KONTROLA SKRAWALNOŚCI ŻELIWA METODĄ ATD. S. PIETROWSKI 1 Katedra Systemów Produkcji, Politechnika Łódzka ul. B. Stefanowskiego 1/15, Łódź

Transkrypt

1 37/2 Archives of Foundry, Year 2001, Volume 1, 1 (2/2) Archiwum Odlewnictwa, Rok 2001, Rocznik 1, Nr 1 (2/2) PAN Katowice PL IN KONTROLA KRAWALNOŚCI ŻELIWA METODĄ ATD. PIETROWKI 1 Katedra ystemów Produkcji, Politechnika Łódzka ul. B. tefanowskiego 1/15, Łódź TREZCZENIE W pracy wykazano, że pomiędzy charakterystycznymi temperaturami krystalizujących faz w żeliwie Niresist, wyznaczonymi z krzywych ATD, a siłą poosiową F Z, momentem M i mocą N skrawania podczas wiercenia, występują określone zależności liniowe. Umożliwia to ocenę skrawalności żeliwa, a pośrednio i trwałości ostrza. Przedstawione wyniki badań rozszerzają możliwość kontroli żeliwa metodą ATD. Key words: Ni-Resist, TDA, crystallization, axial force, machining moment, machining power. 1. WTĘP Podstawowym elementem konkurencyjności przedsiębiorstwa, na które składają się m.in. koszty obróbki skrawaniem, są niskie koszty produkcji. Jednym z ich składników jest trwałość narzędzi skrawających odlewy. Z jej wzrostem koszty maleją. W wielu przypadkach, pomimo zachowania zgodnie z normą lub warunkami technicznymi, mikrostruktury i własności mechanicznych odlewów, wydział obróbki skrawaniem ma zastrzeżenia do złej ich skrawalności. W związku z tym celowym jest, aby opracowując technologię stopów rozwiązywać ją kompleksowo, uwzględniając również ocenę skrawalności odlewów. krawalność tworzyw dotychczas nie została jednoznacznie zdefiniowana w literaturze przedmiotu. Określa się ją siłami skrawania, momentem skrawania i tarcia, mocą skrawania lub trwałością ostrza narzędzia skrawającego. Zachowując stałe warunki parametrów skrawania, skrawalność będzie wyłącznie funkcją mikrostruktury przedmiotu obrabianego. Najłatwiej jest zachować stałe warunki skrawania podczas wiercenia otworów. tąd najczęściej określa się skrawalność podczas 1 Prof. dr hab. inż, akgolnik@ck-sg.p.lodz.pl

2 wiercenia mierząc siłę poosiową F Z i moment skrawania M, z których można obliczyć moc skrawania N. Przedstawiony powyżej problem wyniknął podczas realizacji projektu celowego w WK GORZYCE.A. dotyczącego wkładek tłokowych z żeliwa Niresist (austenitycznego z węglikami). W związku z tym, że kontrolę krystalizacji żeliwa Niresist przeprowadzono metodą analizy termicznej i derywacyjnej (ATD), spróbowano znaleźć zależności pomiędzy charakterystycznymi temperaturami krystalizacji żeliwa, a siłą poosiową F Z i momentem skrawania M podczas wiercenia. Okazało się, że takie zależności istnieją i są one liniowe. Wynika z tego, że metodę ATD można wykorzystać również do oceny skrawalności żeliwa, co wykazano w niniejszej pracy na przykładzie żeliwa Niresist. 2. METODYKA BADAŃ Badania przeprowadzono dla trzech grup żeliwa, których reprezentatywny skład chemiczny przedstawiono w tabeli 1. Tabela 1. Reprezentatywny skład chemiczny badanego żeliwa Table 1. Representatives chemical composition researched cast iron Grupa kład chemiczny, % żeliwa C i P Mn Cr Ni Cu I 2,25-1,55-0,06-0,03-1,40-1,60-14,20-5,10-2,35 1,75 0,08 0,05 1,50 2,00 14,50 5,40 II 2,45-1,80-0,03-0,04-1,15-1,30-14,60-5,25-2,60 2,00 0,05 0,07 1,30 1,50 14,85 5,50 III 2,75-2,05-0,05-0,05-0,85-0,80-14,00-5,15-3,05 2,40 0,07 0,07 1,05 1,20 14,40 5,35 Kolejno wzrastała w nich zawartość węgla i krzemu, a malała manganu oraz chromu. Analizę termiczną i derywacyjną (ATD) żeliwa wykonano za pomocą CRYTALLDIGRAPHU z próbnikiem ATD-10. Badania metalograficzne wykonano na mikroskopie EPITYP II przy powiększeniach: x100, x250 i x500 na zgładach nietrawionych i trawionych wodą królewską. Badania Rm wykonano na maszynie INTRON na próbkach d 0 =10mm, a twardości na uniwersalnym twardościomierzu HBO 250 przy warunkach 187,5/2,5/30. Badania skrawalności żeliwa wykonano na wiertarce stołowej przy obrotach wrzeciona 750obr/min i posuwie 0,2mm/obrót. Otwory wiercono na sucho wiertłem o średnicy 5mm. Wiertarka była sterowana elektronicznie, a zapis siły poosiowej F Z i momentu skrawania M rejestrowany był przez komputer. Dla każdej grupy żeliwa badania wykonano na 10 próbkach wiercąc w nich po 6 otworów. Każdy otwór wiercono nowym wiertłem. iły skrawania występujące podczas wiercenia pokazano na rysunku 1.

