PRACE INSTYTUTU ODLEWNICTWA. Tom XLIX Numer 2 SPIS TREŚCI

INSTYTUT ODLEWNICTWA PRACE INSTYTUTU ODLEWNICTWA Tom XLIX Numer 2 SPIS TREŚCI 1. ANDRZEJ GAZDA, MARTA HOMA: Określenie przewodnictwa cieplnego wybranych gatunków żeliwa sferoidalnego za pomocą pomiaru przewodnictwa temperaturowego metodą laser-flash... 2. ANDRZEJ GAZDA, ZBIGNIEW GÓRNY, STANISŁAWA KLUSKA- NAWARECKA, KRZYSZTOF SAJA, MAŁGORZATA WARMUZEK, JACEK WODNICKI, ROBERT ŻUCZEK: Wpływ obróbki cieplnej na strukturę i właściwości brązu aluminiowo-niklowego... 3. ANDRZEJ GWIŻDŻ, KRZYSZTOF JAŚKOWIEC, ZENON PIROWSKI, JACEK WODNICKI: Wpływ obróbki cieplnej na właściwości mechaniczne staliwa GS-20Mn5 przeznaczonego do pracy w obniżonej temperaturze... 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: jmadej@iod.krakow.pl Copyright by Instytut Odlewnictwa Żadna część czasopisma nie może być powielana czy rozpowszechniana bez pisemnej zgody posiadacza praw autorskich Printed in Poland ISSN 1899-2439

FOUNDRY RESEARCH INSTITUTE TRANSACTIONS OF FOUNDRY RESEARCH INSTITUTE Volume XLIX Number 2 CONTENTS 1. ANDRZEJ GAZDA, MARTA HOMA: Determination of thermal conductivity of selected types of ductile iron (spheroidal graphite/cast iron) by means of thermal diffusivity measurements with laser-flash method... 2. ANDRZEJ GAZDA, ZBIGNIEW GÓRNY, STANISŁAWA KLUSKA- NAWARECKA, KRZYSZTOF SAJA, MAŁGORZATA WARMUZEK, JACEK WODNICKI, ROBERT ŻUCZEK: Effect of heat treatment on structure and properties of aluminium-nickel bronze... 3. ANDRZEJ GWIŻDŻ, KRZYSZTOF JAŚKOWIEC, ZENON PIROWSKI, JACEK WODNICKI: Effect of heat treatment on the mechanical properties of GS-20Mn5 cast steel assigned for operation at low temperatures... 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: jmadej@iod.krakow.pl Copyright by Instytut Odlewnictwa No part of this publication may be reproduced or distributed without the written permission of the copyright holder Printed in Poland ISSN 1899-2439

PRACE INSTYTUTU ODLEWNICTWA Tom XLIX Rok 2009 Zeszyt 2 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 Streszczenie W pracy przedstawiono wyniki pomiarów przewodnictwa temperaturowego w funkcji temperatury dla dwóch gatunków żeliwa sferoidalnego przy zastosowaniu jednego z najnowocześniejszych zestawów aparaturowych LFA 427 (Laser Flash Apparatus) firmy Netzsch. Do pomiaru ciepła właściwego c p (T) i gęstości ρ(t) wykorzystano metody dynamicznej analizy termicznej różnicową kalorymetrię skaningową DSC i technikę dylatometryczną, co pozwoliło na obliczenie współczynników przewodzenia ciepła λ(t) za pomocą oprogramowania Netzsch LFA Analysis. Zaobserwowano zmiany nachylenia krzywej zależności przewodnictwa temperaturowego od temperatury oraz gwałtowną zmianę przebiegu przewodności cieplnej λ(t) wywołaną przez efekt cieplny, zarejestrowany na krzywej C p (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 Abstract This 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 specific heat c p (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 software. 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 c p (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), austempered ductile iron (ADI) 5 5

Andrzej Gazda, Marta Homa 1. Wstęp Przewodnictwo cieplne to zdolność substancji do przewodzenia ciepła w warunkach stacjonarnych natomiast przewodnictwo temperaturowe jest parametrem opisującym 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 kontekście procesów kształtowania struktury fazowej może znaleźć szerokie zastosowanie w pracach z zakresu inżynierii materiałowej [1, 2]. Przebieg temperaturowy tych parametrów 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 procesach 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 wykonywania odlewów, znaczący udział mają prace poświęcone symulacji pola temperatury odlewów 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 podwyższenie 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 wyznaczone 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 q v w postaci: T T T λ + λ + λ + q x x y y z z v T = c p ρ t (1) Przyjmując, że w pewnym zakresie temperatury λ = const i zakładając brak wewnętrznych źródeł ciepła, uzyskuje się równanie liniowe w znanej postaci Fouriera: 2 T a T = ; a = t λ ρ c p (2) 6

Określenie przewodnictwa cieplnego wybranych gatunków żeliwa sferoidalnego... λ ( T ) = a ( T ) c p( T ) ρ( T ) (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 (stacjonarnym), 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 brzegowych, w których założenia matematyczne są słuszne. Metody impulsowe wymagają jednak 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 Fig. 1. An impulse method for the determination of: a) principle of operation, b) changes in sample temperature induced by the heat impulse effect 7

