Wp yw fazy spinelowej na wybrane w a ciwo ci cieplne tworzywa szk o-krystalicznego z uk adu ZAS

Transkrypt

1 MATERIA Y CERAMICZNE /CERAMIC MATERIALS/, 64, 1, (2012), Wpyw fazy spinelowej na wybrane waciwoci cieplne tworzywa szko-krystalicznego z ukadu ZAS TOMASZ OKUPSKI 1 *, DANIELA HERMAN 1, WIESAW WALKOWIAK 1, KRZYSZTOF NADOLNY 2 1 Politechnika Koszaliska, Instytut Mechatroniki Nanotechnologii i Techniki Próniowej, ul. Racawicka 15-17, Koszalin 2 Politechnika Koszaliska, Katedra Inynierii Produkcji, Wydzia Mechaniczny, ul. Racawicka 15-17, Koszalin * tomasz.okupski@tu.koszalin.pl Streszczenie Badano wpyw rodzaju fazy krystalicznej na wybrane waciwoci cieplne tworzyw szko-krystalicznych z ukadu CaO-MgO-Al 2 O 3 -SiO 2 i ZnO-B 2 O 3 -Al 2 O 3 -SiO 2 projektowanych pod ktem zastosowania jako spoiwa do wizania ziaren ciernych w narzdzie. Wykazano zmian dyfuzyjnoci termicznej i przewodnictwa cieplnego w zalenoci od skadu chemicznego tworzyw. Maksymaln warto dyfuzyjnoci termicznej d = 0,73 mm 2 /s i przewodnictwa cieplnego = 3,36 W/(m K) uzyskano dla tworzywa szko-krystalicznego z udziaem fazy spinelu cynkowego. Sowa kluczowe: spinel, dyfuzyjno termiczna, pojemno cieplna INFLUENCE OF SPINEL PHASE ON SELECTED THERMAL PROPERTIES OF GLASS-CERAMIC MATERIALS FROM THE ZAS SYSTEM Effects of crystalline phases on selected thermal properties of glass-ceramics from the CaO-MgO-Al 2 O 3 -SiO 2 and ZnO--B 2 O 3 Al 2 O 3 -SiO 2 systems, designed for binding abrasive grains in an abrasive tool, were studied. Changes in thermal diffusivity and thermal conductivity depending on the chemical composition of materials were shown. The maximum values of the thermal diffusivity of d = 0,73 mm 2 /s and the thermal conductivity of = 3,36 W/(m K) were obtained for glass-ceramic material containing the zinc spinel phase. Keywords: Spinel, Thermal diffusivity, Thermal capacity 1. Wstp Jednym z najistotniejszych aspektów procesów obróbki ciernej jest temperatura powstajca w stre e kontaktu narzdzia z materiaem obrabianym. Energia mechaniczna wprowadzana do procesu szlifowania, w postaci ruchu wzgldnego narzdzia i materiau obrabianego, jest w wikszoci zamieniana w ciepo [1]. Prowadzi to do znacznego wzrostu temperatury w stre e kontaktu narzdzia z materia- em obrabianym, wywoanego tarciem i procesami deformacji, prowadzcymi do formowania wiórów i usuwania materiau. Nadmierny wzrost temperatury w procesie szlifowania prowadzi moe do powstawania defektów powierzchni obrobionej takich jak mikropknicia czy przypalenia szli erskie. Z drugiej strony, rosnca temperatura w stre e szlifowania prowadzi do nadmiernego zuycia elementów ciernicy (ziaren ciernych i spoiwa). Oddziaywanie wysokiej temperatury prowadzi do uplastycznienia zarówno wierzchoków aktywnych ziaren ciernych, jak i spoiwa ceramicznego, które równie moe by w kontakcie z materiaem obrabianym [2]. Powoduje to termiczne zuycie mostków spoiwa i przedwczesne wykruszanie ziaren ciernych z czynnej powierzchni ciernicy [3-5]. W skrajnych przypadkach, szybko zmieniajcy si gradient temperatury w narzdziu ciernym, moe wy- woa nadmierne naprenia cieplne, skutkujce drastycznym obnieniem wytrzymaoci caego narzdzia, a nawet jego rozerwaniem. Wymienione wyej aspekty