WYTĘŻENIOWA ANALIZA ROZWOJU PĘKNIĘĆ W STABILNYM STALIWIE AUSTENITYCZNYM PODCZAS NAGŁYCH ZMIAN TEMPERATURY

Transkrypt

1 KOMISJA BUDOWY MASZYN PAN ODDZIAŁ W POZNANIU Vol. 25 nr 1 Archiwum Technologii Maszyn i Automatyzacji 26 PAWEŁ GUTOWSKI*, JOANNA TULEJA** WYTĘŻENIOWA ANALIZA ROZWOJU PĘKNIĘĆ W STABILNYM STALIWIE AUSTENITYCZNYM PODCZAS NAGŁYCH ZMIAN TEMPERATURY W pracy przedstawiono wyniki analiz numerycznych wpływu nawęglania i udarów cieplnych na powstawanie i rozwój pęknięć w stabilnych stopach austenitycznych typu Fe-Ni-Cr-C. Stosując metodę elementów skończonych wyznaczono rozkłady naprężeń strukturalnych powstających w węglikach i otaczającej je osnowie w czasie gwałtownych zmian temperatury. Do analizy wytężenia węglików wykorzystano hipotezę niezmienników Burzyńskiego i hipotezę Mohra. Analizę przeprowadzono dla dwóch wariantów usytuowania węglików. W pierwszym z nich węglik był w całości otoczony austenitem, w drugim zaś był częściowo odsłonięty wychodził na powierzchnię stopu. Wykazano nieuchronność powstania pęknięcia w odsłoniętych węglikach niezależnie od obecności atmosfery nawęglającej czy też jej braku. Słowa kluczowe: staliwo austenityczne, węgliki, naprężenia, wytężenie, pękanie 1. WSTĘP Stabilne stopy austenityczne typu Fe-Ni-Cr-C są powszechnie stosowane na osprzęt pieców do nawęglania. Osprzęt ten pracuje w szczególnie trudnych warunkach, gdyż w każdym cyklu pracy poddawany jest działaniu takich czynników, jak: wysoka temperatura (rzędu 9 1 C) i gwałtowne jej zmiany, silnie nawęglająca atmosfera, obciążenie wsadem. Czynniki te powodują, że trwałość osprzętu pieców do nawęglania jest stosunkowo mała. Już w pierwszych cyklach pracy pojawiają się w nim pęknięcia prowadzące w efekcie końcowym do pękania żeber i wyłamywania naroży, co powoduje konieczność częstej jego wymiany. Naprężenia w osprzęcie pieców do nawęglania, powstałe wskutek obciążenia wsadem, są zwykle o rząd mniejsze od dopuszczalnych dla austenitu [2], a naprężenia cieplne spowodowane gradientem temperatury w chłodzonych lub nagrzewanych elementach pieca też nie są na tyle duże, aby mogły doprowadzić * Dr hab. inż. Politechnika Szczecińska, Katedra Mechaniki i Podstaw Konstrukcji Maszyn ** Mgr inż. Akademia Morska w Szczecinie, Instytut Inżynierii Transportu

