48 (12) 266-08-70 http://www.iod.krakow.pl

e-mail: [email protected]

© Copyright by Instytut Odlewnictwa

Nopartofthispublicationmaybereproducedordistributedwithoutthewrittenpermission ofthecopyrightholder

PrintedinPoland

ISSN 1899-2439

5


Tom XLIX Rok 2009 Zeszyt 2

5

OKREŚLENIE PRZEWODNOŚCI CIEPLNEJ WYBRANYCH GATUNKÓW ŻELIWA SFEROIDALNEGO ZA POMOCĄ POMIARU

PRZEWODNICTWA TEMPERATUROWEGO METODĄ LASER-FLASH

DETERMINATION OF THERMAL CONDUCTIVITY OF SELECTED TYPES OF DUCTILE IRON (SPHEROIDAL GRAPHITE/CAST IRON) BY MEANS OF THERMAL DIFFUSIVITY MEASUREMENTS WITH

LASER-FLASH METHOD

Andrzej Gazda, Marta Homa

Instytut Odlewnictwa, Centrum Badań Wysokotemperaturowych, ul. Zakopiańska 73, 30-418 Kraków

StreszczenieW pracy przedstawiono wyniki pomiarów przewodnictwa temperaturowego w funkcji temperatu-ry dla dwóch gatunków żeliwa sferoidalnego przy zastosowaniu jednego z najnowocześniejszych zestawów aparaturowych LFA 427 (Laser Flash Apparatus) firmy Netzsch. Do pomiaru ciepła wła-ściwego cp(T) i gęstości ρ(T) wykorzystano metody dynamicznej analizy termicznej – różnicową kalorymetrię skaningową DSC i technikę dylatometryczną, co pozwoliło na obliczenie współczynni-ków przewodzenia ciepła λ(T) za pomocą oprogramowania Netzsch LFA Analysis. Zaobserwowano zmiany nachylenia krzywej zależności przewodnictwa temperaturowego od temperatury oraz gwał-towną zmianę przebiegu przewodności cieplnej λ(T) wywołaną przez efekt cieplny, zarejestrowany na krzywej Cp(T). Pozwoliło to na identyfikację procesu dekompozycji struktury ausferrytycznej, polegającego na rozpadzie wysokowęglowego austenitu w żeliwie ADI w temperaturze ok. 400°C.

Słowa kluczowe: przewodnictwo temperaturowe, przewodność cieplna, ciepło właściwe, metoda laserowa LF, żeliwo ADI

AbstractThis paper presents the results of measurements of thermal conductivity coefficient as a function of temperature for two species of spheroidal cast iron by using one of the most modern experimental sets LFA 427 (Laser Flash Apparatus) produced by Netzsch Company. In order to measure the spe-cific heat cp(T) and density р(T), two methods of dynamic thermal analysis were used – differential scanning calorimetric DSC and dilatometric technique. Based on results of these measurements the coefficients of thermal conductivity were calculated with the use of Netzsch LFA Analysis so-ftware. Changes of slope of thermal diffusivity coefficient curvilinear dependence on temperature were observed, as well as rapid change on thermal conductivity λ(T) caused by thermal effect registered on cp(T) dependence. These observations allowed to identify decomposition process of ausferrite, caused from the disintegration of high-carbon retained austenite in ADI cast iron at approximately 400°C.

Keywords: thermal diffusivity, heat conductivity, specific heat, laser flash method (LFM), austempe-red ductile iron (ADI)

6

Prace IO 2/2009

1. WstępPrzewodnictwo cieplne to zdolność substancji do przewodzenia ciepła w warun-

kach stacjonarnych natomiast przewodnictwo temperaturowe jest parametrem opisują-cym szybkość zmian temperatury substancji w warunkach niestacjonarnych. Wskaźniki te należą do grupy intensywnych parametrów termodynamicznych charakteryzujących właściwości termofizyczne materiałów. Parametry te są czułe na strukturę i morfologię materiału oraz zależą od zawartości pierwiastków stopowych, a analiza ich w kontek-ście procesów kształtowania struktury fazowej może znaleźć szerokie zastosowanie w pracach z zakresu inżynierii materiałowej [1, 2]. Przebieg temperaturowy tych parame-trów wpływa na możliwości wykorzystania danego materiału konstrukcyjnego pod kątem różnych zastosowań przemysłowych, tj. do projektowania takich wyrobów jak chłodnice, piece, materiały izolacyjne, tarcze hamulcowe, bloki cylindrów, tłoki itp.

Osobnym i szczególnym zagadnieniem jest wykorzystanie tych parametrów w pro-cesach odlewniczych. W procesach tych znajomość różnic w przewodnictwie cieplnym materiałów formierskich i odlewanych stopów decyduje o jakości gotowych wyrobów (strukturze wewnętrznej), natomiast struktura wewnętrzna odlewanego materiału ma wpływ na właściwości mechaniczne.

W rozwijających się ostatnio badaniach nad projektowaniem technologii wykonywa-nia odlewów, znaczący udział mają prace poświęcone symulacji pola temperatury odle-wów w procesie krzepnięcia i stygnięcia metalu w formie. Symulacja cyfrowa oparta jest na modelach (przybliżonych rozwiązaniach równania cieplnego Fouriera). Użytkowym celem tych badań jest oszczędność materiału i energii, zmniejszenie liczby braków i pod-wyższenie jakości odlewów oraz uzyskanie możliwości sterowania rozwojem struktury stopów przez sterowanie procesem studzenia.

Określenie pola temperatury w metalu i formie podczas krzepnięcia i stygnięcia wymaga dobrej znajomości temperaturowych zależności właściwości termofizycznych, takich jak ciepło właściwe, gęstość i przewodność cieplna materiałów. Parametry te wy-znaczone są zazwyczaj dla wybranych materiałów i zamieszczone w tablicach lub w postaci baz danych programów symulacyjnych, takich jak np. program MAGMASOFT®. Powoduje to, że dostępne dane tylko w pewnym zakresie pokrywają obszar praktycznych zastosowań.

W zagadnieniach symulacji procesów krzepnięcia i stygnięcia stopów stosuje się ogólne równanie przewodzenia ciepła w ciele izotropowym z uwzględnieniem zależności λ(T) i założeniem istnienia wewnętrznego źródła ciepła qv w postaci:

(1)

Przyjmując, że w pewnym zakresie temperatury λ = const i zakładając brak wewnętrz-nych źródeł ciepła, uzyskuje się równanie liniowe w znanej postaci Fouriera:

(2)


tTcq

zT

zyT

yxT

x pv

a T Tt

acp

2

;

7

Prace IO 2/2009

(3)

a inne metody analizy termicznej (np. kalorymetryczna, dylatometryczna) pozwalają na precyzyjny pomiar ciepła właściwego i gęstości. Pierwsza część równania (2) ulega znacznemu uproszczeniu, gdy przewodzenie ciepła zachodzi w stanie ustalonym (stacjo-narnym), tzn. pole temperatury nie zmienia się w czasie.

Rozwiązanie, występującego często w praktyce, zagadnienia przewodzenia ciepła w warunkach niestacjonarnych (T=Y(t)), sprowadza się w tym przypadku do rozwiązania równania Fouriera przy założonych warunkach brzegowych.

W literaturze można znaleźć wiele metod wyznaczania przewodności cieplnej, lecz ograniczają się one głównie do stanu stacjonarnego, dlatego szczególnie interesujące wydają się metody impulsowe, ze względu na możliwość realizacji warunków brzego-wych, w których założenia matematyczne są słuszne. Metody impulsowe wymagają jed-nak bardzo precyzyjnych i szybkich pomiarów czasu i temperatury (czas trwania impulsu rzędu milisekund) oraz dobrze dobranych warunków geometrii pomiarowej.

Schemat metody impulsowej przedstawiono na rysunku 1. Ciepło przekazywane jest impulsowo, w krótkim czasie po czym bada się efekt

termiczny tego impulsu w pewnej odległości od źródła, w postaci zmiany temperatury w określonym punkcie badanej próbki.

a) b)

Rys. 1. Impulsowa metoda wyznaczania przewodnictwa temperaturowego: a) zasada działania, b) zmiana temperatury próbki w wyniku impulsu cieplnego

Określenie przewodnictwa cieplnego wybranych gatunków żeliwa sferoidalnego...

Fig. 1. An impulse method for the determination of: a) principle of operation, b) changes in sample temperature induced by the heat impulse effect

)()()()( TTcTaT p

8

Prace IO 2/2009

Pomijając szczegółowe wyprowadzenie zależności, ogólne rozwiązanie równania Fouriera dla ciała nieograniczonego i płaskiego źródła ciepła, powodującego jednokie-runkowy strumień cieplny w kierunku osi X ma postać:

(4)

gdzie: Q2 oznacza gęstość strumienia cieplnego [J/m2] działającego do czasu (t - τ) (czas trwa-nia impulsu) natomiast x oznacza grubość materiału. Zróżniczkowanie logarytmicznej formy tego równania i zastosowanie warunku maksimum funkcji daje wyrażenie

(5)

gdzie: tmax oznacza czas osiągnięcia równowagi termicznej w próbce poddanej działaniu impul-su cieplnego w odległości x = L.

Metoda oparta na powyższych relacjach jest stosowana w urządzeniach wykorzy-stujących jako źródło impulsu promień lasera lub lampę ksenonową. Metoda zakłada izotropię właściwości badanego materiału oraz warunki adiabatyczne wymiany ciepła w urządzeniu. Dla takich warunków wyprowadzono na podstawie wzoru (5) wyrażenie na przewodnictwo temperaturowe a

(6)

gdzie: tx oznacza czas osiągnięcia x maksymalnej temperatury (np. ½ oznacza osiągnięcie po-łowy maksymalnej temperatury).

Prezentowana praca przedstawia wyniki pomiarów przewodnictwa temperaturowe-go i wyznaczenia współczynników przewodzenia ciepła żeliwa sferoidalnego (wyjścio-wego) i żeliwa ADI (Austempered Ductile Iron) w funkcji temperatury z zastosowaniem zestawu aparaturowego LFA (Laser Flash Apparatus) 427 firmy Netzsch oraz danych z pomiarów dylatometrycznych i DSC.

W pracy wykazano, że wyznaczenie zależności przewodnictwa temperaturowego w funkcji temperatury pozwala na identyfikację procesu rozpadu struktury ausferrytycznej w żeliwie ADI, przy czym ze względu na wysoką czułość ciepła właściwego na różnice strukturalne identyfikacja ta, wyznaczona na podstawie zależności przewodności cieplnej od temperatury, jest znacznie dokładniejsza.


)(4

exp)(2

),(2

202 ta

xtac

QTtxTT

xx t

LKa2

0)(2

1)(4

12

2

ttax

tT

T;a x

t

2

2( )max

9

Prace IO 2/2009

2. Materiał do badańMateriałem wytypowanym do badań przewodnictwa temperaturowego były próbki

dwóch gatunków żeliwa sferoidalnego miedziowo-niklowego:żeliwo sferoidalne (oznaczenie 1_ZSF) - żeliwo o osnowie perlitycznej, gatunek -EN-GJS-700-2 wg normy PN-EN 1563:2000,żeliwo ADI (oznaczenie ADI_1_270) - żeliwo sferoidalne (1_ZSF) hartowane z prze- -mianą izotermiczną, gatunek EN-GJS-1400-1 wg normy PN-EN 1564:2000.Próbki do badań uzyskano z jednego stopu wyjściowego o składzie chemicznym

przedstawionym w tabeli 1.Tabela 1. Skład chemiczny stopu wyjściowego

Skład chemiczny badanego żeliwa sferoidalnego, % wag.

C Si Mn Mg Cu Ni

3,40 2,45 0,28 0,05 0,51 1,02

Żeliwo ADI wykorzystane w badaniach otrzymano poprzez klasyczną obróbkę ciepl-ną polegającą na austenityzowaniu wyciętych do badań próbek żeliwa sferoidalnego w temperaturze 900°C przez 60 minut i hartowaniu z przemianą izotermiczną w kąpieli solnej o temperaturze 270°C przez 60 minut.

Obserwacje mikroskopowe zgładów próbek żeliwa sferoidalnego oraz żeliwa ADI wykonano z zastosowaniem mikroskopu świetlnego typu Neophot 32 (rys. 2–4).

Mikrostruktura żeliwa ADI składa się z grafitu kulkowego oraz osnowy, będącej za-zwyczaj mieszaniną ferrytu i austenitu, zwanej ausferrytem (rys. 4). Ferryt iglasty powsta-je podczas przemiany izotermicznej austenitu w temperaturowym zakresie tworzenia bainitu. Przemiana bainityczna w żeliwie sferoidalnym przebiega wolniej niż w stalach, a wysoka zawartość krzemu zapobiega tworzeniu się węglików.