wskazuj, e niezwykle istotnym zagadnieniem, z punktu widzenia technologii szlifowania, jest projektowanie narzdzi ciernych z uwzgldnieniem jak najlepszych waciwoci cieplnych tworzyw stosowanych do ich budowy. Du wag w tym wzgldzie kadzie si na dobór ziaren ciernych, stanowicych gówny skadnik narzdzi ciernych [6]. Jednak równie wany, z punktu widzenia trwaoci narzdzia oraz polepszania warunków obróbki, jest optymalny dobór spoiwa i jego waciwoci, take cieplnych. Waciwoci cieplne ceramicznych narzdzi ciernych zale od rodzaju ziarna ciernego i spoiwa ceramicznego. Powszechnie stosowane ziarna cierne to mono lub polikrysztay, których waciwoci cieplne mog by uznawane za sta materiaow charakterystyczn dla danego typu ziarna ciernego. W przypadku spoiw ceramicznych, a zwaszcza tworzyw szko-krystalicznych, waciwoci cieplne spoiwa s cile zalene od skadu chemicznego pozostaoci szklistej oraz rodzaju fazy krystalicznej. Poprawa warunków termicznych pracy narzdzia ciernego moe by efektem zastosowania spoiw ceramicznych o przewidywanych waciwociach cieplnych bdcych efektem zmia- 71

2 T. OKUPSKI, D. HERMAN, W. WALKOWIAK, K. NADOLNY ny skadu chemicznego, z których najistotniejszymi s dyfuzyjno cieplna, pojemno cieplna oraz wspóczynnik rozszerzalnoci cieplnej. Waciwoci cieplne spoiw szkokrystalicznych mog by regulowane poprzez dobór ich skadu chemicznego determinujcego zarówno skad chemiczny szka czstkowego, jak i rodzaj powstajcej fazy krystalicznej. Z punktu widzenia budowy strukturalnej spoiwa ceramicznego, fazy krystaliczne o periodycznie regularnej budowie atomowej s rozmieszczone w pozostaoci szklistej o budowie charakterystycznej dla struktur amor cznych. W zwizku z tym, spoiwa ceramiczne naley rozpatrywa jako materia wielofazowy o zrónicowanej budowie strukturalnej. Zjawiska towarzyszce przemieszczaniu si zaburzenia temperaturowego w objtoci spoiwa bd miay odmienny charakter w obszarach o strukturze amorcznej oraz w obszarach o budowie krystalicznej. 2. Cz eksperymentalna Skad chemiczny próbki A zosta dobrany w sposób umoliwiajcy krystalizacj faz z grupy piroksenów. Skad próbki B zosta zmieniony w stosunku do skadu ustalonego dla próbki A, w celu umoliwienia krystalizacji spinelu cynkowego o ogólny m wzorze chemicznym (A 2+ B 3+ ) 2 O 4 zamiast struktur piroksenowych. Skad chemiczny badanych próbek przedstawiono w Tabeli 1. Przygotowany zestaw skadników stopiono w piecu elektrycznym, w atmosferze powietrza, w tyglu korundowym, w temepraturze 1573 K przez okres dwóch godzin. Stopione szko chodzono gwatownie w wodzie i nastpnie suszono. Przygotowany w ten sposób materia do bada, rozdrabniano w mynie kulowym dla uzyskania frakcji proszku poniej 63m. Wa- ciw temperatur obróbki termicznej próbek A i B ze wzgldu na spenienie warunku odpowiedniej zwilalnoci ziaren ciernych wyznaczono przy wykorzystaniu wysokotemperaturowego mikroskopu Leitz. Rentgenowsk analiz fazow próbek, poddanych obróbce cieplnej w temperaturze waciwej dla przygotowywania ciernic z ich udziaem, przeprowadzono na aparacie SIEMENS D 5000, stosujc promieniowanie CuK, czas zlicze 5 s, rotacj próbki 1 obr./min., zakres pomiarowy Obserwacji mikrostruktury obrobionych termicznie próbek trawionych w 10-procentowym roztworze HF dokonano w