3 Rys. 1. iły skrawania w procesie wiercenia Fig. 1. Force of machining during drilling ą one następujące: F siła skrawania; jest to siła oporu materiału przeciwdziałająca obracaniu się wiertła wokół własnej osi, wytwarza ona moment skrawania M, F Z siła poosiowa; siła oporu materiału przeciw wgłębianiu się wiertła; dla jednego ostrza wynosi ona F Z, a dla obu ostrzy 2F Z, F X siła promieniowa; na obu ostrzach siły te się równoważą, F siła wypadkowa sił skrawania działających na ostrze wiertła; można ją rozłożyć na siłę Fp prostopadłą do krawędzi tnącej w płaszczyźnie pionowej i siłę poziomą Fw. iła poosiowa F Z określana była z zależności (1): F yp Z C p D p Kmp, [N] (1)

4 Moment skrawania M obliczany był z wzoru (2): M 1,9 ym Cm D p Kmp, [Nm] (2) gdzie: C p i C m współczynniki zależne od rodzaju próbki, materiału obrabianego i posuwu; wynosiły one C p =60,5; C m = 23,5 D średnica wiertła równa 5mm, p posuw równy 0,2mm/obrót, yp i ym wykładniki potęg zależne od rodzaju obróbki, materiału obrabianego i posuwu; wynosiły one yp=0,8, ym=0,8 K mp współczynnik poprawkowy zależny od materiału; przyjęto jego wartość równą 0,8 Moc skrawania N obliczano z wzoru (3): N M n, [kw] (3) Wyznaczając z równania (1) współczynnik K mp i podstawiając do (2) otrzymuje się zależność między momentem skrawania M, a siłą poosiową F Z : M F Z C m D C p 0,9 p p yp ym (4) Podstawiając: K C m D C p 0,9 p p yp ym (5) do (4) otrzymuje się: M F K (6) Z Z zależności (6) wynika, że moment skrawania jest proporcjonalny do siły poosiowej. Analizę statystyczną przeprowadzono metodą analizy regresji wielokrotnej krokowej.

5 3. WYNIKI BADAŃ WŁANYCH Reprezentatywne krzywe ATD i mikrostrukturę żeliwa grupy I przedstawiono na rysunku 2 (a, b). a) b) Rys. 2. (a, b) Reprezentatywne krzywe ATD (a) i mikrostruktura żeliwa grupy I (b) Fig. 2. Representatives curves TDA (a) and mikrostructure of cast iron group I (b)