Rys. 2. Mikrostruktura zgładu nietrawionego próbki żeliwa sferoidalnego o strukturze grafitu VA5-80% VIA6-20% (powiększenie 100x)


Fig. 2. Microstructure in unetched section of ductile iron specimen with VA5-80% VIA6-20% graphite structure (100x)

100 μm

Table 1. Chemical composition of base alloy

10

Prace IO 2/2009

Rys. 3. Mikrostruktura zgładu próbki żeliwa sferoidalnego trawionego Mi1Fe o strukturze osnowy Pf1-P92 (powiększenie 100x)

Rys. 4. Mikrostruktura zgładu próbki żeliwa ADI otrzymanego na drodze obróbki cieplnej w temperaturze 270°C w czasie 60 minut (trawienie roztworem 10% K2S2O5) o strukturze osnowy

ferryt iglasty + austenit szczątkowy (powiększenie 1000x)

3. Metodyka badań3.1. Opis aparatury

Do wykonania pomiarów wykorzystano zakupione przez Instytut Odlewnictwa, dzię-ki dotacji aparaturowej na działalność statutową (decyzja Nr 425/E-141/S/2007-2), urzą-dzenie typu laser-flash LFA 427/4/G firmy Netzsch, służące do badań przewodnictwa temperaturowego metali i stopów w stanie stałym i ciekłym, materiałów ceramicznych oraz materiałów proszkowych.

Zastosowana technika impulsowa pozwala na pomiar przewodnictwa tempera-


Fig. 3. Microstructure in Mi1Fe etched section of ductile iron specimen with Pf1-P92 matrix structure (100x)

Fig. 4. Microstructure in ADI specimen section obtained by heat treatment at 270°C for the time of 60 minutes (etched with 10% K2S2O5 solution) characterised by the matrix structure composed of

acicular ferrite + residual austenite (1000x)

100 μm

100 μm

11

Prace IO 2/2009

turowego a w zakresie 0,001–10 m2/s, w przedziale temperatury 20–1500°C. Metody korekcji strat cieplnych pozwalają obecnie na określenie również dla takich materiałów, jak: materiały w stanie ciekłym, kompozyty o dużej dyspersji, cienkie warstwy, materiały wielowarstwowe, a także przewodnictwo pomiędzy warstwami (np. metal/forma).

Pomiar przewodnictwa temperaturowego jest możliwy z dokładnością 3%, a wyzna-czenie przewodności cieplnej z udokumentowaną dokładnością 5% w całym zakresie pomiarowym. Urządzenie składa się z kilku podstawowych modułów.

Część robocza (jednostka bazowa) pozwala na bezpieczną pracę w warunkach od-działywania promieniowania lasera i składa się z pieca wysokotemperaturowego umoż-liwiającego pracę w temperaturze min. 1500°C oraz o konstrukcji umożliwiającej utrzy-manie wysokiej próżni (ciśnienie poniżej 5·10-5 mbar), nośnika próbek z termoelementem pomiarowym typu S, lasera neodymowego Nd:YAG wysokiej mocy i o długości fali 1064 nm, chłodzonego LN2, detektora InSb oraz oprzyrządowania realizującego funkcje technicznego przygotowania pomiaru, wytwarzania i utrzymania próżni, cyrkulacji żąda-nej atmosfery gazowej, chłodzenia pieca itd.

Część kontrolno-pomiarowa składa się z układu akwizycji danych, układu kontroli temperatury i mocy grzewczej, układów zabezpieczających, transformatora i obudowy systemu.

Oprogramowanie umożliwia kontrolę urządzenia: ustawienie parametrów pomiaro-wych, kontrolę przebiegu pomiaru, akwizycję danych i obróbkę danych pomiarowych. 32 bitowe, przyjazne dla użytkownika oprogramowanie działa w systemie Windows. Umożliwia obróbkę, analizę i eksport danych w postaci cyfrowej i graficznej. Oprogramo-wanie do analizy zawiera standardowe modele matematyczne służące do opracowania sygnałów pomiarowych i modele strat radiacyjnych oparte na nieliniowej regresji i ulep-szonym modelu Cape-Lehmana. Oprogramowanie urządzenia zawiera model dla mate-riałów wielowarstwowych (do trzech warstw) oraz dodatkowy moduł wyznaczenia ciepła właściwego metodą porównawczą realizowaną w urządzeniu.

Metoda pomiaru przewodnictwa temperaturowego w urządzeniu Netzsh LFA 427 polega na ogrzaniu płaskiej powierzchni próbki w kształcie dysku krótkim impulsem lase-rowym, w wyniku czego na przeciwległej powierzchni próbki następuje wzrost tempera-tury, mierzony w funkcji czasu za pomocą detektora podczerwieni (IR). Zmierzony sygnał po czasie połowicznego wzrostu temperatury t0,5 pozwala na wyznaczenie przewodnictwa temperaturowego zgodnie z równaniem (6).

Współczynniki przewodzenia ciepła λ(T) obliczane są na podstawie wzoru (3). Dokładność pomiarowa, która musi uwzględnić błędy określenia pozostałych wielkości termofizycznych zazwyczaj nie jest gorsza od dokładności tzw. „bezpośrednich” metod wyznaczania λ, polegających na obliczeniu tej wielkości na podstawie pomiaru strumie-nia cieplnego (poprzez gradienty temperatury) i parametrów geometrycznych próbki przy założeniu warunków stanu stacjonarnego.

Fotografię urządzenie LFA 427 wraz ze schematem konstrukcji (elementy układu pomiarowego (tj. próbka, uchwyt, kapturek, przykrywka), na który nasuwany jest piec zestawu LFA 427 przedstawiono na rysunkach 5–6.


12

Prace IO 2/2009

Rys. 5a. Zestaw aparaturowy typu LFA 427 służący do badań przewodnictwa tempe-raturowego stałych i ciekłych metali, stopów, materiałów ceramicznych oraz proszków,

na którym zrealizowane były badania żeliwa sferoidalnego miedziowo-niklowego

Rys. 5b. Schemat konstrukcji zestawu aparaturowego typu LFA 427


Fig. 5a. LFA 427 apparatus for the determination of thermal diffusivity in solid and liquid metals and alloys, and in ceramic materials and powders; the apparatus has been used in investigations of

copper-nickel ductile iron

Fig. 5b. Schematic layout of the LFA 427 apparatus

13

Prace IO 2/2009

a) b)

Rys. 6. Układ pomiarowy urządzenia LFA 427: (a) widok ogólny układu pomiarowego wraz z poszczególnymi elementami (próbka, uchwyt, przykrywka), b) schemat konstrukcji oraz kolejność

umieszczenia poszczególnych elementów składowych

3.2. Przygotowanie próbek żeliwa do badańDo wyznaczenia przewodnictwa temperaturowego zastosowano próbki o wymia-

rach 10 × 10 × 2,5 mm. Próbki po oczyszczeniu w alkoholu etylowym, w płuczce ultradź-więkowej, pokryto cienką warstwą grafitu w celu wyeliminowania zjawiska radiacyjnego rozpraszania ciepła.

Badania wykonano w zakresie temperatury od 20 do 600°C, w próżni rzędu 10-5 mbar. Pomiary przeprowadzono w trybie izotermicznym, skokowo zwiększając tem-peraturę pomiaru co 50°C, a dla każdego punktu temperaturowego wykonano trzy pomia-ry laserowe (tzw. strzały).

4. Pomiar współczynnika przewodnictwa temperaturowegoWidok karty programu analizującego Netzsch LFA Analysis przedstawiono na

rysunku 7. Górne prawe pole przedstawia wykres zmierzonych wartości natomiast lewe wyniki pomiaru dla wybranego punktu pomiarowego. W dolnej lewej części ekranu wi-doczny jest trwający 0,8 ms impuls lasera natomiast w prawej dolnej części zmierzony efekt zmiany temperatury powierzchni próbki (sygnał detektora w funkcji czasu).


Fig. 6. Measuring system of the LFA 427 apparatus: (a) general view of the measuring system with individual elements (specimen, holder, cover), b) schematic layout of the system and the sequence

of placing individual components

14

Prace IO 2/2009

Rys. 7. Karta programu Netzsch LFA Analysis 4.8.5 służącego do obróbki, analizy i eksportu danych pomiarowych uzyskanych za pomocą urządzenia LFA 427

Wyniki pomiarów przewodnictwa temperaturowego badanych próbek żeliwa sfero-idalnego i żeliwa sferoidalnego ausferrytycznego przedstawiono na rysunku 8. Przebiegi zależności potwierdzają czułość tej wielkości termofizycznej - w szczególności na struk-turę osnowy metalowej (przy ustalonej kulkowej morfologii grafitu).

Rys. 8. Wykres przebiegu zmian przewodnictwa temperaturowego w funkcji temperatury badanych gatunków żeliwa sferoidalnego miedziowo-niklowego


Fig. 7. Card of a Netzsch LFA Analysis 4.8.5 program for processing, analysis and export of measuring data from the LFA 427 apparatus

Fig. 8. Changes of thermal diffusivity plotted in function of temperature for the examined grades of copper-nickel ductile iron

15

Prace IO 2/2009

Z przedstawionego na rysunku 8 wykresu widać, że w temperaturze około 400°C następuje zmiana nachylenia krzywej, co sygnalizuje początek procesu rozpadu struk-tury ausferrytycznej, prowadzącego do całkowitego zaniku austenitu wysokowęglowego i pokrycia się krzywych wyznaczonych dla obu gatunków żeliwa sferoidalnego.

5. Wyznaczenie współczynnika przewodzenia ciepłaOprogramowanie urządzenia LFA 427 umożliwia obliczenie wartości przewod-

ności cieplnej (λ) zgodnie z zależnością (3) na podstawie zmierzonych wartości prze-wodnictwa temperaturowego. Należy wprowadzić do zbioru właściwości materiało-wych badanego tworzywa pliki (tablice) wartości ciepła właściwego [T, cp(T)] i gęstości [T, ρ(T)]. Dane te mogą pochodzić z dostępnych baz danych lub tablic właściwości termo-fizycznych materiałów o zbliżonych do badanego właściwościach lub mogą być wyzna-czone eksperymentalnie jak to ma miejsce w niniejszej pracy (rys. 9–10).

Zmiany gęstości są automatycznie przeliczane w programie na podstawie wprowa-dzonych danych dylatometrycznych czyli względnej zmiany wymiarowej ΔL/L (T) i gęsto-ści materiału w temperaturze otoczenia ρo, zgodnie z zależnością

(7)

Dane dylatometryczne badanych materiałów zostały wyznaczone za pomocą dy-latometru Linseis L75 i zaczerpnięte z bazy danych termofizycznych DATERM, opraco-wanej w ramach projektu badawczego zamawianego Nr PBZ-KBN-114/T08/2004 [3]. Na rysunku 8 przedstawiono przykładowy widok ekranu bazy danych DATERM, gdzie dane te zostały zgromadzone, prezentując przebieg zmian wymiarowych badanego żeliwa sfe-roidalnego (1_ZSF) wraz z opisem warunków pomiarowych i dodatkowymi charaktery-stykami.

Rys. 9. Rozszerzalność liniowa badanego żeliwa sferoidalnego miedziowo-niklowego (widok ekranu bazy DATERM)


Fig. 9. Linear expansion of the examined copper-nickel ductile iron (a screenshot of DATERM database)

)/31( LLo

16

Prace IO 2/2009

Ciepło właściwe badanego materiału zostało wyznaczone za pomocą różnicowego kalorymetru skaningowego Netzsch DSC 404C. Przykładowy widok ekranu bazy danych DATERM prezentujący przebieg ciepła właściwego zmierzonego dla badanego żeliwa ADI (ADI_1_270) wraz z opisem warunków pomiarowych i dodatkowymi charakterysty-kami pokazano na rysunku 10.

Rys. 10. Ciepło właściwe badanego miedziowo-niklowego żeliwa ADI (widok ekranu bazy DATERM)

Wykres zależności przewodności cieplnej od temperatury dla obu badanych gatun-ków żeliwa sferoidalnego przedstawiono na rysunku 11.

Rys. 11. Przebieg zmian współczynnika przewodzenia ciepła badanych gatunków żeliwa sferoidalnego miedziowo-niklowego


Fig. 10. Specific heat of the examined copper-nickel ADI iron (a screenshot of DATERM database)

Fig. 11. Changes of heat conductivity in the examined copper-nickel ductile iron grades

17

Prace IO 2/2009

Analiza wykresu wykazuje, że w temperaturze około 400°C można zaobserwować gwałtowną (pik) zmianę przebiegu λ(T) dla żeliwa ADI, która jest wynikiem wystąpienia efektu cieplnego zarejestrowanego na krzywej cp(T) (rys. 10). Ten egzotermiczny efekt cieplny występujący na krzywych DSC, jest powszechnie uważany [4, 5] za efekt rozpa-dustruktury ausferrytycznej w wyniku zachodzenia przemian fazowych, charakteryzują-cych procesy wydzieleniowe prowadzące do rozpadu składnika struktury ausferrytycznej - austenitu nasyconego węglem na ferryt i cementyt, według reakcji:

γs(C) → α + Fe3C (lub ε)

W zakresie od 400 do 500°C następuje zatem dla żeliwa ADI proces rozpadu struk-tury ausferrytycznej i całkowity zanik austenitu wysokowęglowego, co znajduje swoje odbicie w przebiegu wyznaczonych w pracy właściwości termofizycznych - na krzywej λ(T) (rys.11) i w mniejszym stopniu, na eksperymentalnej krzywej a(T) (rys. 8).