elektronowym mikroskopie skaningowym JEOL-JSM-5500 LX. Dyfuzyjno termiczn badanych próbek wyznaczono z wykorzystaniem aparatury rmy Netzsch - model 427 z laserowym pobudzeniem temperaturowym umoliwiajcym pomiar dyfuzyjnoci termicznej w zakresie temperatur od 20 C do 2000 C. Modele strukturalne poszczególnych faz krystalicznych wizualizowano z wykorzystaniem, pracujcego w rodowisku systemu Windows, programu rmy Accelrys Materials Studio 5.0. Dane strukturalne dotyczce pozycji atomów w komórce elementarnej pozyskano z rosyjskiej bazy danych krystalogracznych Min- Tabela 1. Skad chemiczny badanych tworzyw. Table 1. Chemical composition of studied materials. Cryst, dostpnej w Internecie pod adresem iem.ac.ru/mincryst. Warto ciepa waciwego C p badanych próbek, w zakresie temperatur od 300 K do 1300 K, wyznaczono z zalenoci [7-8]: T CP 3R [1 exp( 5 )], (1) D gdzie R staa gazowa, T temperatura [K], D temperatura Debye a. Teoretyczn warto temperatury Debye a obliczono wykorzystujc zaleno pomidzy D a redni objtoci atomow komórki elementarnej V a, energi dysocjacji G t, stopniem upakowania jonów w komórce elementarnej oraz gstoci [7-8]: 1 p t h 1 3 N V G A D ( ) ( ) ( ) 2 3 3, (2) 4 k Va gdzie h staa Plancka [J s], k staa Boltzmanna [J K -1 ], N A liczba Avogadro [mol -1 ], V a objto komórki elementarnej [m 3 mol-1 ], V p stopie upakowania jonów w komórce elementarnej [kgmol -1 ], G t energia dysocjacji [Jm -3 ], gsto [kgm -3 ]. Stopie upakowania atomów w komórce elementarnej obliczono z zalenoci [7-8]: V p ( Vi xi ), (3) M gdzie V i gsto upakowania jonów [m 3 mol -1 ], x i udzia molowy i-tego tlenku [% mol.], M masa molowa [kgm -3 ]. Stopie upakowania atomów i-tego tlenku o ogólnym wzorze M X O Y, zbudowanego z jonów M i O o promieniach r K i r A, okrelono z zalenoci [7-8]: Vi NA( X rk Y ra )[ cm mol ], (4) 3 gdzie N A - liczba Avogadro [mol -1 ], r K - promie jonowy kationu wg Shannona, r A - promie jonowy anionu wg Shannona. Energi dysocjacji i-tego tlenku okrelono na podstawie molowego ciepa formowania pierwiastków w stanie staym oraz gazowym. W pracy wykorzystano wartoci energii dysocjacji G i wyznaczone wg zalenoci [7]: i Gi [ X Hf ( M, gas) Y Hf ( O, gas) M i H ( M O, cryst.) ( X Y ) RT ], (5) f X Y gdzie i gsto i-tego tlenku [kg m -3 ], H f molowe ciepo formowania [kj mol -1 ], R staa gazowa. Znajc wartoci G i oraz udziay molowe poszczególnych tlenków mona obliczy wartoci energii dysocjacji poszczególnych tlenków wedug zalenoci [7]: G t ( Gi xi ). (6) Udzia tlenków [% mas.] Próbka FeO+Fe 2 O 3 Na 2 O+K 2 O+Li 2 O Al 2 O 3 B 2 O 3 CaO+MgO SiO 2 ZnO A 1,66 6,92 5,73 11,4 13,37 50,87 10,93 B 0,86 4,34 22,13 7,38 4,16 31,59 29,44 72 MATERIA Y CERAMICZNE /CERAMIC MATERIALS/, 64, 1, (2012)

3 WPYW FAZY SPINELOWEJ NA WYBRANE WACIWOCI CIEPLNE TWORZYWA SZKO-KRYSTALICZNEGO Z UKADU ZAS Wspóczynnik rozszerzalnoci objtociowej obliczono wykorzystujc zaleno Winkelmanna i Scotta [9]: 3 aii, (7) gdzie wspóczynnik rozszerzalnoci objtociowej, i wspóczynnik rozszerzalnoci objtociowej i-tego skadnika, a i udzia procentowy i-tego skadnika. 