2 Paweł Gutowski, Joanna Tuleja do inicjacji pęknięcia. Fakty te wskazują na inne źródło powstawania i rozwoju pęknięć. Z badań małych próbek nawęglonych i nienawęglonych wynika, że przyczyną ich pękania może być zmęczenie cieplne. Szybciej rozwijają się pęknięcia w próbkach nawęglonych. Przeprowadzone przez autorów obliczenia symulacyjne z wykorzystaniem metody elementów skończonych pozwoliły opracować model rozwoju pęknięć w stabilnym staliwie austenitycznym typu Fe-Ni-Cr-C i jednocześnie wykazały nieuchronność tego procesu niezależnie od obecności, czy też braku atmosfery nawęglającej. 2. BADANY MATERIAŁ Stopy austenityczne typu Fe-Ni-Cr-C są stopami dwufazowymi, w których w osnowie austenitu występuje faza węglikowa. W zależności od zawartości węgla wydzielające się węgliki są typu M 23 C 6 lub M 7 C 3. W wyniku oddziaływania atmosfery nawęglającej w stopach tych tworzy się warstwa nawęglona złożona z tego samego typu węglików. Mechanizm jej powstawania i rozwoju jest szczegółowo opisany we wielu publikacjach zagranicznych i krajowych, między innymi w pracach Schnaasa [8], Schnaasa i Grabke [9], czy też Piekarskiego [7]. Schematycznie przedstawiony jest on na rys. 1 [8]. Rys. 1. Schemat nawęglania stopów Fe-Ni-Cr-C [8]; a) nawęglanie bez zakłóceń, b) warstwa tlenków chromu blokująca nawęglanie, c) nawęglanie przez pęknięcia w warstwie tlenków Fig. 1. Illustration of Fe-Ni-Cr-C alloys carburization [8]; a) carburization without disturbances, b) oxides layer blocking carburization, c) carburization through cracks in oxides layer Początkowo w tworzącej się warstwie nawęglonej wydzielają się węgliki M 23 C 6, po czym, w miarę wzrostu zawartości węgla, przekształcają się one w węgliki M 7 C 3. W silnie nawęglonej warstwie obserwowane są również węgliki M 2 C 3 [7]. Nawęglanie nie zachodzi, gdy wskutek zawartości tlenu w atmosferze nawęglającej wytworzy się stabilna, zwarta warstewka tlenków Cr 2 O 3 blokująca dyfuzję węgla. Dyfuzja węgla jest możliwa dopiero wtedy, gdy pod wpływem zmiennych naprężeń cieplnych i mechanicznych warstewka ta popęka. Nawęglanie stopu przebiega wtedy przez pęknięcia w warstwie tlenkowej.

3 Wytężeniowa analiza rozwoju pęknięć w stabilnym staliwie austenitycznym Strukturę warstwy nawęglonej staliwa LH17N36S po 3 godzinach nawęglania w temperaturze 89 C przedstawiono na rys. 2. Staliwo to, o składzie: C =,19%, Mn =,36%, Si = 1,35%, Cr = 16,1% i Ni = 37,5%, jest przeznaczone na osprzęt pieców do nawęglania. Rys. 2. Mikrostruktura warstwy nawęglonej badanego staliwa po 3 h nawęglania Fig. 2. Microstructure of carburized layer of tested casting alloy after 3 h of carburization Widoczne są węgliki zarówno wewnątrz ziaren austenitu, jak i na granicach ziaren, wzrost węglików na granicach ziaren jest szybszy [3???]. Są one jednocześnie najłatwiejszymi drogami dyfuzji gazów do wnętrza stopu, gdyż właśnie w tych obszarach występuje szczególnie duża koncentracja defektów struktury prowadzących do powstawania mikronieciągłości osnowy. Stąd też procesy utleniania stopu przebiegają najintensywniej na granicach ziarn [9]. Tam też obserwuje się największą liczbę pęknięć [2], które zarodkując na powierzchni stopu rozwijają się w kolejnych cyklach męczenia cieplnego w głąb materiału, w ślad za rosnącymi po granicach ziarn węglikami (rys. 3). Kształt i wymiary węglików są bardzo zróżnicowane. W stopach o małej zawartości węgla [???] można w pierwszym przybliżeniu przyjąć, że węgliki wydzielające się wewnątrz ziaren austenitu mają kształt kulisty. W przypadku wydzieleń po granicach ziaren takiego założenia uczynić już nie można. i wydzielające się na granicach ziaren nie są kuliste i tworzą mniej lub bardziej zwartą siatkę otaczającą ziarna austenitu. Oprócz, widocznych na zgładach, węglików na granicach i wewnątrz ziaren przy powierzchni są widoczne węgliki dochodzące aż do powierzchni stopu, a więc posiadające jedną powierzchnię swobodną.