6. WnioskiNa podstawie przeprowadzonych badań można wysunąć następujące wnioski:

Struktura ausferrytyczna wykazuje około 20% niższe wartości współczynnika prze-1. wodnictwa temperaturowego a dla ausferrytu niż dla perlitu przy zachowaniu stałej morfologii grafitu (postać kulkowa).Struktura ausferrytyczna wykazuje około 10% niższe wartości współczynnika prze-2. wodzenia ciepła λ dla ausferrytu niż dla perlitu przy zachowaniu stałej morfologii grafitu (postać kulkowa).Wyznaczenie zależności przewodnictwa temperaturowego w funkcji temperatury 3. pozwala na identyfikację procesu rozpadu struktury ausferrytycznej w żeliwie ADI, przy czym ze względu na wysoką czułość ciepła właściwego na różnice strukturalne; identyfikacja ta w oparciu o zależność przewodności cieplnej od temperatury jest jeszcze bardziej efektywna.Niskie wartości przewodnictwa temperaturowego i przewodności cieplnej są zgodne 4. z danymi literaturowymi dla żeliwa z grafitem kulkowym [1].Badania przewodnictwa temperaturowego wskazują na niezwykle szerokie możliwo-5. ści tej metody badawczej, szczególnie w zakresie analizy strukturalnej materiałów stosowanych w odlewnictwie, jak i komputerowej symulacji procesów krzepnięcia i studzenia stopów odlewniczych.


PodziękowaniaPracę wykonano w ramach działalności statutowej Instytutu Odlewnictwa pt: „Opra-

cowanie metodyki badań i przewodnictwa cieplnego wybranych materiałów odlewni-czych" (zlec. 8019/00).

18

Prace IO 2/2009

LiteraturaHolmgren D.: Review of thermal conductivity of cast iron, International Journal Cast Metal 1. Research 18 [6], (2005), pp. 331–345Holmgren D., Svensson I.L.: Thermal conductivity-structure relationships in grey cast iron, 2. International Journal Cast Metal Research 18 [6], (2005), pp. 321–330Gazda A., Madej M.: Kompleksowa baza danych właściwości termofizycznych metali, stopów 3. oraz materiałów formierskich i ceramicznych, w: Innowacje w odlewnictwie. Cz. II, Instytut Odlewnictwa, Kraków, 2008, s. 357–367, ISBN 978-83-88770-35-7Baricco M., Franzosi G., Nada R., Battezzati L.: Thermal effects due to tempering of austenite 4. and martensite in austempered ductile irons, Material Science and Technology, 15 [6], (1999), pp. 643–646Perez M.J., Cisneros M.M., Lopez H.F., Calderon H.A., Valdes E.: Microstructural evolution 5. in austempered ductile iron during non-isothermal annealing, International Journal Cast Metal Research 16 [1-3], (2003), pp. 203–206


Recenzent: prof. dr hab. inż. Marek Hetmańczyk

19



43

WPŁYW OBRÓBKI CIEPLNEJ NA STRUKTURĘ I WŁAŚCIWOŚCI BRĄZU ALUMINIOWO-NIKLOWEGO

Andrzej Gazda, Zbigniew Górny, Stanisława Kluska-Nawarecka, Krzysztof Saja, Małgorzata Warmuzek, Jacek Wodnicki, Robert Żuczek

Streszczenie

Badano wpływ obróbki cieplnej na strukturę i właściwości mechaniczne stopu B1044 (CuAl10Fe4Ni4). Zawartość aluminium, żelaza i niklu powoduje występowanie struktury stopu badanego w układzie granicznym między obszarami α + α2 + β’ oraz β’ + β1' + α2 i obecnością fazy γ2 z przemiany eutektoidalnej, co odbija się na właściwościach mechanicznych. Stosowa-no przed hartowaniem nagrzewanie (przesycanie) przez 2 h w 950°C i wariantowe chłodzenie: w wodzie, oleju i na powietrzu. Ponadto część próbek hartowanych starzono w temperatu-rze 500 lub 700°C przez 6 h z wariantowym chłodzeniem z piecem i na powietrzu. Uzyskano interesujące właściwości mechaniczne, tak wytrzymałościowe (Rm, R0,2) jak i plastyczne (A, Z). W badaniach w stanie stałym posłużono się dylatometrem i kalorymetrem różnicowym.

Słowa kluczowe: brąz, obróbka cieplna, właściwości mechaniczne, struktura

Instytut Odlewnictwa, ul. Zakopiańska 73, 30-418 Kraków

19

EFFECT OF HEAT TREATMENT ON STRUCTURE AND PROPERTIES OF ALUMINIUM-NICKEL BRONZE

Abstract

The effect of heat treatment on structure and mechanical properties of B1044 (CuAl10Fe4Ni4) alloy was investigated. In the examined alloy, the content of aluminium, iron and nickel results in the formation of structure comprised in a boundary system between the regions of α + α2 + β’ and β’ + β1’ + α2 with the presence of γ2 phase formed due to eutectoid transfomation, affecting the level of mechanical properties. Before quenching, the specimens were preheated (solutioning heat treatment) for 2 h at 950°C, and different variants of cooling in water, oil and air were applied next. Some quenched specimens were also subjected to ageing from 500 or 700°C after 6 h he-ating and cooling with furnace and in the air. Very interesting results were obtained regarding both mechanical (Rm, R0,2) and plastic (A, Z) properties. Tests in the solid state were carried out using a dilatometer and differential calorimeter.

Keywords: bronze, heat treatment, mechanical properties, structure

20

Prace IO 2/2009

Wprowadzenie Brązy aluminiowe należą do bardzo atrakcyjnych stopów miedzi, które obok dużej

odporności na korozję, erozję i kawitację cechują się znakomitymi właściwościami wy-trzymałościowymi i plastycznością, już w stanie lanym. Dlatego interesującym wydaje się sięgnięcie do normalnych metod dalszego polepszania właściwości wytrzymałościo-wych poprzez obróbkę cieplną. Przedmiotem badań stał się brąz aluminiowo-niklowy CuAl10Fe4Ni4. Gąski tego stopu pochodziły z dostaw Prasowni i Rafinerii Metali Hutmen SA we Wrocławiu; miały następujący skład (% wag.):

oraz tlen z 3 pomiarów 0,015; 0,025 i 0,016% wag.

W stosunku do wymagań normy PN-EN 1982 (9,0–11,0% Al, 3,5–5,5% Fe i 3,5–5,5% Ni) stop wyjściowy cechował się relatywnie niską (ale zgodną z normą) za-wartością niklu. Natomiast ocena składu chemicznego dokonana na wybranych próbkach i umieszczona w tabeli 2 pokazuje niską zawartość aluminium (8,8–9,7%) i niklu (2,60–2,90%), a więc przeważnie o zawartościach pozanormatywnych.

Rys. 1. Skorygowany wykres równowagi fazowej układu Cu-Al dla stopów bogatych w miedź [10]

Przyjęto wartości ekwiwaletne dla aluminium: żelaza [8] i niklu [9], odpowiednio: 1% Fe = 0,15% Al i 1% Ni = 0,22% Al. Stop badany po wytopieniu zawiera 8,8–9,7% Al, 3,50–4,0% Fe, 2,6–2,9% Ni, a więc zawartość ekwiwaletną aluminium 9,9–10,94% Al i takie zawartości aluminium naniesiono na wykresie równowagi fazowej (rys. 1) [10]. Odpowiadają one zawartości faz: α + α2 lub ewentualnie β’ + α2. Tabela 3 podaje parame-try faz układu Cu-Al.

Al Fe Ni Zn Sn Pb Mn Si P Sb Bi As Mg S Cu

10,04 4,98 3,59 0,07 0,001 0,02 0,21 0,02 0,01 0,01 0,001 0,006 0,005 0,005 reszta


Fig. 1. Adjusted Cu-Al phase equilibrium diagram for copper-rich alloys [10]

Tabela 1. Skład chemiczny gąsek, % wag.Table 1. The chemical composition of ingots, wt. %

21

Prace IO 2/2009

Oznaczenie próbki

Skład chemiczny brązu aluminiowo - żelazowo - niklowego CuAl10Fe4Ni4 (BA 1044) w poszczególnych próbkach, % wag.

Al Si Mn Fe Mg Ni Zn O

A8 9,7 0,02 0,22 3,80pow.0,02

2,80 0,06 0,0105

B2 8,8 0,03 0,20 3,75pow.0,02

2,75 0,06 0,0097

B10 9,3 0,03 0,22 4,00pow.0,02

2,90 0,06 0,0090

C6 9,7 0,025 0,21 3,50pow.0,02

2,70 0,09 0,0093

C14 9,5 0,03 0,22 3,90pow.0,02

2,80 0,08 0,0090

D1 9,2 0,03 0,20 3,50pow.0,02

2,70 0,07 0,0070

D12 9,2 0,03 0,22 3,60pow.0,02

2,60 0,06 0,0085

Faza Typ struktury a, Å b, Å c, Å Uwagi

αsześcienna płasko-centryczna

nieregularna A13,61-3,60 - - 0–9% Al

temperatura otoczenia

α2

sześcienna płasko-centryczna regularna

3,678 - - 10,8–11,6% Al

βsześcienna przestrzennie-

centryczna, nieregularna A2

2,917 - - 12,5% Al

2,95 - - 11,3% Al (672oC)

β’ sześcienna regularna DO3 5,84 11,9% Al (350oC)

β1

sześcienna płasko-centryczna, nieregularna A1

- - - ≤11% Al

ortorombowa nieregularna 4,494 5,194 19,10 martenzytyczna z wadami

β1'tetragonalna regularna 3,676 7,352 11,86% Al

ortorombowa regularna 4,494 5,194 38,19 martenzytyczna z błędami wewnętrznymi

γ’ ortorombowa regularna 4,51 5,20 4,22 13,6% Al martenzytsubtelnie bliźniaczy

γ2 romboedryczna mosiądzu γ 9,686 - - Cu9Al4

Tabela 2. Skład chemiczny brązu aluminiowego B1044 w poszczególnych próbkach

Tabela 3. Charakterystyka faz układu Cu-Al w sąsiedztwie Cu3Al [11]

Wpływ obróbki cieplnej na strukturę i właściwości brązu aluminiowo-niklowego

Table 2. Chemical composition of B1044 aluminium bronze in individual samples

Table 3. Characteristics of phases present in Cu-Al system near Cu3Al [11]

22

Prace IO 2/2009

W przypadku układów nierównowagowych możliwa jest również faza β1 o sieci pła-sko-centrycznej nieregularnej A1 lub ortorombowej nieregularnej martenzytycznej z wa-dami, jak również faza β1' o sieci tetragonalnej regularnej i ortorombowej martenzytycznej z błędami wewnętrznymi. Ponadto spotkać można składowe rozpadu eutektoidalnego γ’ - ortorombową regularną z martenzytem subtelnie bliźniaczym oraz γ2 - romboedryczną fazą mosiądzu γ, o składzie stechiometrycznym Cu9Al4 [11].

Rys. 2. Wpływ niklu na strukturę stopu CuAlNiFe przy dodatkach: a) 4% Ni i 4% Fe; b) 4% Ni i 6% Fe; c) 5% Ni i 5% Fe; d) 6% Ni i 4% Fe; e) 6% Ni i 6% Fe; f) bez Ni i Fe [4]

Ponadto istotnym składnikiem struktury stopów zawierających dodatki żelaza i niklu, są fazy bogate w Fe (oraz Ni) określane ogólnie jako fazy K. W opracowaniach literaturo-wych wyróżnia się fazy K1 do K3 [12] lub nawet K1 do K5 [13].

Równoczesny wpływ żelaza i niklu na stopy Cu-Al pokazuje rysunek 2 [14]; jest to dawny zapis równowagi strukturalnej.


Fig. 2. Nickel effect on the structure of CuAlNiFe alloy containing: a) 4% Ni and 4% Fe; b) 4% Ni and 6% Fe; c) 5% Ni and 5% Fe; d) 6% Ni and 4% Fe; e) 6% Ni and 6% Fe; f) without Ni and

Fe [4]

23

Prace IO 2/2009

1. Warunki prowadzonych badań

Skład chemiczny odlewanych próbek podanych w tabeli 1 określono na spektrome-trze emisyjnym GDS 850A (LECO).

Wytopy prowadzono w piecu indukcyjnym średniej częstotliwości RADYNE AMF 45/150 przy masie wsadu 50 kg, prowadząc podwójne odtlenianie: po roztopieniu i prze-grzaniu oraz po rafinacji gazowej i ewentualnym modyfikowaniu magnezem (50 g). Ra-finacje gazowe prowadzono barbotażowo, sprężonym azotem z butli przy nadciśnieniu 0,1–0,2 bara i stosowano pokrycie firmowe LONGAZ w 2 porcjach: 130 g na początku ze wsadem i drugą porcję (130 g) po stopieniu wsadu.