6 Po zakończonej krystalizacji austenitu pierwotnego (A-D) i eutektyki austenit+grafit (D-E ), w temperaturze t E rozpoczyna się krystalizacja węglików ledeburytycznych, które tworzą siatkę. Krystalizacja węglików kończy się w temperaturze t H (rys. 2a). Wielkość węglików zawarta jest w przedziale m 2, a ich ilość wynosi 4-5% (rys. 2b). Mikrostruktura żeliwa złożona jest z austenitu, grafitu typu A, B i E o wielkości 4-7 m i węglików ledeburytycznych. Reprezentatywny dla tej grupy żeliwa wykres siły poosiowej F Z i momentu skrawania M w czasie wiercenia otworów pokazano na rysunku 3. Rys. 3. Reprezentatywny wykres siły poosiowej F Z i momentu skrawania M dla żeliwa grupy I Fig. 3. Representatives diagram of axial force F Z and machining moment M of cast iron group I

7 Dla żeliwa grupy II reprezentatywne krzywe ATD i mikrostrukturę przedstawiono na rysunku 4 (a, b). a) b) Rys. 4. (a, b) Reprezentatywne krzywe ATD (a) i mikrostruktura żeliwa grupy II (b) Fig. 4. Representatives curves TDA (a) and mikrostructure of cast iron group II (b)

8 W porównaniu z żeliwem grupy I nastąpiło obniżenie temperatury krystalizacji węglików pierwotnych. Ich wielkość zawiera się w przedziale m 2, ilość 3-4% (rys. 4b). Rozmieszczone są one częściowo w postaci siatki, a częściowo równomiernie. Mikrostruktura żeliwa jest analogiczna jak w żeliwie grupy I. Na rysunku 5 przedstawiono reprezentatywny dla tej grupy żeliwa wykres siły poosiowej F Z i momentu skrawania M. Rys. 5. Reprezentatywny wykres siły poosiowej F Z i momentu skrawania M dla żeliwa grupy II Fig. 5. Representatives diagram of axial force F Z and machining moment M of cast iron group II W porównaniu z danymi na rys. 3 nastąpiło zmniejszenie siły F Z i momentu skrawania M. W tabeli 2 przedstawiono zakres temperatury krystalizacji eutektyki austenit+grafit (t D -t E ), węglików (t E -t H ) i końca krystalizacji (t H ) żeliwa grupy I i II.

9 Tabela 2. Zakres temperatury krystalizacji eutektyki grafitowej (t D -t E ), węglików (t E -t H ) i końca krystalizacji (t H ) żeliwa. Table 2. Range of temperature od cristallization of: graphite eutectic (t D -t E ), carbides (t E -t H ) and of solidification (t H ) of cast iron Grupa żeliwa Temperatura, C t D -t E t E -t H t H I II Z przedstawionych w tab. 2 danych wynika, że dla żeliwa grupy II temperatura początku krystalizacji eutektyki jest wyższa, a jej końca niższa niż dla żeliwa grupy I. Węgliki ledeburytyczne (żeliwo grupy I) krystalizują w wyższej temperaturze (rys. 2a) niż węgliki pierwotne (żeliwo grupy II, rys. 4a). Powoduje to obniżenie temperatury t H końca krystalizacji żeliwa grupy II. Zakres zmian siły poosiowej F Z, momentu skrawania M i mocy skrawania N dla żeliwa grupy I i II przedstawiono w tabeli 3. Tabela 3. Zakres siły poosiowej F Z, momentu M i mocy N skrawania żeliwa Table 3. Range of axial force F Z, machining moment M and machining power N of cast iron Grupa żeliwa F Z N M Nm N kw I ,8-24,0 1,67-1,85 II ,0-21,5 1,55-1,66 Z przedstawionych w tab. 3 danych wynika, że wydzielenia węglików pierwotnych zmniejszają wartości F Z, M i N.

10 Reprezentatywne krzywe ATD i mikrostrukturę żeliwa grupy III pokazano na rysunku 6 (a, b). a) b) Rys. 6. Reprezentatywne krzywe ATD (a) i mikrostruktura żeliwa grupy III (b) Fig. 6. Representatives curves TDA (a) and microstructure of cast iron group III (b)