4 Paweł Gutowski, Joanna Tuleja Rys. 3. Typowe pęknięcia w próbce ze staliwa LH17N36S po 75 cyklach nawęglania i męczenia cieplnego; a) polerowana powierzchnia próbki, b) i c) mikrostruktura próbki Fig. 3. Typical cracks in a specimen of LH17N36S casting alloy after 75 cycles of carburisation and thermal fatigue; a) polished surface of a specimen, b) and c) microstructure of a specimen 3. ZALEŻNOŚĆ NAPRĘŻEŃ STRUKTURALNYCH W WĘGLIKACH OD ICH USYTUOWANIA W OSNOWIE 3.1. Modele wydzieleń przyjęte w analizie Jak wykazano we wcześniejszych pracach [2 5] w kulistych węglikach otoczonych całkowicie austenitem powstają w czasie chłodzenia bardzo silne naprężenia ściskające. Ich główną przyczyną są znaczne różnice w wartościach współczynników rozszerzalności cieplnej α węglików i osnowy. W żadnym z przebadanych stopów nie stwierdzono jednak pęknięć rozchodzących się od środka materiału na zewnątrz. Świadczy to, że nawet bardzo duże naprężenia ściskające w tych węglikach nie prowadzą do powstawania pęknięć. Zupełnie inna i znacznie bardziej złożona sytuacja występuje w przypadku węglików mających jedną powierzchnię swobodną. Już w pracy [2] wykazano możliwość powstawania, w czasie chłodzenia, na odkrytej powierzchni takich węglików i w cienkiej warstwie przypowierzchniowej, znacznych naprężeń rozciągających przewyższających wytrzymałość R m węglików na rozciąganie. Wyniki tamtych analiz odnoszą się jednak do prostego osiowosymetrycznego, walcowego kształtu wydzielenia. W niniejszej pracy zakres prowadzonych analiz w sposób istotny rozszerzono poprzez wprowadzenie modelu wydzielenia o kształcie prostopadłościennym rys. 4. Model taki umożliwia prowadzenie analizy rozkładu naprężeń wokół

5 Wytężeniowa analiza rozwoju pęknięć w stabilnym staliwie austenitycznym i wewnątrz cząstek niesymetrycznych osiowo o dwóch wymiarach znacznie przewyższających wymiar trzeci. Rys. 4. Modele węglików na granicy ziarn austenitu; a) węglik całkowicie otoczony austenitem, b) węglik z jedną powierzchnią swobodną Fig. 4. Models of carbides on the austenite grain boundary; a) carbide wholly surrounded by austenite, b) carbide with one side free Przeprowadzono także analizę numeryczną rozkładu naprężeń wewnątrz i wokół wydzieleń znajdujących się na dnie rozwijającego się pęknięcia. W prowadzonych analizach przypadek ten jest szczególnie istotny, gdyż wszystkie stwierdzone pęknięcia rozwijały się po granicach ziarn wzdłuż wydzieleń węglików. Na rys. 5 przedstawiono dwa modelowe przypadki takiego usytuowania węglików. W pierwszym z nich (rys. 5a) węglik znajduje się na granicy ziarn austenitu bezpośrednio pod pękniętą warstwą tlenków Cr 2 O 3, w drugim zaś, (rys. 5b) brak jest warstwy tlenków przy rozwijającym się pęknięciu. Rys. 5. Dwa modelowe przypadki usytuowania węglików na dnie rozwijającego się pęknięcia; a) węglik pod warstwą tlenków chromu, b) węglik otoczony tylko austenitem Fig. 5. The two model placements of carbides on the bottom of fracture propagation; a) carbide under the layer of chromium oxides, b) carbide surrounded only by austenite 3.2. Wyniki obliczeń numerycznych Rozkłady naprężeń strukturalnych powstających w czasie zmian temperatury (ΔT) w węglikach i otaczającej je austenitycznej osnowie, w wyniku różnic w