3. Wyniki bada i dyskusja Wyniki przeprowadzonych bada wskazuj na istotny wpyw rodzaju fazy krystalicznej na waciwoci termiczne badanych próbek, co zostanie udokumentowane poni- ej. Wartoci dyfuzyjnoci termicznej próbek A i B róni si w zakresie temperatur od 20 C do ok. 700 C (Rys. 1). cuchami krzemotlenowymi, utrzymujc spójno struktury. Augit posiada struktur bardzo zblion do budowy diopsydu z t rónic, e w strukturze wystpuje atom elaza Fe 3+ zamiast kationu Ca 2+ (Rys. 4b). Charakter wizania w acuchu krzemotlenowym jest odmienny od wiza wystpujcych w przestrzeniach pomidzy acuchami, w których znajduj si kationy Ca 2+ i Mg 2+-. Wizanie acuch-kation ma charakter bardziej jonowy i jest sabsze w przestrzeniach pomidzy acuchami ni w obrbie acuchów, gdzie wystpuje silne wizanie pomidzy krzemem a tlenem. W zwizku z tym, naley oczekiwa, e zjawisko zaburzania przepywu energii cieplnej bdzie nasilao si przede wszystkim w przestrzeniach pomidzy acuchami na skutek braku cigoci struktury sieci krystalicznej. W strukturze gahnitu (Rys. 4c) kation Al 3+ wystpuje w koordynacji oktaedrycznej, natomiast Zn 2+ w koordynacji tetraedrycznej. W strukturze willemitu(rys. 4d), kation Zn 2+ koordynowany jest przez 4 aniony tlenu. Rónica w budowie strukturalnej, przynalenoci do rónych grup przestrzennych, odmienna objto molowa komórki elementarnej, wpywaj na dugo wizania kation-anion (Rys. 5, Tabela 2). Ma to istotny wpyw na dugo tzw. redniej drogi swobodnej, rozumianej jako rednia odlego jak pokoa) Rys. 1. Dyfuzyjno termiczna badanych próbek. Fig. 1. Thermal diffusivity of the studied samples. b) Rys. 2. Mikrostruktura badanych próbek: a) próbka A i b) próbka B. Fig. 2. Microstructure of the studied samples: a) sample A and b) sample B. Próbka B charakteryzuje si zdecydowanie wiksz dyfuzyjnoci termiczn w temperaturach do ok. 700 C, powy- ej tej temperatury wartoci dyfuzyjnoci termicznej s zbli- one dla próbek A i B, najprawdopodobniej ze wzgldu na ustalajca si sta warto pojemnoci cieplnej Cp, zgodnie z regu Dulonga-Petita, blisk 3R. Rónica dyfuzyjno- ci termicznej próbek A i B, jest efektem odmiennej budowy strukturalnej projektowanych tworzyw, których mikrostruktur przedstawiono na Rys. 2 oraz ich zrónicowanego skadu fazowego (Rys. 3). Próbki róni si rodzajem fazy krystalicznej rozmieszczonej w pozostaoci szklistej. Analiza XRD próbki A, poddanej obróbce cieplnej w temperaturze 1000 C przez 2 h, wykazaa wystpowanie faz krystalicznych nalecych do grupy krzemianów acuchowych (Rys. 3a). Gównymi fazami krystalicznymi obecnymi w mikrostrukturze próbki A jest diopsyd o ogólnym wzorze CaMgSi 2 O 6 (zawarto 12% obj.) oraz augit elazowy Ca(MgAlFe)[(SiAl) 2 O 6 ] (zawarto 16% obj.) (Rys. 2a). Natomiast w strukturze próbki B stwierdzono wystpowanie fazy wilemitu Zn 2 SiO 4 (10% obj.), nale- cej do grupy krzemianów wyspowych, oraz fazy gahnitu ZnAl 2 O 4 (30% obj), nalecej do grupy spineli (Rys. 3b). Próbka B charakteryzuje si wiksz dyfuzyjnoci termiczn. Poszczególne fazy krystaliczne róni si budow strukturaln. W diopsydzie (Rys. 4a) dwuwartociowe kationy Ca 2+ oraz Mg 2+ rozmieszczone s w przestrzeniach pomidzy a- MATERIA Y CERAMICZNE /CERAMIC MATERIALS/, 64, 1, (2012) 73