Temperatury początku zalewania poszczególnych wytopów wahały się w granicach 1250–1270°C.

Modyfikowano wytop dwuetapowo stosując modyfikowanie i domodyfikowanie: wy-top A - bez modyfikacji, wytop B 25 g + 10 g czyli 0,04 + 0,02% Ca, wytop C - 25 g + 13 g czyli 0,04 + 0,02% K oraz wytop D - 1300 g + 300 g CuB2 czyli 0,04 + 0,02% B.

Rys. 3. Odlew próbki do badań wytrzymałościowych

Odlewano próbki według modelu podanego na rysunku 3, a obróbkę cieplną badano na pręcie próbki (rys. 4); rysunek ten określa również sposób mocowania termopar do pomiaru temperatury. Rysunek 5 przedstawia próbkę do badań właściwości wytrzymało-ściowych wg PN-EN 10002-1. Koncepcje planu obróbki cieplnej podaje rysunek 6.


Fig. 3. Cast specimen for mechanical testing

24

Prace IO 2/2009

Rys. 4. Montaż termopar pomiarowych w próbkach

Rys. 6. Plan obróbki cieplnej

Nr próbki 15

do, mm 10

d, mm 12

m, mm 40

Lo, mm 50

Lc, mm 60

Lt, mm 150

Rys. 5. Próbka do badań wytrzymałości na rozciąganie (PN-EN 10002-1 AC-1)

Tem

pera

tura

t, °

C


Fig. 4. Assembly of measuring thermocouples in specimens

Fig. 5. Tensile specimen (PN-EN 10002-1 AC-1)

Fig. 6. Heat treatment history

25

Prace IO 2/2009 Wpływ obróbki cieplnej na strukturę i właściwości brązu aluminiowo-niklowego

Temperaturę zabiegów obróbki cieplnej mierzono za pomocą termopar Pt-PtRh produkcji Limatherm na wybranych próbkach, mocując termopary wewnątrz próbki (rys. 4). Na rysunku 7 przedstawiono przebieg zmian temperatury oraz prędkości tych zmian podczas hartowania w wodzie, na rysunku 8 - w oleju, a na rysunku 9 - na powie-trzu; natomiast na rysunkach 10–13 podano przebiegi temperatur podczas starzenia.

Rys. 7. Hartowanie próbek w wodzie (H1)

Rys. 8. Hartowanie próbek w oleju (H2)

Fig. 7. Water quenching of specimens (H1)

Fig. 8. Oil quenching of specimens (H2)

0

100

200

300

400

500

600

700

800

900

1000

0 50 100 150 200 250 300 350 400 450 500

Czas, [ s ]

Tem

pera

tura

pró

bki,

[ °C

]

0

10

20

30

40

50

60

Prdk

o z

mia

n te

mpe

ratu

ry, [

°C/s

]

Temperatura próbki Prędkość zmian temperatury

Pr dko rednia spadkutemperatury w zakresie

od 940°C do 100°Cwynosi: Vt = 3,82 [°C/s]

Krzywa hartowania próbki w wodzie (H1)

0,0

100,0

200,0

300,0

400,0

500,0

600,0

700,0

800,0

900,0

1000,0

0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 22 24

Czas, [ s ]

Tem

pera

trua

prób

ki, [

°C ]

0,0

20,0

40,0

60,0

80,0

100,0

120,0Temperatura próbki Prędkość zmian temperatury

Prdk

o z

mia

n te

mpe

ratu

ry [°

C/s

]


od 940 °C do 100 °Cwynosi: Vt = 70,19 [°C/s]

26

Prace IO 2/2009

Rys. 9. Hartowanie próbek na powietrzu (H3)

Rys. 10. Starzenie próbek w temperaturze 500°C z chłodzeniem z piecem (S1)

Tem

pera

tura

t, °

C


Fig. 9. Air quenching of specimens (H3)

Fig. 10. Specimen aged at 500°C and cooled with furnace (S1)

Starzenie w 500 °C z chłodzeniem z piecem (S2)

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550

0 10000 20000 30000 40000 50000 60000 70000 80000 90000 100000 110000

Czas, [ s ]

Tem

pera

tura

, [°C

]

Czas, s

0

100

200

300

400

500

600

700

800

900

1000

0 200 400 600 800 1000 1200 1400 1600 1800 2000 2200 2400 2600 2800 3000 3200

Czas, [ s ]

Tem

pera

tura

pró

bki,

[ °C

]

0

0,5

1

1,5

2

2,5

3

3,5

4

4,5

5

Prdk

o z

mia

n te

mpe

ratu

ry, [

°C/s

]

Temperatura próbki Prędkość zmian temperatury


od 940°C do 100°Cwynosi: Vt = 0,3 [°C/s]

27


Rys. 11. Starzenie próbek w temperaturze 500°C z chłodzeniem na powietrzu (S2)

Rys. 12. Starzenie próbek w temperaturze 700°C z chłodzeniem z piecem (S3)

Tem

pera

tura

t, °

CTe

mpe

ratu

ra t,

°C

Czas, s

Fig. 11. Specimen aged at 500°C and cooled in air (S2)

Fig. 12. Specimen aged at 700°C and cooled with furnace (S3)

Starzenie w 500 °C z chłodzeniem na powietrzu (S1)

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550

0 2500 5000 7500 10000 12500 15000 17500 20000 22500 25000 27500 30000 32500 35000 37500

Czas, [ s ]

Tem

pera

tura

, [°C

]

Starzenie w 700 °C z chłodzeniem z piecem (S4)

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550

600

650

700

750

0 10000 20000 30000 40000 50000 60000 70000 80000 90000 100000 110000 120000 130000 140000 150000 160000

Czas, [ s ]

Tem

pera

tura

, [°C

] .

Czas, s

28

Prace IO 2/2009

Rys. 13. Starzenie próbek w temperaturze 700°C z chłodzeniem na powietrzu (S4)

Warto zauważyć, że podczas hartowania w wodzie z temperatury 950°C po około 14 s prędkość zmian temperatury była maksymalna i wynosiła >100°C/s.

2. Badanie właściwości wytrzymałościowych i plastycznych

W tabeli 4 przedstawiono wyniki badań wytrzymałościowych i właściwości plastycz-ne; podano wszystkie uzyskane wyniki, podkreślając (przez wytłuszczenie) te, które au-torzy uznali za szczególnie interesujące.

W tabeli 5 zestawiono średnie wartości (skorygowane) właściwości wytrzyma-łościowych i plastycznych pod kątem oceny stosowanych wariantów obróbki cieplnej, a w tabeli 6 średnie właściwości z wytopów z różnowariantowym modyfikowaniem. Nato-miast rysunek 14 przedstawia uzyskane wyniki grupowane pod kątem różnowariantowej obróbki cieplnej.

Oznaczenie badanych próbek obejmuje: numer kolejny, rodzaj wytopu, sposób har-towania z 950°C i starzenia, np. 2AH1S1 oznacza próbkę 2 z wytopu niemodyfikowane-go A, hartowaną w wodzie i starzoną w 500°C z chłodzeniem z piecem.

Tem

pera

tura

t, °

C

Czas, s


Fig. 13. Specimen aged at 700°C and cooled in air (S4)

Starzeniew 700 °C z chłodzeniem na powietrzu (S3)

0

50

100

150

200

250

300

350

400

450

500

550

600

650

700

750

0 5000 10000 15000 20000 25000 30000 35000 40000

Czas, [ s ]

Tem

pera

tura

, [°C

] .

29


Oznaczenie próbki R0.2MPa

RmMPa

A%

Z%

2AH1S4 350,2 771 19.1 17,23AH1 295,5 867 - -4AH2S3 344,3 749 21,0 19,95AH2S4 3,32,7 749 17,2 19,26AH3S3 292,2 711 21,3 19,07AH3S4 277,6 719 17,8 17,28AH3 274,6 776 9,7 9,89AH1pS3 326,0 745 20,2 18,8

10AH1S2 319,2 828 6,2 9,811AH3S2 308,9 688 4,5 4,012AH1S1 376,6 866 5,9 7,813AH2 267,4 879 - -14AH2S2 342,7 859 - -16AH2S1 329,0 870 5,6 7,818AH3S1 314,8 687 4,0 4,91BH1S2 357,6 808 6,7 8,02BH1S4 365,4 779 21,1 19,73BH2S2 391,6 833 2,4 3,24BH3S2 329,6 632 2,6 3,05BH3S4 269,6 473 3,4 7,16BH2S4 355,4 776 20,0 17,2

7BH3S3 285,6 679 16,6 17,0

8BH2S3 344,5 580 4,2 7,89BH3 261,3 508 2,6 4,910BH1S3 353,9 742 18,4 17,611BH3S1p 329,9 561 2,6 2,612BH1S1 382,2 727 - -14BH2 354,6 744 18,4 19,015BH2S1 390,4 892 6,5 6,916BH1 280,6 831 1,6 0,41CH3S2 300,5 659 5,0 5,52CH1S2 314,9 809 6,0 6,13CH1S4 330,8 748 17,2 19,44CH2S2 352,9 779 4,3 6,35CH2S4 347,1 726 18,4 17,26CH3 231,6 741 10,6 5,68CH3S4 249,2 678 16,2 14,79CH2pS3p 307,3 708 13,9 16,3

Tabela 4. Wyniki badań stopu BA1044 obrabianego cieplnieTable 4. The results of tests carried out on BA1044 alloy in heat treated condition

30

Prace IO 2/2009

10CH1S3 323,2 711 16,4 13,0

11CH3pS1p 323,6 671 5,0 4,912CH1S1 353,5 780 3,8 6,713CH3S2 263,4 648 15,4 17,214CH2 266,0 828 2,0 2,815CH2S1 395,8 831 5.4 4,516CH1 218,6 826 2,5 0,41DH3S2 183,4 691 5,6 4,42DH1 287,8 848 2,1 2,83DH1S2 333,4 749 17,8 16,14DH2 266,4 872 - -5DH2S4 339,4 757 20,8 19,06DH3 288,8 787 11,6 9,98DH3S4 270,4 696 19,4 16,310DH1S3 313,9 706 14,9 15,611DH3pS3 262,2 664 17,5 16,3

12DH3S1 371,2 722 4,2 4,013DH2S3 328,8 694 12,2 12,614DH2S2 354,6 692 2,9 2,815DH2S1 378,9 809 5,9 5,316DH1S1 372,0 771 6,6 6,9

17DH3S1 244,0 602 5,0 4,0

Oznaczenie próbki R0.2MPa

RmMPa

A%

Z%

Tabela 5. Średnie wartości (skorygowane) właściwości wytrzymałościowych i plastycznych stopu BA1044 po wielowariantowej obróbce cieplnej

Rodzaj obróbki cieplnej

R0,2MPa

RmMPa

A%

Z% Uwagi

H1S1 371 786 5,4 7,1H1S2 331 799 9,2 10,0

H1S3 331 731 17,8 17,3 dobra plastyczność


H2S1 367 837 5,6 5,9 dobra wytrzymałość

H2S2 361 791 3,2 4,3


Tabela 4 c.d.Table 4 cntd.


Table 5. Mean (adjusted) values of mechanical and plastic properies of BA1044 alloy after multi-variant heat treatment

31

Prace IO 2/2009

Rm - dla hartowania w wodzie i przesycanie w różnych wariantach

866,0

828,0

745,0

779,0

727,0

749,0

706,0

748,0

786,0798,5

731,0

766,0

700,0

720,0

740,0

760,0

780,0

800,0

820,0

840,0

860,0

880,0

H1 S1 H1 S2 H1 S3 H1 S4


Wytr

zym

ało

ść R

m, [M

Pa]

Rp0,2 - dla hartowania w wodzie i przesycanie w różnych wariantach

382,2

357,6353,9

365,4

353,5

314,9 313,9

330,8

371,1

331,3 331,3

349,0

300,0

310,0

320,0

330,0

340,0

350,0

360,0

370,0

380,0

390,0

H1 S1 H1 S2 H1 S3 H1 S4


Wy

trzy

ma

łoś

ć R

p0

,2,

[MP

a]

A5 - dla hartowania w wodzie i przesycanie w różnych wariantach

6,6

17,8

20,221,1

3,8

6,0

14,9

17,2

5,4

9,2

17,819,1

0,0

5,0

10,0

15,0

20,0

25,0

H1 S1 H1 S2 H1 S3 H1 S4


Wy

dłu

żen

ie A

5,

[%]

Z - dla hartowania w wodzie i przesycanie w różnych wariantach

7,8

16,4

18,819,7

6,76,1

15,6

17,2

7,1

10,1

17,3

18,8

5,0

7,5

10,0

12,5

15,0

17,5

20,0

H1 S1 H1 S2 H1 S3 H1 S4


Prz

ew

ęże

nie

Z, [%

]

R m - dla hartowania w oleju i przesycanie w różnych wariantach

870,0 859,0

749,0 776,0

809,0

692,0

580,0

726,0

835,3

790,8

682,8

752,0

500,0

550,0

600,0

650,0

700,0

750,0

800,0

850,0

900,0

H2 S1 H2 S2 H2 S3 H2 S4 Rodzaj obróbki cieplnej

Wyt

rzym

ałoś

ć R

m, [

MP

a]

Rp0,2 - dla hartowania w oleju i przesycanie w różnych wariantach

392,8 391,6

344,5 355,4

280,0

342,7

307,3

332,7 345,2

360,5

331,2 343,7

250,0 265,0 280,0 295,0 310,0

340,0 355,0 370,0 385,0 400,0

H2 S1 H2 S2 H2 S3 H2 S4 Rodzaj obróbki cieplnej

Wyt

rzym

ałoś

ć R

p0,

2, [

MP

a]

a) b)

c) d)

e) f)

Tabela 5 c.d. Table 5 cntd.