Andrzej Gazda, Marta Homa Pomijając szczegółowe wyprowadzenie zależności, ogólne rozwiązanie równania Fouriera dla ciała nieograniczonego i płaskiego źródła ciepła, powodującego jednokierunkowy strumień cieplny w kierunku osi X ma postać: T = Θ 2 = T ( x, t ) T 0 = 2 Q2 x exp 2 c ρ π a ( t τ ) 4 a ( t τ ) (4) gdzie: Q 2 oznacza gęstość strumienia cieplnego [J/m 2 ] działającego do czasu (t - τ) (czas trwania impulsu) natomiast x oznacza grubość materiału. Zróżniczkowanie logarytmicznej formy tego równania i zastosowanie warunku maksimum funkcji daje wyrażenie 1 T T t 2 x = 4 a ( t τ ) 2 2 1 x = 0 ;a = 2 ( t τ ) 2( t τ) gdzie: t max oznacza czas osiągnięcia równowagi termicznej w próbce poddanej działaniu impulsu cieplnego w odległości x = L. Metoda oparta na powyższych relacjach jest stosowana w urządzeniach wykorzystujących 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 2 L (6) a = K gdzie: x tx t x oznacza czas osiągnięcia x maksymalnej temperatury (np. ½ oznacza osiągnięcie połowy maksymalnej temperatury). Prezentowana praca przedstawia wyniki pomiarów przewodnictwa temperaturowego i wyznaczenia współczynników przewodzenia ciepła żeliwa sferoidalnego (wyjściowego) 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. max (5) 8

Określenie przewodnictwa cieplnego wybranych gatunków żeliwa sferoidalnego... 2. Materiał do badań Materiałem 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 przemianą 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 Table 1. Chemical composition of base alloy 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 cieplną 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 zazwyczaj mieszaniną ferrytu i austenitu, zwanej ausferrytem (rys. 4). Ferryt iglasty powstaje 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. 100 μm 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) 9

Andrzej Gazda, Marta Homa 100 μm Rys. 3. Mikrostruktura zgładu próbki żeliwa sferoidalnego trawionego Mi1Fe o strukturze osnowy Pf1-P92 (powiększenie 100x) Fig. 3. Microstructure in Mi1Fe etched section of ductile iron specimen with Pf1-P92 matrix structure (100x) 100 μm Rys. 4. Mikrostruktura zgładu próbki żeliwa ADI otrzymanego na drodze obróbki cieplnej w temperaturze 270 C w czasie 60 minut (trawienie roztworem 10% K 2 S 2 O 5 ) o strukturze osnowy ferryt iglasty + austenit szczątkowy (powiększenie 1000x) Fig. 4. Microstructure in ADI specimen section obtained by heat treatment at 270 C for the time of 60 minutes (etched with 10% K 2 S 2 O 5 solution) characterised by the matrix structure composed of acicular ferrite + residual austenite (1000x) 3. Metodyka badań 3.1. Opis aparatury Do wykonania pomiarów wykorzystano zakupione przez Instytut Odlewnictwa, dzięki dotacji aparaturowej na działalność statutową (decyzja Nr 425/E-141/S/2007-2), urządzenie 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- 10

Określenie przewodnictwa cieplnego wybranych gatunków żeliwa sferoidalnego... turowego a w zakresie 0,001 10 m 2 /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 wyznaczenie 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 oddziaływania promieniowania lasera i składa się z pieca wysokotemperaturowego umożliwiającego pracę w temperaturze min. 1500 C oraz o konstrukcji umożliwiającej utrzymanie 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 LN 2, detektora InSb oraz oprzyrządowania realizującego funkcje technicznego przygotowania pomiaru, wytwarzania i utrzymania próżni, cyrkulacji żądanej 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 pomiarowych, 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. Oprogramowanie do analizy zawiera standardowe modele matematyczne służące do opracowania sygnałów pomiarowych i modele strat radiacyjnych oparte na nieliniowej regresji i ulepszonym modelu Cape-Lehmana. Oprogramowanie urządzenia zawiera model dla materiałów 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 laserowym, w wyniku czego na przeciwległej powierzchni próbki następuje wzrost temperatury, mierzony w funkcji czasu za pomocą detektora podczerwieni (IR). Zmierzony sygnał po czasie połowicznego wzrostu temperatury t 0,5 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 strumienia 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. 11

Andrzej Gazda, Marta Homa Rys. 5a. Zestaw aparaturowy typu LFA 427 służący do badań przewodnictwa temperaturowego stałych i ciekłych metali, stopów, materiałów ceramicznych oraz proszków, na którym zrealizowane były badania żeliwa sferoidalnego miedziowo-niklowego 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 Rys. 5b. Schemat konstrukcji zestawu aparaturowego typu LFA 427 Fig. 5b. Schematic layout of the LFA 427 apparatus 12