4 T. OKUPSKI, D. HERMAN, W. WALKOWIAK, K. NADOLNY a) Rys. 3. Dyfraktogram próbki A poddanej obróbce cieplnej w temperaturze: a) 1000 C przez 2 h, b) 1100 C przez 3 h. Fig. 3. X-ray diffraction pattern of the sample A heat treated at: a) 1000 C for 2 h, b) 1100 C for 3 h. b) a) b) c) d) Rys. 4. Struktury krystalogra czne: a) diopsyd, b) augit,c) gahnit i d) wilemit. Fig. 4. Crystal structures: a) diopside, b) augite, c) gahnite and d) willemite. 74 MATERIA Y CERAMICZNE /CERAMIC MATERIALS/, 64, 1, (2012)

5 WPYW FAZY SPINELOWEJ NA WYBRANE WACIWOCI CIEPLNE TWORZYWA SZKO-KRYSTALICZNEGO Z UKADU ZAS Tabela 2. rednie odlegoci midzyatomowe w rozwaanych strukturach krystalicznych. Table 2. Mean interatomic distances within the discussed crystalline phases. Objto molowa komórki rednia odlego midzyatomowa [Å] Faza Grupa elementarnej krystaliczna przestrzenna Ca-O Mg-O Si-O Fe-O Zn-O Al-O [cm 3 /mol] Diopsyd 62,12 C2/c 2,73 2,05 1,63 Augit 66,79 C2/c 2,23 1,63 2,07 Willemit 52,52 R3(-) 1,63 1,95 Gahnit 40,00 Fd3m 1,80 1,79 nuj atomy pomidzy kolizjami. Klasyczna teoria przewodnictwa cieplnego cia staych zakada, e energia cieplna jest transportowana w objtoci materiau poprzez ruchy oscylacyjne atomów w sieci krystalicznej. Energia cieplna przekazywana jest poszczególnym atomom w postaci kwantów energii zwanych fononami. Poniewa wikszo materia- ów ceramicznych charakteryzuje si niewielk gstoci elektronow, przewodnictwo elektronowe moe wówczas zosta pominite [10-11]. Zatem ogólne waciwoci cieplne bd zaleay od m.in. dugoci drogi swobodnej. Diopsyd oraz augit charakteryzuj si duymi odlegociami pomidzy anionem tlenu a kationami Ca 2+ oraz Mg 2+ (Tabela 2) w porównaniu do struktur wilemitu oraz gahnitu. rednia odlego pomidzy kationem Ca 2+ a anionem tlenu wynosi 2,737 Å i jest rednio o ok. 0,8 Å wiksza, od odlegoci pomidzy kationem Zn 2+ a tlenem w wilemicie (1,953 Å) oraz ganicie (1,802 Å). Rónice w odlegociach midzyatomowych maj równie odzwierciedlenie w objtoci molowej komórki elementarnej poszczególnych faz krystalicznych. Najmniejsz objto molow maj struktury o najmniejszych odlegociach midzyatomowych, a wic gahnit (40 cm 3 /mol) oraz wilemit (52,52 cm 3 /mol) (Tabela 2). Rozpatrujc waciwoci cieplne tworzyw szko-krystalicznych naley równie uwzgldni wpyw pozostaoci szklistej, w której rozmieszczone s poszczególne fazy krystaliczne. Niezwykle istotnym z punktu widzenia rozkadu napre w materiale szko-krystalicznym jest wspóczynnik rozszerzalnoci cieplnej osnowy szklistej oraz faz krystalicznych. W przypadku, gdy wspóczynnik fazy krystalicznej jest mniejszy od wspóczynnika rozszerzalnoci osnowy szklistej wystpuj niekorzystne, z punktu widzenia wa- ciwoci mechanicznych, naprenia rozcigajce. Napr- enia te mog by przyczyn powstawania mikropkni powodujcych pkanie materiau szko-krystalicznego prowadzce do jego dekohezji. Wartoci wspóczynników rozszerzalnoci cieplnej faz krystalicznych oraz osnowy amor- a) b) c) d) Rys. 5. Odlegoci midzyatomowe w komórkach elementarnych: a) diopsyd, b) augit, c) gahnit i d) wilemit. Fig. 5. Interatomic distances within elementary cells: a) diopside, b) augite, c) gahnite and d) willemite. MATERIA Y CERAMICZNE /CERAMIC MATERIALS/, 64, 1, (2012) 75