H3S1 335 660 4,0 4,1H3S2 301 656 7,5 8,1


H3S4 266 698 17.7 16.1 dobra plastyczność


R0,2MPa

RmMPa

A%

Z% Uwagi


32

Prace IO 2/2009

A5 - dla hartowania w oleju i przesycanie w różnych wariantach

5,9

4,3

21,0 20,8

1,62,4

4,2

17,2

4,63,2

12,8

19,1

0,0

2,0

4,0

6,0

8,0

10,0

12,0

14,0

16,0

18,0

20,0

22,0

H2 S1 H2 S2 H2 S3 H2 S4


Wyd

łuże

nie

A5,

[%

]

Z - dla hartowania w oleju i przesycanie w różnych wariantach

7,86,8

19,919,2

0,4

2,8

7,8

17,2

4,5 4,3

14,2

18,2

0,0

2,0

4,0

6,0

8,0

10,0

12,0

14,0

16,0

18,0

20,0

22,0

H2 S1 H2 S2 H2 S3 H2 S4


Prz

ewęż

enie

Z, [

%]

Rm - dla hartowania na powietrzu i przesycanie w różnych wariantach

722,0

691,0711,0 719,0

561,0

632,0

659,0

473,0

660,3 664,8678,3

641,5

450,0

500,0

550,0

600,0

650,0

700,0

750,0

H3 S1 H3 S2 H3 S3 H3 S4


Wyt

rzym

ałoś

ć R

m, [

MP

a]

Rp0,2 - dla hartowania na powietrzu i przesycanie w różnych wariantach

371,2

329,6

300,5

277,6

314,8

183,4

262,2249,2

334,9

271,3285,1

266,7

150,0

200,0

250,0

300,0

350,0

400,0

H3 S1 H3 S2 H3 S3 H3 S4


Wyt

rzym

ało

ść R

p0,

2, [

MP

a]

A5 - dla hartowania na powietrzu i przesycanie w różnych wariantach

5,0

15,4

21,3

19,4

2,6 2,6

5,03,44,0

7,0

15,114,2

0,0

2,5

5,0

7,5

10,0

12,5

15,0

17,5

20,0

22,5

25,0

H3 S1 H3 S2 H3 S3 H3 S4


Wyd

łuże

nie

A5,

[%

]

Z - dla hartowania na powietrzu i przesycanie w różnych wariantach

19,0

3,0

5,5

4,1

14,513,8

17,2 17,2

4,9

2,6

7,17,2

0,0

2,5

5,0

7,5

10,0

12,5

15,0

17,5

20,0

H3 S1 H3 S2 H3 S3 H3 S4


Prz

ewęż

enie

Z, [

%]

g) h)

i) j)

k) l)

Rys. 14. Właściwości wytrzymałościowe i plastyczne stopu CuAl10Fe4Ni4 dla różnych wariantów obróbki cieplnej

a–d: hartowanie w wodzie (H1) i starzenie w różnych wariantach:S1 - w 500°C z chłodzeniem z piecemS2 - w 500°C z chłodzeniem na powietrzuS3 - w 700°C z chłodzeniem z piecemS4 - w 500°C z chłodzeniem na powietrzu


Fig. 14. Mechanical and plastic properies of CuAl10Fe4Ni4 alloy for different variants of heat treatment

33

Prace IO 2/2009

Tabela 6. Średnie właściwości z wytopów brązu B1044 z różnowariantowym modyfikowaniem (T5)

Rodzaj próbki R0,2MPa

RmMPa

A%

Z%

ABez modyfikacji 299 743 10,2 10,4

BModyfikacja Ca 337 704 8,4 9,9

CModyfikacja K 305 693 9,4 8,3

DModyfikacja CuB2

270 737 9,8 8,1

Komentując właściwości wytrzymałościowe (R0,2, Rm) i plastyczne (A, Z) pod kątem stosowanej obróbki cieplnej (rys. 14, tab. 4, 5) bardzo dobre właściwości plastyczne (po-wyżej 10%) przy korzystnych wytrzymałościowych (R0,2 > 300 MPa i Rm > 700 MPa) uzy-skano po hartowaniu w wodzie i starzeniu w temperaturze 700°C (próbki H1S3, H1S4) oraz po hartowaniu w oleju i starzeniu w temperaturze 700°C (H2S3 i H2S4), jak również po przeprowadzeniu chłodzenia z piecem lub na powietrzu i po starzeniu. Również do-bre właściwości plastyczne, przy dostatecznych wytrzymałościowych (Rm > 600 MPa), uzyskano stosując hartowanie na powietrzu i starzenie w temperaturze 700°C (H3S3 i H3S4).

Natomiast doskonałe właściwości wytrzymałościowe (Rm > 800 MPa), przy miernych plastycznych (A < 10%), uzyskano dla stopu hartowanego w oleju i starzonego w tempe-raturze 500°C z chłodzeniem z piecem (H2S1).

Rewelacyjne właściwości wytrzymałościowe Rm = 870 MPa, R0.2 = 329 MPa przy A = 5,6% i Z = 7,9% uzyskano dla stopu 16AH2S1 czyli niemodyfikowanego, hartowanego w oleju i starzonego w 500°C z chłodzeniem z piecem. Rekordową wartość Rm = 892 MPa przy praktycznie niewielkich właściwościach plastycznych (A = 6,5%, Z = 6,9%) uzyskał stop 15BH2S1 czyli hartowany w oleju bez późniejszego starzenia.

Porównując właściwości wytrzymałościowe (Rm, R0.2) wszystkich próbek, z różnymi wariantami obróbki cieplnej, najlepsze wyniki uzyskano dla stopu niemodyfikowanego; niewiele gorsze uzyskano dla stopu modyfikowanego wapniem, a wyraźnie gorsze dla stopów modyfikowanych potasem i borem (tab. 6). Pod względem uzyskanych właści-wości plastycznych (A, Z) zdecydowanie najlepszym jest stop niemodyfikowany, nieco gorszy modyfikowany wapniem, a wyraźnie gorszy jest stop modyfikowany potasem czy borem.


e–h: hartowanie w oleju i wariantowe starzeniei–l: hartowanie na powietrzu i wariantowe starzeniea,e,i - Rm; b,f,j - R0,2; c,g,k -A%; d,h,l - Z.Na wykresach podano uzyskane wartości skrajne (przedział) oraz średnie ważone.

Table 6. Average properties of B1044 bronze after multi-variant modification (T5)

34

Prace IO 2/2009

Łącząc właściwości wytrzymałościowe i plastyczne najlepszy jest stop niemodyfiko-wany, gorszy modyfikowany wapniem i jeszcze gorszy jest stop modyfikowany potasem lub borem.

Uzyskane właściwości wytrzymałościowe i częściowo plastyczne są często znacz-nie wyższe od wymaganych w normie EN-1982 (Rm= 600–650 MPa, R0,2= 250–280 MPa, A = 7–13%), zmienne w zależności od sposobu odlewania (w formie piaskowej, kokilowo odśrodkowo, czy w sposób ciągły) [1]. Przykładowo w badaniach Langhama i Webba [4] w stopie B1044 z dodatkiem 0,8–1,1% Mn uzyskano do 676 MPa dla Rm, do 314 MPa dla R0,2 i do 28% dla A, w zależności od zmiennej zawartości dodatków (badania nad stopem amerykańskim C97800, wpływem obróbki cieplnej i zanieczyszczeń; przeważnie Pb, Zn, Sn, Sn, Bi, Se).

W badaniach stopów ASTM dla stopu CuAl11Fe5Ni5, a więc o zbliżonym składzie po hartowaniu w wodzie z 870–900°C i starzeniu 1 h w temperaturze 600–650°C z chło-dzeniem w wodzie uzyskano Rm= 800 MPa, R0.2= 490 MPa i A = 5%.

Również badania Sadayappana [6] dla stopu CuAl10,9 po podobnej obróbce ciepl-nej pozwoliły na uzyskanie Rm= 729 MPa, R0.5= 432 MPa i A = 2,9%.

W badaniach Roberge [5], Sadayappana [6] czy Sahoo [7] w stopach zbliżonych do CuAl10Fe4Ni4 nie uzyskano tak wysokich właściwości wytrzymałościowych, przy lep-szych przeważnie właściwościach plastycznych.

3. Badania strukturyObserwacje mikrostruktury wybranych próbek (A4, B3, C12 i D15) wykonano za

pomocą elektronowego mikroskopu skaningowego STEREOSCAN 420; powierzch-nię próbek pokryto bezpostaciową warstwą węgla, stosując napylarką próżniową B30. W warunkach obserwacji stosowano napięcie przyspieszające 25 kW, prąd próbki 200 pA, stosując detektor SE1. Jakościowe oznaczenie składu chemicznego w mikroob-szarach wykonano mikroanalizatorem rentgenowskim EDS LINK ISIJ 300.

Rys. 15. Mikrostruktura próbki A4, pow. 10000 x

Badania mikrostruktury na mikroskopie przeprowadzono przy powiększeniach 50x, 500x, 1000x i 1500x, na zgładach nietrawionych lub trawionych odczynnikiem Klemm III wg Atlasu: E. Weck, E. Leister); stosowano mikroskop A X10 OBSERVER Z1m.


Fig. 15. Microstructure of A4 specimen, 10000 x

35

Prace IO 2/2009

Rys. 16. Rozkład wybranych pierwiastków wzdłuż lini rysunku 15

W badanych mikrostrukturach zaobserwowano liczne wydzielenia faz bogatych w żelazo K w osnowie globularnego eutektoidu α2 + γ2 (rys.15). Występowały strefy o zachowanej morfologii płytkowej czy iglastej, które można uznać za nieprzemienione ob-szary fazy β’ (doprowadzonej do temperatury otoczenia). W wydzieleniach fazy K wystę-pują niewielkie stężenia fosforu i siarki, a w stopie modyfikowanym wapniem - również wapnia.

a) b)

Rys. 17. Mikrostruktura próbki C12, pow. 500x, a) zgład nietrawiony, b) zgład trawiony odczynnikiem Klemm III


Oczywiste jest zwiększenie koncentracji żelaza, lokalnie fosforu (odtlenianie) czy aluminium i rewersyjne zmiany koncentracji miedzi; zawartości aluminium, niklu i siarki wykazują niewielkie ale systematyczne zmiany koncentracji (rys. 16). Rysunek 17 przed-stawia przykładowe struktury zgładów nietrawionych i trawionych.

Fig. 16. Distribution of selected elements along the line in Fig. 15

Fig. 17. Microstructure of C12 specimen, 500x, a) unetched section, b) section etched with Klemm III reagent

36

Prace IO 2/2009

4. Badania dylatometryczne i kalorymetrycznePrzemiany fazowe zachodzące w stanie stałym i ciekłym należą do przemian I-go

rzędu, które charakteryzują się różnymi od zera wartościami zmian objętości i entropii (ΔV≠O i ΔS≠O) lub ciepła czyli zmian entalpii (ΔH≠O). Dlatego analiza termiczna (TA) w postaci kalorymetrycznej (różnicowej kalorymetrii skaningowej – DSC) oraz analiza dylatometryczna są skuteczne dla analizy przemian tego typu.

Metody analizy termicznej są przydatne do wyboru optymalnego materiału dla kon-kretnych zastosowań, przewidywania właściwości termofizycznych, dla doskonalenia wa-runków realizacji procesów technologicznych (np. obróbki cieplnej), poprawy jakości czy opracowania nowych materiałów i technik badawczych. Metody analizy termicznej (izo-termiczne czy dynamiczne czyli nieizotermiczne) są najbardziej odpowiednie do rejestra-cji i analizy przemian fazowych zachodzących podczas symulowanych etapów obróbki cieplnej wieloetapowej (wielostopniowej), co stwarza wyjątkową możliwość projektowa-nia i optymalizacji parametrów złożonej obróbki cieplnej.