11 W tej grupie żeliwa na krzywej derywacyjnej nie występuje efekt cieplny od krystalizacji węglików (rys. 6a), pomimo ich obecności w mikrostrukturze (rys. 6b). Wielkość węglików nie przekracza 300 m, a ich ilość jest mniejsza od 3%, przy czym rozmieszczone są one równomiernie. Dla tej grupy żeliwa temperatura (t D -t H ) krystalizacji eutektyki grafitowej zawiera się w zakresie C, a końca jej krystalizacji wynosi t H = C. W porównaniu z żeliwem grupy I i II temperatura t D i t H odpowiednio początku i końca krystalizacji eutektyki żeliwa grupy III wzrosła. Mikrostruktura żeliwa jest austenityczna z grafitem typu A, B i E o wielkości 4-7 m i węglikami pierwotnymi. Reprezentatywny dla tej grupy żeliwa wykres siły poosiowej F Z i momentu skrawania M podczas wiercenia pokazano na rysunku 7. Rys. 7. Reprezentatywny wykres siły poosiowej F Z i momentu skrawania M dla żeliwa grupy III Fig.7. Representatives diagram of axial force F Z and machining moment M of cast iron group III iła poosiowa zawiera się w zakresie F Z = N, a moment M =15,4-19,0Nm. Obliczona moc skrawania wynosi N =1,18-1,45kW. Wartości te są niższe w porównaniu z żeliwem grupy I i II. Z przedstawionych danych wynika, że niezależnie od grupy żeliwa, przede wszystkim w wyniku wysokiej zawartości niklu i miedzi, mikrostruktura osnowy żeliwa pozostaje austenityczna z grafitem płatkowym. Zmienia się w nim rodzaj, wielkość i charakter rozmieszczenia węglików. powodowane jest to wzrastającą ilością węgla i krzemu oraz malejącą zawartością manganu i chromu w żeliwie grupy od I-III (tab. 1). Węgliki ledeburytyczne krystalizują w żeliwie grupy I o najniższej zawartości węgla (2,25-2,35%C) i krzemu (1,55-1,75%i) oraz największej ilości manganu (1,40-1,50%Mn) i chromu (1,60-2,00%Cr). Ich krystalizacja rozpoczyna się po uprzednim

12 wykrystalizowaniu dendrytów austenitu pierwotnego oraz eutektyki grafitowej, w stosunkowo wysokiej temperaturze ( C, tab. 2, rys. 2). Mogą one krystalizować wyłącznie w przestrzeniach międzydendrytycznych, w których ciekłe żeliwo wzbogacone jest w mangan i chrom w wyniku odrzucania ich atomów przez front krystalizacji austenitu. W związku z tym następuje zawężenie zakresu temperatury krystalizacji w układzie stabilnym i metastabilnym, a przechłodzenie cieczy jest wystarczająco duże do krystalizacji ledeburytu. Wzrost zawartości węgla do 2,60%C i krzemu do 2,00%i oraz zmniejszenie ilości manganu do 1,15%Mn i chromu do 1,30%Cr w żeliwie grupy II (tab. 1) spowodowało krystalizację węglików pierwotnych w niższej temperaturze ( C, tab. 2, rys. 4). Ciekłe żeliwo pomiędzy dendrytami austenitu nie osiąga wtedy dużego przechłodzenia warunkującego wzrost ledeburytu. W związku z tym krystalizują węgliki pierwotne typu (FeMnCr) 3 C. Dla żeliwa grupy III zawierającego największą ilość węgla (2,75-3,05%C) i krzemu (2,05-2,40%i) oraz najmniejszą manganu (0,85-1,05%Mn) i chromu (0,80-1,20%Cr) (tab. 1), na krzywej derywacyjnej nie występuje efekt cieplny krystalizacji węglików (rys. 6), pomimo ich obecności w mikrostrukturze. powodowane jest to niewielką ich wielkością i ilością w związku z czym ciepło krystalizacji było za małe do utworzenia piku na krzywej krystalizacji. W tabeli 4 przedstawiono wielkość i udział procentowy węglików oraz Rm i HB badanego żeliwa. Tabela 4. Wielkość i udział procentowy węglików w mikrostrukturze żeliwa oraz jego Rm i HB Table 4. Largenes and percent participation in microstructure carbides of cast iron and its Rm and HB. Grupa żeliwa Wielkość węglików, m Udział procentowy, % Rm, MPa I II III Z przedstawionych w tab. 4 danych wynika, że największą Rm i najmniejszą HB otrzymano w żeliwie grupy III. Konsekwencja przedstawionych zmian rodzaju, wielkości, ilości i rozmieszczenia węglików w osnowie austenitycznej są malejące wartości F Z, M i N odpowiednio dla żeliwa grupy I-III (rys. 3; 5 i 7). Zmniejszenie siły poosiowej F Z, momentu M i mocy N spowodowane jest również zwiększoną grafityzacją żeliwa. twierdzono, że pomiędzy temperaturą początku i końca krystalizacji węglików odpowiednio t E i t H oraz temperaturą końca krystalizacji żeliwa t H (w przypadku braku efektu cieplnego na krzywej derywacyjnej od krystalizacji węglików, HB