6 T. OKUPSKI, D. HERMAN, W. WALKOWIAK, K. NADOLNY cznej dla próbek A i B przedstawiono w Tabeli 3. Wspóczynniki rozszerzalnoci pozostaoci szklistej w przypadku próbek A i B s mniejsze od wspóczynników poszczególnych faz krystalicznych. wiadczy to o wystpowaniu korzystnych napre ciskajcych pomidzy krystalitami a osnow. Jednak zdecydowanie korzystniejsze pod tym wzgldem warunki wystpuj w próbce B z udziaem fazy spinelowej. Tabela 3. Wspóczynniki rozszerzalnoci liniowej faz krystalicznych i pozostaoci szklistej. Table 3. Linear expansion coef cients of crystalline phases and remaining glass. Próbka A Próbka B 10-7 [K -1 ] 10-7 [K -1 ] CaMgSi 2 O 6 92,6 [14] [12] Zn 2 SiO 4 39,5 CaFeSi 2 O 6 92,6 [14] [13] ZnAl 2 O 4 77,0 Pozostao Pozostao 40,2 szklista szklista 30,4 Przewodzenie energii cieplnej ma odmienny charakter w obszarach o budowie amor cznej i krystalicznej. Biorc pod uwag, e proces przewodzenia energii cieplnej pod wpywem gradientu temperatury zaley od koncentracji energii przypadajcej na jednostk objtoci, obecne w objto- ci tworzywa fazy krystaliczne wywieraj istotny wpyw na proces przewodzenia energii cieplnej. Przewodnictwo cieplne materiaów ceramicznych jest zatem zalene od m.in. udziau fazy krystalicznej, jej koncentracji oraz przewodnictwa cieplnego poszczególnych elementów skadowych. Tak wic cakowite przewodnictwo cieplne tworzywa szkokrystalicznego bdzie zdeterminowane przede wszystkim przez gorszy przewodnik. Jeli faza szklista posiada przewodnictwo cieplne s, natomiast dyspersyjnie rozmieszczone fazy krystaliczne k, wówczas cakowite przewodnictwo cieplne bdzie opisane zalenoci [15]: 1 2xk (1 s / k ) / (2s / k 1) c, (8) s 1 xk (1 s / k ) / ( s / k 1) gdzie c przewodnictwo cieplne tworzywa szko-krystalicznego, s przewodnictwo cieplne fazy szklistej, k przewodnictwo cieplne fazy krystalicznej, x k udzia objtociowy fazy krystalicznej. W przypadku, gdy s > k cakowite przewodnictwo cieplne wynosi: c s ( 1 xk ) / (1 xk ). (9) Natomiast, gdy s < k, wówczas cakowite przewodnictwo cieplne wynosi: c s ( 1 2xk ) / (1 xk ). (10) Cakowite przewodnictwo cieplne c, obliczone na podstawie równania (10), wynosi dla próbki A-2,32 [W/(mK)], natomiast dla próbki B-3,36 [W/(mK)]. Powszechnie stosowane spoiwa amor czne, stosowane w materiaach kompozytowych i ceramicznych narzdziach ciernych, charakteryzuj si nisz wartoci przewodnictwa cieplnego tj. 1,04 [16]. Dyfuzyjno termiczna zaley od gstoci materiau, pojemnoci cieplnej oraz przewodnictwa cieplnego. W ciaach staych, zgodnie z klasyczn teori, poowa energii termicznej przypada na energi kinetyczn (3R/2) i poowa na energi potencjaln (3R/2). W zwizku z tym pojemno cieplna cia staych powinna osign maksymalnie warto 3R. Zaleno ta znana jest jako prawo Dulonga-Petita i ma zastosowanie w przypadku wielu niemetalicznych cia staych. Na Rys. 6 przedstawiono obliczon z zalenoci (1) warto pojemnoci cieplnej Cp w zakresie temperatur od 300 K do 1300 K. Obliczone wartoci Cp dla próbek A i B, w dolnym zakresie temperatury, tj. od 300 K do 800 K, wykazuj pewn rozbieno, która zanika w górnym zakresie temperaturowym. W temperaturze ok. 900 K mona zauway, e krzywe na wykresie zaczynaj nakada si na siebie i od temperatury ok K maj niemale identyczny przebieg (Rys. 6). Pojemno cieplna próbek A i B, w temperaturze powyej temperatury Debye a, w której warto C p zaczyna by wartoci sta, niezalen od temperatury, jest zbli- ona dla obu próbek. Temperatura D w przypadku próbki A wynosi 826 K, natomiast próbki B K, a warto C p w temperaturze powyej 1000 K nie przekracza wartoci 25 J mol -1 K 1 czyli 3R. Jest to zgodne z obserwacjami, gdy z reguy warto pojemnoci cieplnej wikszoci szkie tlenkowych zawiera si w przedziale od 0,7 do 0,95 teoretycznej wartoci 3R [17]. Rys. 6. Pojemno cieplna próbek A i B. Fig. 6. Thermal capacity of the A and B samples. 