6 Paweł Gutowski, Joanna Tuleja wartościach współczynników rozszerzalności cieplnej α oraz stałych E i ν, tj. modułów Younga i liczb Poissona, wymienionych faz, dla opisanych wyżej modeli, wyznaczono wykorzystując metodę elementów skończonych. W przedstawionych przykładach obliczeniowych założono, że węglik jest materiałem sprężystym w całym zakresie obciążeń (zmian temperatury), zaś austenit jest materiałem sprężysto-plastycznym z umocnieniem liniowym. Przyjęto, że w czasie chłodzenia temperatura ulega gwałtownemu obniżeniu z 7 C do 2 C. Założono przy tym, że jej zmiany zachodzą równocześnie w całej objętości stopu. Do obliczeń przyjęto granicę plastyczności austenitu R.2 = 28 N mm 2 oraz moduł jego umocnienia E e = N mm 2 [2]. Przyjęte w obliczeniach wartości pozostałych stałych materiałowych, były następujące: węglik M 7 C 3 : E = N mm 2, ν =.372, α = K 1, austenit γ: E = N mm 2, ν =.253, α = K 1. Na rys. 6, dla dwóch opisanych powyżej modeli usytuowania węglików w osnowie, a więc dla przypadku, gdy węglik jest w całości otoczony austenitem i dla przypadku, gdy wychodzi na powierzchnię stopu, przedstawiono w formie porównawczej wykresy rozkładów naprężeń normalnych σ x, σ y i σ z w prostopadłościennym węgliku M 7 C 3, wzdłuż jego pionowej osi (z), i w otaczającej go osnowie, w trzech wzajemnie prostopadłych kierunkach x, y, z. W pierwszym przypadku w obliczeniach przyjęto, że węglik ma wymiary: g = 4 μm, h = 12 μm, b = 36 μm, (oznaczenia zgodne z rys. 4b), i że znajduje się on na granicy ziarn austenitu na głębokości 2 μm pod powierzchnią stopu. W przypadku drugim przyjęto, że wydzielenie przebiega przez całą szerokość granicy dwóch ziaren austenitu (b = B). Grubość g i wysokość h węglika pozostawiono bez zmian. Podane wymiary węglików przyjęto na podstawie ilościowych analiz metalograficznych próbek ze staliwa LH17N36S po różnym czasie nawęglania (2 34 h) w temperaturze 89 C, w proszku do nawęglania o składzie: BaCO 3 11%, Na 2 CO 3 4%, węgiel drzewny 85%. Z przedstawionych na rys. 6a-c wykresów widać, że naprężenia normalne σ x, σ y i σ z w węgliku wzdłuż osi z, w przypadku, gdy jest on w całości otoczony austenitem, są ściskające, niezależnie od obszaru, w którym są wyznaczane. Ich wartość nie jest stała na całej wysokości węglika, lecz zmienia się w zależności od odległości od początku wydzielenia. W analizowanym przypadku maksymalne wartości tych naprężeń występowały w obszarze zlokalizowanym w odległości ok..5.7 od górnej powierzchni wydzielenia. Zupełnie inna sytuacja występuje w przypadku węglików niecałkowicie otoczonych austenitem. Na ich odkrytej powierzchni i w strefie podpowierzchniowej o grubości dochodzącej do ok. 25% wysokości wydzielenia, naprężenia σ x, normalne do bocznej powierzchni wydzieleń, przyjmują wartości dodatnie (rys. 6d). Wartości tych naprężeń na powierzchni zewnętrznej węglika i w znacznym obszarze pod nią przewyższają wytrzymałość R m węglików na rozciąganie. jest więc, w tej strefie, rozrywany w kierunku osi x.

7 Wytężeniowa analiza rozwoju pęknięć w stabilnym staliwie austenitycznym a) d) Naprężenie σ x, N/mm 2 Naprężenie σ x, N/mm Austenit 3 Austenit z, μm z, μm 4 4 b) e) Naprężenie σ y, N/mm 2 Naprężenie σ y, N/mm Austenit 3 Austenit 3 z, μm 4 z, μm 4 c) Naprężenie σ z, N/mm f) Naprężenie σ z, N/mm Austenit 3 Austenit 3 z, μm 4 z, μm 4 Rys. 6. Rozkłady naprężeń strukturalnych σ x, σ y i σ z w prostopadłościennym węgliku i otaczającej go osnowie w zależności od położenia węglika; a-c) węglik w całości otoczony austenitem, d-f) węglik wychodzący na powierzchnię stopu Fig. 6. Distribution of tessellated stresses σ x, σ y and σ z in the prismatic carbide and surrounding it matrix in dependence of carbide attitude; a-c) carbide is totally surrounded by austenite, d-f) carbide is coming out onto the alloy surface