13 żeliwo grupy III), a siłą poosiową F Z, momentem M i mocą N skrawania występują ściśle określone zależności przedstawione odpowiednio na rysunku Rys. 8. Zależność siły poosiowej F Z od temperatury t E. t H i t H Fig. 8. Dependence of axial force F Z from temperature t E. t H i t H Rys. 9. Zależność momentu skrawania M od temperatury t E. t H i t H Fig. 9. Dependence of machining moment M from temperature t E. t H i t H

14 Rys. 10. Zależność mocy skrawania N od temperatury t E. t H i t H Fig. 10. Dependence of machining power N from temperature t E. t H i t H Wynika z nich, że są one liniowe, określone równaniami (7) (15) F Z 5188,64 6,21t E' (7) - współczynnik korelacji R=98,59%, - standardowy błąd szacowania E st =18,62 M 53,52 0,07t E' (8) R=98,35%; E st =0,22 N (9) 4,05 0,005t E' R=99,02%; E st =0,01 F Z 11224,3 11,94t H ' (10) R=96,76%; E st =28,17

15 M 120,13 0,13t H ' (11) R=96,65%; E st =0,32 M 55,12 0,067t H ' 0, 003t H ' (12) R=97,26%; E st =0,26; średni błąd bezwzględny Er=0,14 N (13) 7,02 0,002t E' 0, 006t H ' R=99,59%; E st =0,01; Er=0,005 F 6062,17 4, 49 (14) Z t H R=98,79%; E st =15,03 M 70,72 0, 05 (15) t H R=98,09%; E st =0,20 N 5,68 0, 004 (16) t H R=99,17%; E st =0,01 Dla przedstawionych równań (7-16), test nedecora F wielokrotnie przewyższa wartości testu krytycznego F Kr. Współczynnik korelacji jest bardzo duży i zawiera się w zakresie R=96,65-99,59%. Największy standardowy błąd szacowania występuje w równaniach określających siłę poosiową F Z. Zawiera się on w zakresie E st =15,03-28,17. Jest natomiast bardzo mały przy określaniu momentu M i mocy N skrawania; zawarty w zakresie E st =0,01-0,32. Te dwie wielkości można uzależnić jednocześnie od temperatury t E i t H, co przedstawiają równania (12) i (13). Poprawia to nieco współczynnik korelacji R i standardowy błąd szacowania E st.

16 4. PODUMOWANIE Z przedstawionych danych wynika, ze metoda ATD umożliwia również ocenę skrawalności żeliwa. Z jej wykorzystaniem można odpowiednio pokierować krystalizacją i ewentualnymi przemianami austenitu w celu uzyskania najmniejszej wartości siły F Z, momentu M i mocy N skrawania, a więc najlepszej skrawalności, a w związku z tym i największej trwałości ostrza. Przedstawione zagadnienie zostało wdrożone w WK GORZYCE.A. dla produkcji wkładek tłokowych w ramach realizacji projektu celowego Nr 7T08B C/4261. LITERATURA [1] Pietrowski., Pisarek B., Władysiak R.: Wdrożenie systemu kontroli i sterowania jakością żeliwa austenitycznego na wkładki tłokowe metodą ATD. Projekt Celowy Nr 7T08B C/4261, Łódź 2000r. UMMARY CONTROL OF MACHINABILITY OF CAT IRON TDA METHOD It exert in paper, that among characteristic temperatures crystallizing phases in Niresist cast iron from curve indicated TDA, and axial force F Z, machining moment M and machining power N during drilling, definite linear dependences take a stand. It enables estimate of machining of cast iron but indirectly and constancy of pinpoint. Introduced results of research expand capabilities of controls of cast iron method TDA. Recenzował Prof. tanisław Jura