4.1. Badania dylatometryczne

Metoda dylatometryczna pozwala na określenie wartości bezwzględnych (ΔL) i względnych zmian wymiarowych (ΔL/L) badanego materiału oraz współczynników roz-szerzalności cieplnej w stanie stałym w funkcji temperatury; umożliwia również wyzna-czenie wartości temperatur charakterystycznych dla zachodzących przemian fazowych.

Zmiany objętości V lub długości L można zapisać:dV = αVdT ≈ αVodT orazdL = βLdT ≈ βLodTgdzie:

Vo(Lo) - początkowa objętość (długość) próbki w temperaturze otoczenia (pokojo-wej), T=To, α - objętościowy współczynnik rozszerzalności cieplnej, β - liniowy współczynnik rozszerzalności cieplnej.Średnie (techniczne) współczynniki rozszerzalności cieplnej αm (βm) można określić

wzorami:ΔV = αmVoΔT

ΔL = βmLoΔT,gdzie:

ΔT = T - Toα = 3β i ΔV/V = 3ΔL/L.

Przed rozpoczęciem pomiarów w badaniach dylatometrycznych przeprowadzono kalibracje urządzenia (dylatometru Linseis L75) za pomocą wzorców czystych metali: niklu, żelaza i miedzi o znanej rozszerzalności liniowej w celu określenia rzeczywistego powiększenia dylatometru oraz przeprowadzono sprawdzenie termoelementu pomiaro-wego typu S przy wykorzystaniu metody pomiarowej.

W badaniach wykorzystano próbki z wytopów A, B, C i D po obróbce cieplnej pole-gającej na hartowaniu (przesycaniu) - obróbka nr 1 (rys. 6) oraz hartowaniu i starzeniu - obróbka nr 5.


37

Prace IO 2/2009

Obróbka nr 1hartowanie z 950oC

chłodzenie w wodzie

Obróbka nr 5starzenie w 700oC

chłodzenie na powietrzuA3 A2B16 B2C16 C3D2 D3

Pomiary dylatometryczne pozwalają na identyfikację i analizę przemian fazowych zachodzących w stanie stałym oraz współczynników rozszerzalności liniowej. Pomiary wykonano w formie liniowego nagrzewania (q = 10 K/min) w zakresie temperatur otocze-nia do temperatury około 1000°C, w atmosferze argonu (ochronnej).

Mierzone wartości temperatury i rozszerzenia (dylatacji) były rejestrowane przez sta-cję zbierania danych Linseis Data Acquisition System L8500 i oprogramowanie UNIERF tej firmy.

D2 (1)

0,000

0,005

0,010

0,015

0,020

0,025

0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000

T, °C

DL/

L

D3 (1+5)

0,000

0,005

0,010

0,015

0,020

0,025

0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000

T, °C

DL/

L

Rys. 18. Dylatogramy (względne rozszerzenie ΔL/L) próbek stopu D po hartowaniu i starzeniu w temperaturze 700°C


Na rysunku 18 podano przykładowy wykres zależności ΔL/L = f(T) dla próbki D, a na rysunku 19 zależność β = f(T) dla próbki C. Na dylatogramach można zauważyć wy-raźne efekty zmiany współczynnika rozszerzalności w przedziale temperatur 200–800°C, będące prawdopodobnie odzwierciedleniem procesów wydzielania i rozpuszczania w stanie stałym faz nierównowagowych (o składzie nierównowagowym). Na dylatogra-mach próbek hartowanych (przesycanych) można zaobserwować ujemne efekty zmiany objętości w temperaturach około: 200, 400 i 550°C przy czym ten ostatni może sygnali-zować występowanie przemiany eutektoidalnej. Zmiana objętości w temperaturze około 200°C związana jest prawdopodobnie z odpuszczaniem fazy o strukturze martenzytycz-nej. Na krzywych dla próbek hartowanych i starzonych efekty te nie są widoczne, a wy-stępuje jedynie przyrost objętości w temperaturze około 650°C. Zaobserwowano podo-bieństwo przebiegów dyfraktogramów dla wszystkich badanych próbek.

Fig. 18. Dilatograms (relative expansion ΔL/L) of alloy D specimens after quenching and ageing at a temperature of 700°C

ΔL/

L

ΔL/

L

38

Prace IO 2/2009

4.2. Badania na różnicowym kalorymetrze skaningowym DSC (Differential Scanning Calorimetry)

Różnicowa kalorymetria skaningowa jest rozwinięciem i ulepszeniem metody róż-nicowej analizy termicznej DTA (Differential Thermal Analysis). DSC jest metodą analizy termicznej, w której zastosowano technikę pomiaru zmian różnicy strumienia ciepła prze-pływającego do próbki badanej i próbki odniesienia, wymuszonej przez zmiany tempe-ratury.

Szerokie zastosowanie, ze względu na prostotę i systematyczny postęp, związany z metodami zbierania i komputerowej obróbki danych pomiarowych, znalazło urządzenie przepływowe (ang. heat flow) DSC, w którym strumień ciepła nie jest mierzony bezpo-średnio, lecz wyznaczany za pomocą kalibracji przy pomocy oprogramowania kompute-rowego, przy odpowiednio dobranej geometrii pomiarowej.

Badania prowadzono na wysokotemperaturowym różnicowym kalorymetrze skanin-gowym DSC 404 C/3/G Pegasus, służącym do pomiaru ciepła właściwego cp i zmian entalpii ΔH; oprzyrządowanie umożliwia w pełni automatyczne zbieranie i opracowanie danych pomiarowych oraz kalibrację temperaturową i kalorymetryczną.

Efekt cieplny (zmiana entalpii) ΔH = K·PolePiku DSC; stała proporcjonalności K wyznaczona jest na podstawie kalibracji, która może dotyczyć wzorcowania strumienia cieplnego (z wykorzystaniem wzorców w znanej zależności pojemności cieplnej od tem-peratury) lub może odnosić się do wzorcowania ilości wymienionego ciepła (z wykorzy-staniem wzorców o znanych wartościach ciepła przemian fazowych, np. ciepła topnie-nia).

W prowadzonych badaniach do kalibracji DSG wykorzystano endotermiczne efek-ty cieplne topienia czystych metali wzorcowych: indu, cyny, bizmutu, cynku, aluminium, srebra i złota.

Wzorcowanie kalorymetryczne DSC poprzedzono wzorcowaniem temperaturowym, które polega na określeniu temperatury przemian fazowych materiałów wzorcowych (punkty stałe) przy użyciu termoelementów pomiarowych DSC i wyznaczenia dla nich odpowiednich poprawek do wartości tablicowych.

Rys. 19. Dylatogramy (współczynnik rozszerzalności liniowej β) próbek stopu C po hartowaniu i starzeniu w temperaturze 700°C

C16 (1)

0,00E+00

5,00E-06

1,00E-05

1,50E-05

2,00E-05

2,50E-05

3,00E-05

3,50E-05

4,00E-05

0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000

T, °C

b, 1

/K

C3 (1+5)

0,00E+00

5,00E-06

1,00E-05

1,50E-05

2,00E-05

2,50E-05

3,00E-05

3,50E-05

0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000

T, °C

b, 1

/K

C16 (1)


Fig. 19. Dilatograms (coefficient of linear expansion β) of alloy C specimens after quenching and ageing at 700°C

39

Prace IO 2/2009

4.3. Badania kalorymetyczneW celu weryfikacji wyników badań dylatometrycznych wykonano pomiar metodą ka-

lorymetryczną (DSC). Pomiary wykonano w warunkach porównywalnych z wybranymi dla badań dylatometrycznych, przy szybkości nagrzewania (schładzania) 10 K/min, w prze-dziale temperatur od otoczenia do 1200°C (pozwala to na stopienie próbek) w atmosfe-rze argonu. Badania prowadzono na próbce A (niemodyfikowany stop) dla przesycania (hartowania) oraz przesycania i starzenia - rysunek 20.

Rys. 20. Zestawienie krzywych DSC materiału A po hartowaniu i starzeniu w temperaturze 700°C

Dokładniej przebiegi krzywych DSC można prześledzić na rysunkach 21 i 22. Na krzywej nagrzewania można zaobserwować, w zakresie do około 1000°C, zmiany linii bazowej (tła) charakterystyczne dla wzajemnie nakładających się egzotermicznych efek-tów odzwierciedlających procesy rozpuszczania i wydzielania (z roztworu przesyconego) oraz efektów endotermicznych powstających w wyniku rozpuszczania faz w miarę na-grzewania próbki, co jest widoczne na krzywej DSC dla próbki przesycanej i starzonej, gdzie za linię bazową przyjęto krzywą DSC dla przesycania (rys. 21 i 22).

Rys. 21. Krzywa DSC dla próbki A3 po hartowaniu


Fig. 20. DSC curves compared for material A after quenching and ageing at 700°C

Fig. 21. DSC curve for A3 specimen after quenching

40

Prace IO 2/2009

Rys. 22. Krzywa DSC dla próbki A2 po hartowaniu i starzeniu w temperaturze 700°C

Dla oceny efektu obróbki cieplnej można wykorzystać zestawienie krzywych DSC (rys. 20) próbek po zastosowaniu obu rodzajów obróbki oraz zmodyfikowaną krzywą DSC po odjęciu tła (rys. 23) dla próbki A hartowanej i starzonej. Istotne różnice obserwuje się w zakresie do około 700°C.

Rys. 23. Zmodyfikowana krzywa DSC stopu A po odjęciu tła, krzywej DSC po hartowaniu i starzeniu

Występujące efekty cieplne pokrywają się z zarejestrowanymi na krzywych dylato-metrycznych i mogą być identyfikowane na podstawie układu równowagi fazowej (rys. 1) i badań struktury.


Fig. 22. DSC curve for A2 specimen after quenching and ageing at 700°C

Fig. 23. Adjusted DSC curve for alloy A after subtraction of background from the DSC curve of specimen after quenching and ageing

Syg

nał r

óżni

cow

y, m

W/m

g E

XO

>

41

Prace IO 2/2009

5. Wnioski

Obróbka cieplna polegająca na przesycaniu (hartowaniu) oraz przesycaniu i sta-1. rzeniu powoduje znaczne podwyższenie właściwości wytrzymałościowych (R0,2, Rm) oraz częściowo plastycznych (A, Z).Efekt modyfikowania stopu przez wapń, potas czy bor nie przyniósł efektów, co wię-2. cej uzyskano nieco gorsze rezultaty niż dla stopu niemodyfikowanego (tabela 6).Dobre właściwości plastyczne uzyskano przy starzeniu w temperaturze 700°C i to 3. zarówno przy chłodzeniu z piecem, jak i na powietrzu; mniejszą rolę w zróżnicowa-niu właściwości ma rodzaj hartowania; podobne wyniki uzyskano przy hartowaniu w wodzie, oleju czy na powietrzu, a zatem istotną rolę odgrywa temperatura starze-nia (700°C); przy starzeniu w temperaturze 500°C efekty są gorsze.Struktura według wykresu równowagi fazowej układu Cu-Al, skorygowanego ekwi-4. waletnymi zawartościami żelaza i niklu (rys. 1), odpowiada strukturze β’ + β1' + α2, a więc fazom roztworów stałych β’ i α2 (wydzielanej wtórnie) oraz martenzy-tycznej β1'. W stanach nierównowagowych występuje możliwość obecności faz α + α2 lub tylko martenzytyczna β1’; występują również fazy γ’ lub γ2, pochodzące z przemiany eutektoidalnej. Prowadzona obróbka cieplna, a szczególnie hartowanie, zmierza do uzyskania w temperaturach otoczenia faz trwałych w zakresie wyższych temperatur, a w tym roztworów stałych β i β’ i niedopuszczenie lub wyraźne ograni-czenie rozpadu eutektoidalnego i pojawienia się faz γ1 lub γ2.Nie ma istotnych różnic w dyfraktogramach stopów niemodyfikowanych i modyfiko-5. wanych (Ca, K lub B).Przebieg funkcji 6. β = f(T) ma charakter zbliżony dla wszystkich badanych stopów jednak bardziej rozproszone wyniki uzyskano dla próbki D po hartowaniu i starzeniu; w mniejszym stopniu miało to miejsce dla próbki A, też po hartowaniu i starzeniu.Przemiana eutektoidalna 7. β→γ2 + α2 dla wykresu równowagi fazowej wg Raynora [15] ma miejsce w temperaturze 565°C, a dla wykresu skorygowanego β(βi) → β’ + α2 w temperaturze około 360°C; w tych temperaturach nie ma istotnych zmian na krzywych DSC próbki hartowanej oraz hartowanej i starzonej. Występują natomiast sygnalizowane piki w temperaturze około 950°C (wyraźny) i około 1000°C (śladowy) związane raczej z przemianą eutektyczną. Dla DSC próbki tylko hartowanej wystę-puje również pik w temperaturze około 510°C (rys. 21). Natomiast na zmodyfiko-wanej krzywej DSC z próbki A hartowanej, starzonej i obejmującej zmiany w zakre-sie temperatur 200–600°C (rys. 23) występują istotne zmiany sygnału różnicowego (mW/ mg) w temperaturach około 260, 400, 460, 520 i 600°C.Obróbka cieplna, a szczególnie hartowanie i starzenie, wpływa korzystnie na struk-8. turę (porządkowanie) i właściwości mechaniczne.