4. Wnioski Na podstawie przedstawionych wyników mona zauwa- y zdecydowany wpyw rodzaju fazy krystalicznej na wa- ciwoci cieplne badanych tworzyw szko-krystalicznych. Przede wszystkim udzia fazy spinelowej w mikrostrukturze spoiwa wpywa korzystnie na wspóczynnik dyfuzyjnoci termicznej i jest rednio o 30% wikszy ni w przypadku obecnoci fazy z grupy piroksenów. Literatura [1] Marinescu I. D., Hitchiner M., Uhlmann E., Rowe W.B., Inasaki I.: Handbook of Machining with Grinding Wheels, CRC Press, Boca Raton, (2007). [2] Herman D., Krzos J.: Inuence of vitried bond structure on radial wear of cbn grinding wheels, 209, 14, (2009), MATERIA Y CERAMICZNE /CERAMIC MATERIALS/, 64, 1, (2012)

7 WPYW FAZY SPINELOWEJ NA WYBRANE WACIWOCI CIEPLNE TWORZYWA SZKO-KRYSTALICZNEGO Z UKADU ZAS [3] Marinescu I. D., Rowe W. B., Dimitrov B., Inasaki I.: Tribology of abrasive machining processes, William Andrew, Norwich, (2004). [4] Klocke F.: Manufacturing Processes 2: Grinding, Honing, Lapping, Springler-Verlag, Berlin, (2009). [5] Jackson M. J., Davim J. P.: Machining with Abrasives, Springer, New York, (2010). [6] Rowe W.B.: Principles of Modern Grinding Technology, William Andrew, Burlington, (2009). [7] Inaba S., Oda S., Moringa K.: Heat capacity of oxide glasses at high temperature region, J. Non-Crys. Sol., 325, (2003), [8] Inaba S., Fujino S., Morinaga K.: Young s Modulus and Compositional Parameters of Oxide Glasses, J. Am. Ceram. Soc., 82, 12, (1999), [9] Winkelmann A., Schott O.: Über thermische Widerstandscoef cienten verschiedener Gläser in ihrer Abhängigkeit von der chemischen Zusammensetzung (Dependence of the thermal resistance of various glasses from the chemical composition), Annalen der Physik, 287, 4, (1894), [10] Scholze H.: Glass: Nature, Structure, and Properties, Springer- Verlag, (1991). [11] Pauling L.: General Chemistry, Dover Publications, Inc., New York, (1970). [12] White G. K., Roberts R. B.: Thermal Expansion of Willemite, Zn 2 Si0 4, Aust. J. Phys., 41, (1988), [13] Stryjak A., Millan W.Mc: Microstructure and properties of transparent glass-ceramics. Part 2 The physical properties of spinel transparent glass-ceramics, J. Mater. Sci., 13, (1978), [14] Strnad Z.: Glass Ceramic Materials, Elsevier, (1986). [15] Kingery W.D.: Introduction to Ceramics, 2 nd Edition 1976C, Klauser, E. Huenges: Thermal conductivity of rocks and minerals., str.119. [16] Tessier-Doyen N., Grenier X., Huger M., Smith D.S., Fournier D., Roger J.P.: Thermal conductivity of alumina inclusion/glass matrix composite materials: local and macroscopic scales, J. Eur. Ceram. Soc., 27, (2007), [17] Mitchell B. S.: An introduction to materials engineering and science for chemical and materials engineers, A John Wiley&Sons, inc. Publication, (2004), 328. Otrzymano 21 wrzenia 2011, zaakceptowano 15 grudnia 2011 MATERIA Y CERAMICZNE /CERAMIC MATERIALS/, 64, 1, (2012) 77