8 Paweł Gutowski, Joanna Tuleja Naprężenia normalne σ y i σ z wyznaczone w pozostałych dwóch kierunkach (y i z) są w całym obszarze węglika, wzdłuż jego pionowej osi, ściskające. Z porównania wykresów na rysunkach 6e i 6f z odpowiednimi wykresami na rys. 6b i 6c widać, że naprężenia te mają rozkład podobny do rozkładu naprężeń σ y i σ z w przypadku węglika w całości otoczonego austenitem. W przypadku węglika wychodzącego na powierzchnię stopu przeprowadzono także analizę wpływu proporcji jego wymiarów na rozkłady naprężeń strukturalnych. Obliczenia przeprowadzono dla kilku wariantów stosunku grubości g do wysokości h wydzielenia, zakładając stałą wysokość węglika równą h = 12 μm i zmieniając, w kolejnych wariantach obliczeń, jego grubość. Przyjęto następujące wartości proporcji g/h węglika:.1,.2,.3,.4,.5,.8. Na rys. 7 przedstawiono wykres zbiorczy rozkładu naprężeń σ x wzdłuż pionowej osi węglika, w kierunku prostopadłym do jego powierzchni bocznej w zależności od proporcji g/h. Widać, że we wszystkich analizowanych wariantach, niezależnie od wartości stosunku g/h, na swobodnej powierzchni węglika i w strefie podpowierzchniowej występują olbrzymie naprężenia rozciągające. Przeprowadzone obliczenia numeryczne rozkładu naprężeń wewnątrz i wokół wydzieleń znajdujących się na dnie rozwijającego się pęknięcia (model z rys.5b) wykazały, że rozkłady te są podobne, jak dla przypadku węglika wychodzącego na powierzchnię stopu. Również i w tym przypadku na odkrytej powierzchni wydzielenia i w strefie podpowierzchniowej, w kierunku normalnym do jego bocznej powierzchni występują bardzo duże naprężenia rozciągające. Wartości tych naprężeń na powierzchni zewnętrznej węglika i w znacznym obszarze pod nią przewyższają wytrzymałość R m węglików na rozciąganie. Naprężenia σ x, N/mm h, μm 14 M 7 C 3 k =.1 k =.2 k =.3 k =.4 k =.5 k =.8 Wartości σ x i σ y w środku odsłoniętej powierzchni węglika; Δt = (7 2) C Proporcja: k = g/h σ x N/mm 2 σ y N/mm Rys. 7. Rozkład naprężeń strukturalnych σ x w prostopadłościennym węgliku w zależności od proporcji wymiarów g/h, w przypadku węglika wychodzącego na powierzchnię stopu Fig. 7. Distribution of tessellated stresses σ x in the prismatic carbide v. ratio g/h of its dimensions, for the case when carbide is coming out onto the alloy surface

9 Wytężeniowa analiza rozwoju pęknięć w stabilnym staliwie austenitycznym 3.3. Analiza wytężenia węglików i austenitu w czasie nagłych zmian temperatury W złożonym stanie naprężenia o niebezpieczeństwie pojawienia się odkształceń trwałych lub też pęknięć nie można sądzić na podstawie analizy jednego tylko naprężenia głównego, gdyż stan niebezpieczny jest złożoną funkcją zarówno składowych tensora naprężenia jak i właściwości wytrzymałościowych materiału. W takim przypadku należy dokonać oceny wytężenia materiału poprzez obliczenie naprężenia zredukowanego i porównanie go z naprężeniem dopuszczalnym w jednoosiowym rozciąganiu. i są materiałami kruchymi o znacznej różnicy w wytrzymałości na rozciąganie (R m ) i ściskanie (R c ). Przykładowo wytrzymałość na rozciąganie w temperaturze pokojowej węglika chromu typu Cr 7 C 3 wynosi R m = ( ) N mm 2, a jego wytrzymałość na ściskanie R c = (29 33) N mm 2 [1]. W przypadku materiałów o różnej wytrzymałości na rozciąganie i ściskanie do oceny stopnia niebezpieczeństwa powstania trwałych odkształceń lub pęknięć należy stosować hipotezę Mohra [6] lub też hipotezę Burzyńskiego [1]. Hipoteza Mohra zakłada, że o wytężeniu materiału decydują wyłącznie największe naprężenia styczne τ max. A więc z trzech naprężeń głównych σ 1, σ 2 i σ 3 o zniszczeniu materiału decydują tylko naprężenia skrajne, tj. naprężenie maksymalne σ max = σ 1 i naprężenie minimalne σ min = σ 3. Naprężenie zredukowane σ red będące miarą wytężenia materiału oblicza się według tej hipotezy z zależności: R σ m red = σ max σ min (1) Rc Warunek zniszczenia Mohra przyjmuje się za słuszny (z dostateczną dokładnością) dla stanów naprężeń, w których największe i najmniejsze naprężenia mają różne znaki. Według tej hipotezy zniszczenie materiału następuje wtedy, gdy największy półokrąg Mohra dla danego stanu jest styczny do obwiedni utworzonej przez odcinek prostej stycznej do największych okręgów przy rozciąganiu i ściskaniu jednoosiowym. Dobra zgodność wyników badań doświadczalnych z oceną zniszczenia materiałów kruchych według hipotezy Mohra świadczy, że warunek ten wystarczająco dobrze potwierdza się w doświadczeniu [6]. Jednak w wielu przypadkach znacznie lepszą zgodność z danymi doświadczalnymi uzyskuje się, gdy do oceny wytężenia materiału wykorzysta się hipotezę Burzyńskiego. Fakt ten tłumaczy się tym [6], że w warunek ten obok wytrzymałości na rozciąganie (R m ) i wytrzymałości na ściskanie (R c ) włączona jest jeszcze trzecia wielkość wyznaczana doświadczalnie, a mianowicie wytrzymałość na ścinanie ( R t ). Hipoteza Burzyńskiego zakłada, że przy zniszczeniu materiału drugi niezmiennik dewiatora naprężenia I 2 (D σ ) jest kwadratową funkcją pierwszego niezmiennika tensora stanu naprężenia I 1 (T σ ), a więc:

10 Paweł Gutowski, Joanna Tuleja I ( D ) = a + b I T + c I T (2) gdzie: ( ) [ ( )] 2 2 σ 1 σ 1 σ ( Tσ ) = σ x + σ y + σ z I1 (3) I σ σ τ σ σ x śr xy y śr yz x śr xz 2 ( Dσ ) = + + (4) τ yx σ y σśr τ zy σ z σśr τ zx σ z σśr τ σ σ τ przy czym: σ ( σ + σ + σ ) = ( σ + σ + σ ) = (5) śr x y z Stałe a, b, c wyznacza się z warunku (2) dla trzech prostych stanów naprężenia (jednoosiowe rozciąganie, jednoosiowe ściskanie i czyste ścinanie) na granicy zniszczenia materiałów kruchych. Wynoszą one [6]: 2 2 Rt Rm a = Rt, b =, R 1 m R c c = 1 3 m 2 t R R R Zależność na naprężenia zredukowane według hipotezy Burzyńskiego można przedstawić w postaci: c (6) gdzie: oraz: σ = α 2 2 [ I ( T )] β I ( T ) + R ( α) I ( T ) red 1 σ 2 σ m 1 1 σ (7) R R m α =, c I 2 (T σ ) drugi niezmiennik tensora stanu naprężenia R m β = (8) Rt σ x τ xy σ y τ yz σ x τ xz I 2 ( Tσ ) = + + (9) τ σ τ σ τ σ yx y zy z zx z Korzystając z zależności (1) i (7) obliczono naprężenia zredukowane na powierzchni i wewnątrz węglików w całości otoczonych austenityczną osnową, jak też wychodzących na powierzchnię stopu. Na rys. 8 pokazano rozkład tych naprężeń dla węglika M 7 C 3 wychodzącego na powierzchnię stopu, dla różnych proporcji k = g/h jego wymiarów. Prezentowany rozkład wyznaczony został z warunku Mohra. W tabeli na rys. 8 zestawiono, w celach porównawczych, wartości naprężeń zredukowanych w środku odsłoniętej części węglika obliczone według hipotez Burzyńskiego i Mohra.

11 Wytężeniowa analiza rozwoju pęknięć w stabilnym staliwie austenitycznym Naprężenie σred, N/mm Zasięg pęknięcia węglika k =,1 k =.2 k =.4 k =.5 k =.8 4 R m = 25 N/mm Odległość od swobodnej powierzchni węglika, μm Wartości σ red [N/mm 2 ] na odsłoniętej powierzchni węglika M 7 C 3, według hipotez Mohra i Burzyńskiego; Proporcja k = g/h Burzyński σ red Mohr σ red Rys. 8. Rozkład naprężeń zredukowanych σ red w węgliku wychodzącym na powierzchnię stopu w zależności od proporcji g/h; według hipotezy Mohra Fig. 8. Distribution of reduced stresses σ red in carbide coming out onto the alloy surface v. ratio g/h of its dimensions; according to Mohr criterion Obszar niebezpieczny, w którym σ red > R m, wyznaczony dla różnych wartości proporcji g/h węglików z warunku Burzyńskiego jest zbliżony do wyznaczonego z warunku Mohra. W obydwu przypadkach największy jego zasięg występuje dla k =.5. Według obydwu hipotez strefa, w której σ red > R m, a więc strefa w której wystąpią pęknięcia, sięga wtedy w węgliku do głębokości równej ok..1 jego wysokości. W kolejnych cyklach grzanie/chłodzenie pęknięcia te będą się rozwijały w głąb materiału. 4. PODSUMOWANIE Na podstawie przeprowadzonych analiz i wyników obliczeń numerycznych można stwierdzić, że w stopach austenitycznych typu Fe-Ni-Cr-C jednym z najważniejszych czynników wywołujących inicjację i rozwój pęknięć już podczas pierwszych cykli grzania i chłodzenia jest rozmieszczenie węglików w osnowie stopu. W węglikach przy powierzchni powstają wskutek cyklicznego grzania i chłodzenia naprężenia rozciągające powodujące pękanie węglików. Pęknięcia te rozprzestrzeniają się w głąb wskutek kolejnych cykli grzania i chłodzenia. W wyniku różnic w wartościach współczynników rozszerzalności cieplnej węglików i austenitu, w czasie każdej zmiany temperatury, w fazach tych powstają znaczne naprężenia strukturalne. Naprężenia te są szczególnie niebezpieczne, w przypadku, gdy węglik nie jest w całości otoczony osnową. Takie usytuowanie węglika powoduje, że zarówno na jego odsłoniętej powierzchni jak i wewnątrz, w dość znacznym obszarze podpowierzchniowym, powstają w czasie każdego cyklu nagrzewania i gwałtownego chłodzenia naprężenia rozciągające przewyższające wytrzymałość węglików na rozciąganie.