PodziękowaniaArtykuł został opracowany na podstawie badań prowadzonych w ramach pracy sta-

tutowej pt.: „Wpływ obróbki cieplnej typu betatyzacji na strukturę i właściwości brązu aluminiowego CuAl10Fe5Ni5".

42

Prace IO 2/2009

Literatura

Wpływ obróbki cieplnej typu betatyzacji na strukturę i właściwości brązu aluminiowego 1. CuAl10Fe5Ni5, Prace nauk-bad., Instytut Odlewnictwa, Kraków, 2009 (zlec. 7015/00)Górny Z., Sobczak J.: Nowoczesne tworzywa odlewnicze na bazie metali nieżelaznych, Zapis, 2. Kraków, 2005Górny Z.: Odlewnicze brązy aluminiowe, Instytut Odlewnictwa, Kraków, 20063. Langham J.M., Webb A.W.O.: AFS Trans 70 (1962), pp. 686–7034. Roberge J., Coron L.: Fonderie Founder dÀujoud`hui, nr 187 (1999), pp. 44–455. Sadayappan M., Zavadil R., Sahoo M.: AFS Trans (2001), pp. 745–7586. Sahoo M.: Giesserei Praxis, 23-24/1983, pp. 365–3767. Górny Z., Lech Z., Rutkowski K., Strojny Z., Welkens T.: Odlewnicze stopy metali nieżela-8. znych, WNT, Warszawa, 1963AFS Hanbook, t. III, 19929. Dubois B., Ocampo B.: Fonderie. Founder dÀujourd`hui, 12/1982, pp. 33–3910. Stucky M.: Fonderie. Foundeur dÀujourd`hui, nr 218 (2002), pp. 34–4011. Benkisser G.,Winkel G., Horn-Samodelkin G.: Metall 49, 4/1995, pp. 268–21312. Thomson R., Euwards J.O.: Trans. AFS 86 (1978), pp. 385–39413. Cook M., Fentiman W.P., Davis E.: J. Inst. Metals 80 (1951-1952), p. 41914. Raynor G.V.: Annotated Equilibrium Diagrams, The Inst. of Metals, 194615.

Recenzent: prof. dr hab. inż. Andrzej Białobrzeski


43



43

WPŁYW OBRÓBKI CIEPLNEJ NA WŁAŚCIWOŚCI MECHANICZNE STALIWA GS-20Mn5 PRZEZNACZONEGO DO PRACY W OBNIŻONEJ

TEMPERATURZE

Andrzej Gwiżdż, Krzysztof Jaśkowiec, Zenon Pirowski, Jacek WodnickiInstytut Odlewnictwa, ul. Zakopiańska 73, 30-418 Kraków

StreszczeniePrzedstawiona praca stanowi część badań przemysłowych (stosowanych) wykonanych w ramach projektu celowego ROW-II-403/2008 realizowanego w MAGNUS-NORD w Toruniu. Ce-lem pracy było dobranie obróbki cieplnej zapewniającej uzyskanie założonych wartości udarności staliwa GS-20Mn5 w temperaturze -30°C oraz -55°C. W artykule nakreślono problem związany z przejściem stopów w stan kruchy przy obniżeniu temperatury eksploatacji. Ze względu na cha-rakter produkcji odlewów w zakładach „Magnus-Nord” w Toruniu praca dotyczyła możliwości uzy-skania, w warunkach tej odlewni, staliwa konstrukcyjnego niskostopowego z przeznaczeniem na wybrane odlewy pracujące w temperaturze poniżej -20°C. Przeprowadzono wytopy staliwa GS-20Mn5, a następnie dobrano parametry obróbki cieplnej tego stopu umożliwiające osiągnięcie od-powiedniej udarności w temperaturze -30°C (20-50 J) i temperaturze -55°C (20-30 J).Słowa kluczowe: stopy żelaza, obróbka cieplna, udarność, temperatura kruchości, staliwo do pracy w obniżonej temperaturze

EFFECT OF HEAT TREATMENT ON THE MECHANICAL PROPERTIES OF GS-20Mn5 CAST STEEL ASSIGNED FOR OPERATION AT LOW

TEMPERATURES

AbstractThe study formed a part of industrial (applied) research executed under Target Project ROW-II-403/2008 at MAGNUS-NORD in Toruń. The aim of the study was to select the heat treatment pa-rameters ensuring the required impact resistance values of GS-20Mn5 cast steel when operating at-30°C and -55°C. The study outlines the problem of alloy embrittlement when operating at low temperatures. Considering the production profile of „Magnus-Nord” Toruń, the study mainly regar-ded the possibilities of manufacturing under the conditions of this specific Foundry, the structural low-alloyed steel for castings operating at temperatures below -20°C. Consequently, the GS-20Mn5 steel was melted and, as a next step, parameters of the heat treatment of this alloy were selected to satisfy the requirements to obtain the required impact resistance at temperatures of -30°C (20-50J) and -55°C (20-30).Keywords: ferrous alloys, heat treatment, impact resistance, embrittlement temperature, cast steel for operation at low temperatures

44

Prace IO 2/2009

WstępObniżona temperatura eksploatacji konstrukcji sprzyja kruchości stali, powodując

zmianę w sposobie pękania od plastycznego do kruchego. Zmiana w sposobie pękania występuje w pewnym przedziale temperatury. Przyjmując określony poziom udarności można wyznaczyć dla różnych rodzajów stali temperaturę przejścia w stan kruchy.

Podstawowym problemem przy budowie wszelkiego rodzaju konstrukcji i urządzeń pracujących w obniżonej temperaturze jest dobór właściwego materiału. Stal zwykła, jako podstawowy materiał konstrukcyjny, wraz z obniżeniem temperatury traci plastyczność, ma zatem ograniczone zastosowanie. W niskiej temperaturze dobrze zachowują się sto-py aluminium, stopy miedzi oraz niektóre typy stali stopowych. Zwykłe stale niskowęglo-we, ze względu na przejście w stan kruchy w stosunkowo wysokiej temperaturze mają ograniczone zastosowanie. Udarność stali zależy jednak od wielu czynników i tempe-ratura przejścia tych stali w stan kruchy może być nieco przesunięta w kierunku tempe-ratury dodatniej lub ujemnej, np. węgiel przesuwa gwałtownie temperaturę przejścia w stan kruchy w stronę temperatur dodatnich (każde 0,01% C przesuwa tę temperaturę o 1,2°C), mangan w ilości do 2% dodatnio wpływa na udarność stali w niskiej temperaturze, nikiel ma podobny wpływ jak mangan i jest dodawany do stali niskowęglowych łącznie z manganem, krzem w ilości do 0,3% wpływa dodatnio na udarność, natomiast domiesz-ki fosforu i siarki wpływają zdecydowanie ujemnie. Stale niskowęglowe drobnoziarniste mogą być przy odpowiednio starannej produkcji (mała ilość zanieczyszczeń) przydatne do pracy nawet w temperaturze do -60°C. Stal niskowęglowa ulepszona cieplnie może być dopuszczona do pracy w temperaturze do -80°C. Podobnie stale niskostopowe mogą pracować do tego samego zakresu obniżonej temperatury. Do pracy w niższej tempera-turze należy stosować stale wysokostopowe lub inne stopy [1, 2, 3, 9].

Przedmiotem badań było staliwo GS-20Mn5 (1.1120), według normy DIN 17 182:1991.

1. Materiał badawczyW ramach projektu celowego [4] realizowanego w Odlewni Żeliwa i Staliwa „Magnus

-Nord” w Toruniu wykonano dwa wytopy staliwa GS-20Mn5 różniące się zastosowanymi zabiegami metalurgicznymi.

Wytop I - wsad bez specjalnego oczyszczania materiałów wsadowych takich, jak surówka i złom stalowy, odtlenianie po analizie ruchowej i wprowadzeniu dodatków kory-gujących skład chemiczny (C, Mn, Si) w piecu dodatkiem Ca-Si i Al, spust metalu.

Wytop II - wsad: surówka i złom stalowy ośrutowany, żelazostopy dogrzewane przed dodaniem do ciekłego metalu, odtlenianie po analizie ruchowej (bez korekty składu) w kadzi dodatkiem Ca-Si i Al.

Skład chemiczny wytopów:I - C-0,21%, Si-0,32%, Mn-1,10%, P-0,02%, S-0,015%, Cr-0,23%, Ni-0,05%,

Cu-0,08%;II - C-0,17%, Si-0,34%, Mn-1,20%, P-0,02%, S-0,025%, Cr-0,12%, Ni-0,04%,

Cu-0,08%.Z wytopów tych pobrano próbki do badań właściwości mechanicznych: wytrzymało-

ści Rm, twardości HB oraz udarności KV w temperaturze: 20°C, -30°C, -55°C.Próbki do badań właściwości mechanicznych pobierane były z wlewków próbnych

(klinów) formowanych w masie przymodelowej na szkle wodnym z pokryciem cyrkono-wym na akoholu.

Andrzej Gwiżdż, Krzysztof Jaśkowiec, Zenon Pirowski, Jacek Wodnicki

45

Prace IO 2/2009

Wykonane próbki zostały poddane procesom obróbki cieplnej, po których przepro-wadzono badania właściwości wytrzymałościowych.

2. Obróbka cieplna2.1. Normalizowanie

Zabiegi nagrzewania i wygrzewania podczas operacji normalizowania przeprowa-dzono w piecu „Multitherm N 41/M” o mocy 13 kW, ze szczelną retortą o wymiarach prze-strzeni roboczej 320 × 450 × 150 mm. Parametry procesu były następujące:

nagrzewanie z piecem do temperatury 950°C; -wygrzewanie w tej temperaturze przez 1,5 h; -chłodzenie w spokojnym powietrzu. -

Zabiegi nagrzewania i wygrzewania przeprowadzono w atmosferze ochronnej argonu. Normalizowaniu poddano wszystkie próbki do badań wytrzymałościowych z obu wytopów.

2.2. Hartowanie

Zabiegi nagrzewania i wygrzewania podczas operacji austenityzowania w procesie hartowania, przeprowadzono również w piecu „Multitherm N 41/M”, w atmosferze ochron-nej argonu.Parametry procesu hartowania były następujące:

nagrzewanie z piecem do temperatury 930°C; -wygrzewanie w tej temperaturze przez 1,5 h; -oziębianie w wodzie. -

Dla każdego z wytopów hartowaniu poddano tylko część (2/3) próbek wcześniej normalizowanych.

2.3. Odpuszczanie

Proces odpuszczania przeprowadzono w piecu KO 1150 o mocy 8 kW i wymiarach przestrzeni roboczej 300 × 300 × 600 mm, w atmosferze naturalnej bez wymuszonego obiegu. Odpuszczaniu poddano wszystkie zahartowane uprzednio próbki z obu wyto-pów. Proces odpuszczania prowadzono w dwóch wariantach różniących się temperaturą odpuszczania. Temperaturę tę dobrano na poziomie górnej i dolnej wartości przewidy-wanej przez normę [7] dla staliwa GS-20Mn5. Parametry procesu odpuszczania dla tych wariantów były następujące:1. Dla połowy hartowanych próbek z wytopu I i z wytopu II:

nagrzewanie z piecem do temperatury 610°C; -wygrzewanie w tej temperaturze przez 1,5 h; -chłodzenie w spokojnym powietrzu. -

2. Dla pozostałych hartowanych próbek z wytopu I i z wytopu II:nagrzewanie z piecem do temperatury 660°C; -wygrzewanie w tej temperaturze przez 1,5 h; -chłodzenie w spokojnym powietrzu. -

Wpływ obróbki cieplnej na właściwości mechaniczne staliwa GS-20Mn5...

46

Prace IO 2/2009

Tabela 1. Wyniki pomiarów Rm, Re , A5 i HB w temperaturze +20°C

Wytop Obróbka cieplna* Oznacz. próbek

Mierzony parametrRm

MPa Re

MPaA5%

HB

I

Normalizowanie(950°C/1,5 h) I/N 610 375 27,3 163

Ulepszanie cieplne(H-930/w, O-610/p) I/Q1 665 585 16,8 189

Ulepszanie cieplne(H-930/w, O-660/p) I/Q2 600 507 19,9 168


Table 1. The results of measurements of Rm, Re , A5 and HB at a temperature of +20°C

3. Przeprowadzone badaniaDo identyfikacji próbek z poszczególnych wytopów i stanu ich obróbki cieplej zasto-

sowano następujące oznaczenia:próbki tylko normalizowane (N):• I/N1 – wytop I; temperatura badania +20°C, -I/N2 – wytop I; temperatura badania -30°C, -I/N3 – wytop I; temperatura badania -55°C, -II/N1 – wytop II; temperatura badania +20°C, -II/N2 – wytop II; temperatura badania -30°C, -II/N3 – wytop II; temperatura badania -55°C, -próbki hartowane i odpuszczane w temperaturze niższej (Q1):• I/Q1.1 – wytop I; temperatura badania +20°C, -I/Q1.2 – wytop I; temperatura badania -30°C, -I/Q1.3 – wytop I; temperatura badania -55°C, -II/Q1.1 – wytop II; temperatura badania +20°C, -II/Q1.2 – wytop II; temperatura badania -30°C, -II/Q1.3 – wytop II; temperatura badania -55°C, -próbki hartowane i odpuszczane w temperaturze wyższej (Q2):• I/Q2.1 – wytop I; temperatura badania +20°C, -I/Q2.2 – wytop I; temperatura badania -30°C, -I/Q2.3 – wytop I; temperatura badania -55°C, -II/Q2.1 – wytop II; temperatura badania +20°C, -II/Q2.2 – wytop II; temperatura badania -30°C, -II/Q2.3 – wytop II; temperatura badania -55°C. -

Obrobione cieplnie próbki zostały poddane próbie udarności (KV) w temperaturze: +20°C, -30°C i -55°C .

Przeprowadzono też statyczną próbę rozciągania w temperaturze +20°C, w której określano wytrzymałość na rozciąganie (Rm), granicę plastyczności (Re) i wydłużenie (A5) oraz dokonano pomiarów twardości (HB) .

47

Prace IO 2/2009

Tabela 2. Wyniki pomiarów udarności w temperaturze: +20°C, -30°C, -55°C

Wytop Obróbka cieplnaTemperatura

pomiaru°C

Oznaczenie próbek KVJ

I

Normalizowanie(950°C/1,5 h)

+20 I/N.1 60,2

-30 I/N.2 34,6

-55 I/N.3 15,2

Ulepszanie cieplne(H-930/w, O-610/p)

+20 I/Q1.1 68,9

-30 I/Q1.2 66,4

-55 I/Q1.3 58,8


+20 I/Q2.1 92,8

-30 I/Q2.2 85,7

-55 I/Q2.3 78,8

II

Normalizowanie(950°C/1,5 h)

+20 II/N.1 61,9

-30 II/N.2 32,7

-55 II/N.3 12,3


+20 II/Q1.1 60,1

-30 II/Q1.2 38,2

-55 II/Q1.3 28,4


+20 II/Q2.1 74,9

-30 II/Q2.2 70,6

-55 II/Q2.3 67,7


Table 2. The results of measurements of impact resistance at temperatures of +20°C, -30°C, -55 °C

Wytop Obróbka cieplna* Oznacz. próbek

Mierzony parametrRm

MPa Re

MPaA5%

HB

II

Normalizowanie(950°C/1,5 h) II/N 571 364 30,3 161

Ulepszanie cieplne(H-930/w, O-610/p) II/Q1 654 611 17,0 175

Ulepszanie cieplne(H-930/w, O-660/p) II/Q2 582 502 24,1 170

Tabela 1 c.d.Table 1 cntd.

*H - hartowanie, O - odpuszczanie, w - woda, p - powietrze

48

Prace IO 2/2009

Rys. 1. Wpływ przeprowadzonych operacji i zabiegów cieplnych na udarność KV staliwa GS-20Mn5 w temperaturze +20°C


Fig. 1. Heat treatment vs impact resistance KV of GS-20Mn5 cast steel at a temperature of +20°C

4. Analiza wyników i wnioskiZałożone parametry udarności objęte realizowanym projektem winny wynosić [4]:

udarność stopu w temperaturze -30°C: 20–50 J, -udarność stopu w temperaturze -55°C: 20–30 J. -Jak wynika z uzyskanych właściwości, zdecydowany wpływ na udarność stali-

wa GS-20Mn5, zwłaszcza w obniżonej temperaturze, ma rodzaj i parametry zastoso-wanej obróbki cieplnej. W przypadku odlewów pracujących w temperaturze do -30°C wystarczającym zabiegiem cieplnym może być normalizowanie. Uzyskuje się wówczas w tej temperaturze udarność powyżej 30 J, bez względu na sposób prowadzenia wytopu (wytop I i wytop II).

Jeżeli odlewy przeznaczone są do pracy w temperaturze do -55°C, to oprócz nor-malizowania zachodzi konieczność stosowania zabiegów ulepszania cieplnego. W przy-padku, gdy wymagana jest wyższa udarność, odpuszczanie należy prowadzić w wyż-szej temperaturze (660°C). Jeżeli natomiast wymagana będzie wyższa wytrzymałość, to odpuszczanie musi być prowadzone w temperaturze niższej (610°C), jednak należy się wówczas liczyć ze znacznym spadkiem udarności, ale w dalszym ciągu parametr ten będzie spełniał założenia (udarność stopu w tej temperaturze: 20–30 J).

Wpływ zastosowanych operacji i zabiegów cieplnych na udarność w temperaturze: +20°C, -30°C i -55°C, graficznie zilustrowano na zamieszczonych wykresach (rys. 1, 2, 3).

61,9 60,1

74,9

49

Prace IO 2/2009

Rys. 2. Wpływ przeprowadzonych operacji i zabiegów cieplnych na udarność KV staliwa GS-20Mn5 w temperaturze -30°C

Rys. 3. Wpływ przeprowadzonych operacji i zabiegów cieplnych na udarność KV staliwa GS-20Mn5 w temperaturze -55°C


Fig. 3. Heat treatment vs impact resistance KV of GS-20Mn5 cast steel at a temperature of -55°C

Fig. 2. Heat treatment vs impact resistance KV of KV GS-20Mn5 cast steel at a temperature of -30°C

12,328,4

67,7

32,7 38,2

70,6

50

Prace IO 2/2009


Rys. 4. Mikrostruktura próbki stop I, trawiona Mi1Fe, pow. 100xFig. 4. Microstructure of specimen, alloy I, etched with Mi1Fe, 100x

Rys. 5. Mikrostruktura próbki stop II, trawiona Mi1Fe, pow. 100xFig. 5. Microstructure of specimen, alloy II, etched with Mi1Fe, 100x

Jak wynika z powyższych wykresów, staliwo GS-20Mn5 z obu wykona-nych wytopów odpowiednio obrobione cieplnie spełnia założenia A - KV - min. 20 J w temperaturze -30°C, -55°C. Należy wspomnieć, że metal przygotowany do za-lewania form w wytopie II posiadał mniejszą zawartość gazów i wtrąceń niemetalicz-nych. Mimo tego wykazuje on mniejszą wytrzymałość Rm i udarność KV, przy więk-szym wydłużeniu A5. Przyczynę tego można upatrywać w niewielkiej, lecz istotnej z metaloznawczego punktu widzenia, różnicy składu chemicznego obu stopów.

Analiza chemiczna stopów I i II wykonana w Zespole Akredytowanych Laborato-riów Badawczych Instytutu Odlewnictwa wykazała dość znaczną różnicę w zawartości chromu. W przypadku stopu II zawartości tego dodatku wyniosła 0,20%, a w stopie I - aż 0,40%. Przekracza to dopuszczalną normą [9] jego zawartość o ponad 30%. Ta różnica w zawartości chromu spowodowała zmianę struktury staliwa GS-20Mn5 w stanie odla-nym z perlityczno-ferrytycznej (stop I) na ferrytyczno-perlityczną (stop II). Przedstawiono to na rysunkach 4 i 5 [6]. Struktura wyjściowa stopu do obróbki cieplnej ma wpływ na uzyskiwane właściwości po tej obróbce [9].

500 μm

500 μm

51

Prace IO 2/2009

Chrom w zakresie zawartości do 1% obniża nieznacznie twardość ferrytu, a znaczą-co zwiększa jego udarność, co pokazują wykresy zamieszczone na rysunku 6 [6, 8].

Rys. 6. Wpływ pierwiastków stopowych na właściwości ferrytu: a) na twardość, b) na udarność [6]

Fig. 6. The effect of alloying elements on the properties of ferrite: a) on hardness, b) on impact resistance [6]

Chrom ponadto zwiększa ilość plastycznego austenitu szczątkowego w procesie hartowania, rozpuszcza się w cementycie, zmniejsza zawartość węgla w perlicie, a ferryt umacnia dopiero przy wyższych zawartościach (powyżej 2%). Czynniki te sprzyjają uzy-skiwaniu większej udarności stopu [9,10].

Stwierdzono ponadto, że zawartość węgla, zwłaszcza w stopie II jest na dolnej granicy (0,17%) wymogów wspomnianej normy [5]. Ta zawartość może nie wystarczyć do prawidłowego przeprowadzenia zabiegu hartowania. Potwierdzeniem tego mogą być zamieszczone wykresy (rys. 7, 8, 9) uzyskanej zależności udarności od tempe-ratury pracy, gdzie największe różnice pomiędzy stopem I i II występują w próbkach hartowanych i nisko odpuszczanych (rys. 8) i gdzie najbardziej uwidocznione są efek-ty procesu hartowania. Przy wyższym odpuszczaniu efekty te są bardziej osłabiane (rys. 9), co skutkuje mniejszymi rozbieżnościami właściwości, między stopem I i II. W przypadku próbek poddanych tylko normalizowaniu, różnice pomiędzy tymi stopami prak-tycznie nie występują (rys. 7).


52

Prace IO 2/2009

Rys. 7. Wpływ temperatury badania na udarność staliwa GS-20Mn5 poddanego normalizowaniu

Fig. 7. Temperature vs impact resistance of GS-20Mn5 cast steel subjected to normalising treatment

Rys. 8. Wpływ temperatury badania na udarność staliwa GS-20Mn5 poddanego normalizowaniu, hartowaniu i niskiemu odpuszczaniu

Fig. 8. Temperature vs impact resistance of GS-20Mn5 cast steel subjected to normalising, quenching and low-temperature tempering


53

Prace IO 2/2009

Podsumowując można stwierdzić, że wykonane stopy spełniają zakładane wymogi czyli uzyskanie udarności KV w temperaturze -30°C do 50 J oraz -55°C do 30 J.

Prowadząc wytopy należy zwrócić uwagę na zawartość chromu w metalu, który w zakresie 0,3–0,5%, choć przekracza dopuszczalną normą zawartość, może zwiększyć wytrzymałość i udarność staliwa GS-20Mn5, zwłaszcza przy zaniżonej zawartości węgla. Większa zawartość chromu może jednak okazać się niepożądana powodując nadmierny wzrost twardości stopu i spadek jego udarności.

PodziękowaniaPracę wykonano w ramach realizacji projektu celowego ROW-II-294 „Opracowanie

technologii wytwarzania i uruchomienie produkcji odlewów staliwnych o zwiększonych właściwościach mechanicznych w niskiej temperaturze” współfinansowanego przez CI NOT. Autorzy dziękują Panu Krzysztofowi Żurawskiemu, Prezesowi firmy MAGNUS-NORD za współpracę przy realizacji badań.

Literatura

Cejnog K., Młynarczyk L.: Staliwo konstrukcyjne węglowe wg PN-ISO 3755:1991, Przegląd 1. Odlewnictwa, 1998, t. 48, nr 10, s. 345–346 Wachelko T., Nowak A., Soiński M. S.: Optymalizacja składu chemicznego i obróbki cieplnej 2. staliwa manganowego przeznaczonego do pracy w obniżonych temperaturach, Przegląd Od-lewnictwa, 1985, t. 35, nr 2, s. 42–46Informacja internetowa: http://www.sciaga.pl/tekst/51695-52-wytrzymalosc_laczy_sprawny-3. m_w_niskich_temperaturach Projekt celowy ROW-II-294 pt.: Opracowanie technologii wytwarzania i uruchomienie produkcji 4. odlewów staliwnych o zwiększonych właściwościach mechanicznych w niskiej temperaturze

Rys. 9. Wpływ temperatury badania na udarność staliwa GS-20Mn5 poddanego normalizowaniu, hartowaniu i wysokiemu odpuszczaniu

Fig. 9. Temperature vs impact resistance of GS-20Mn5 cast steel subjected to normalising, quen-ching and high-temperature tempering


54

Prace IO 2/2009

Norma DIN 17 182:1991 Odlewy staliwne o podwyższonej spawalności i ciągliwości ogólnego 5. przeznaczenia. Warunki techniczne odbioru.Hucińska J. i inni.: Metaloznawstwo, Wydawnictwo Politechniki Gdańskiej, Gdańsk, 19956. Malkiewicz T.: Metaloznawstwo stopów żelaza, PWN, Warszawa-Kraków, 19767. Informacja internetowa: http://www.stalnierdzewna.com/index.php/informacje-o-stali-8. nierdzewnej/obrobka-stali-nierdzewnej/obrobka-cieplno-chemiczna/dodatki-pierwiastkowRudnik S.: Metaloznawstwo, PWN, Warszawa, 19789. Blicharski M.: Inżynieria Materiałowa – Stal, WNT, Warszawa, 200410.

Recenzent: prof. dr hab. inż. Jan Szajnar


Prace Instytutu Odlewnictwa

Documents

Transcript of Prace Instytutu Odlewnictwa