12 Paweł Gutowski, Joanna Tuleja Naprężenia te powodują rozrywanie węglików i przesuwanie się pęknięcia w głąb materiału w czasie kolejnych cykli zmian temperatury. LITERATURA [1] Burzyński W.T., Studium nad hipotezami wytężenia, Akademia Nauk Technicznych, Lwów [2] Gutowski P., Badanie przyczyn pękania palet używanych w piecach do nawęglania, Rozprawa doktorska, Politechnika Szczecińska, Szczecin [3] Gutowski P., The Use of the Finie Element Method to Calculate Tessellated Stresses in Multiphase Alloys, Proceedings of the 1 Congress on Material Testing, vol. 1, Budapeszt 1991, s [4] Gutowski P., Kubicki J., Determination of Tessellated Stresses in Stable Multiphase Casting Alloys under Cyclic Temperature Changes, Krzepnięcie Metali i Stopów, 1992, vol. 16, s [5] Gutowski P., Rozwój naprężeń strukturalnych w staliwie LH17N36S w wyniku nawęglania i nagłych zmian temperatury, Archiwum Technologii Maszyn i Automatyzacji, 1993, vol. 12, s [6] Malinin N.N., Rżysko J., Mechanika materiałów. PWN, Warszawa [7] Piekarski B., Odlewy ze staliwa austenitycznego w budowie pieców do nawęglania, Politechnika Szczecińska, Prace Naukowe, 23, nr 573, Instytut Inżynierii Materiałowej nr 18. [8] Schnaas A., Veränderung der Eigenschaften hochwarm fester Stähle durch Aufkohlung und Karbidens-scheidungen, Rozprawa doktorska, Max-Planck-Institut, Dűsseldorf [9] Schnaas A., Grabke J.H., High-Temperature Corrosion and Creep of Ni-Cr-Fe Alloys in Carburizing and Oxidizing Environments, Oxid. Metals, 1977, vol. 5, s [1] Union Carbide Corporation December 1986, ME, s.189. Praca wpłynęła do Redakcji Recenzent: dr hab. inż. Jacek Wierszyłłowski THE EFFORT ANALYSIS OF FRACTURE PROPAGATION IN STABLE AUSTENITIC CASTING ALLOY UNDER RAPID CHANGES OF TEMPERATURE S u m m a r y In the paper the results of numerical analysis of the influence of carburizing and thermal shocks on initiation and fracture propagation in the stable austenitic Fe-Ni-Cr-C alloys are given. With the use of finite element method the distribution of tessellated stresses arising in carbides and surrounding them matrix due to rapid changes of temperature were determined. To the analysis of the effort of carbides the invariant hypothesis of Burzyński and the Mohr failure criterion were used. The analysis was carried out for two variants of carbides placement in austenite. In the first case the carbide was wholly surrounded by austenite and in the second one it came out onto the alloy surface. It was pointed out the inevitability of fracture initiation in the uncovered carbides, independently of the presence or lack of carburizing atmosphere. Key words: casting alloys, carbides, stresses, effort, fracture