Określenie przewodnictwa cieplnego wybranych gatunków żeliwa sferoidalnego... 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 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 3.2. Przygotowanie próbek żeliwa do badań Do wyznaczenia przewodnictwa temperaturowego zastosowano próbki o wymiarach 10 10 2,5 mm. Próbki po oczyszczeniu w alkoholu etylowym, w płuczce ultradźwiękowej, 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 temperaturę pomiaru co 50 C, a dla każdego punktu temperaturowego wykonano trzy pomiary laserowe (tzw. strzały). 4. Pomiar współczynnika przewodnictwa temperaturowego Widok 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 widoczny jest trwający 0,8 ms impuls lasera natomiast w prawej dolnej części zmierzony efekt zmiany temperatury powierzchni próbki (sygnał detektora w funkcji czasu). 13

Andrzej Gazda, Marta Homa Rys. 7. Karta programu Netzsch LFA Analysis 4.8.5 służącego do obróbki, analizy i eksportu danych pomiarowych uzyskanych za pomocą urządzenia LFA 427 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 Wyniki pomiarów przewodnictwa temperaturowego badanych próbek żeliwa sferoidalnego i żeliwa sferoidalnego ausferrytycznego przedstawiono na rysunku 8. Przebiegi zależności potwierdzają czułość tej wielkości termofizycznej - w szczególności na strukturę osnowy metalowej (przy ustalonej kulkowej morfologii grafitu). Rys. 8. Wykres przebiegu zmian przewodnictwa temperaturowego w funkcji temperatury badanych gatunków żeliwa sferoidalnego miedziowo-niklowego Fig. 8. Changes of thermal diffusivity plotted in function of temperature for the examined grades of copper-nickel ductile iron 14

Określenie przewodnictwa cieplnego wybranych gatunków żeliwa sferoidalnego... Z przedstawionego na rysunku 8 wykresu widać, że w temperaturze około 400 C następuje zmiana nachylenia krzywej, co sygnalizuje początek procesu rozpadu struktury ausferrytycznej, prowadzącego do całkowitego zaniku austenitu wysokowęglowego i pokrycia się krzywych wyznaczonych dla obu gatunków żeliwa sferoidalnego. 5. Wyznaczenie współczynnika przewodzenia ciepła Oprogramowanie urządzenia LFA 427 umożliwia obliczenie wartości przewodności cieplnej (λ) zgodnie z zależnością (3) na podstawie zmierzonych wartości przewodnictwa temperaturowego. Należy wprowadzić do zbioru właściwości materiałowych badanego tworzywa pliki (tablice) wartości ciepła właściwego [T, c p (T)] i gęstości [T, ρ(t)]. Dane te mogą pochodzić z dostępnych baz danych lub tablic właściwości termofizycznych materiałów o zbliżonych do badanego właściwościach lub mogą być wyznaczone eksperymentalnie jak to ma miejsce w niniejszej pracy (rys. 9 10). Zmiany gęstości są automatycznie przeliczane w programie na podstawie wprowadzonych danych dylatometrycznych czyli względnej zmiany wymiarowej ΔL/L (T) i gęstości materiału w temperaturze otoczenia ρ o, zgodnie z zależnością ρ = ρ o ( 1 + 3 L / L ) (7) Dane dylatometryczne badanych materiałów zostały wyznaczone za pomocą dylatometru Linseis L75 i zaczerpnięte z bazy danych termofizycznych DATERM, opracowanej 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 sferoidalnego (1_ZSF) wraz z opisem warunków pomiarowych i dodatkowymi charakterystykami. 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) 15

Andrzej Gazda, Marta Homa 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 charakterystykami pokazano na rysunku 10. Rys. 10. Ciepło właściwe badanego miedziowo-niklowego żeliwa ADI (widok ekranu bazy DATERM) Fig. 10. Specific heat of the examined copper-nickel ADI iron (a screenshot of DATERM database) Wykres zależności przewodności cieplnej od temperatury dla obu badanych gatunków żeliwa sferoidalnego przedstawiono na rysunku 11. Rys. 11. Przebieg zmian współczynnika przewodzenia ciepła badanych gatunków żeliwa sferoidalnego miedziowo-niklowego Fig. 11. Changes of heat conductivity in the examined copper-nickel ductile iron grades 16

Określenie przewodnictwa cieplnego wybranych gatunków żeliwa sferoidalnego... 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 c p (T) (rys. 10). Ten egzotermiczny efekt cieplny występujący na krzywych DSC, jest powszechnie uważany [4, 5] za efekt rozpadustruktury ausferrytycznej w wyniku zachodzenia przemian fazowych, charakteryzujących procesy wydzieleniowe prowadzące do rozpadu składnika struktury ausferrytycznej - austenitu nasyconego węglem na ferryt i cementyt, według reakcji: γ s (C) α + Fe 3 C (lub ε) W zakresie od 400 do 500 C następuje zatem dla żeliwa ADI proces rozpadu struktury 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. Wnioski 1. 2. 3. 4. 5. Na podstawie przeprowadzonych badań można wysunąć następujące wnioski: Struktura ausferrytyczna wykazuje około 20% niższe wartości współczynnika przewodnictwa temperaturowego a dla ausferrytu niż dla perlitu przy zachowaniu stałej morfologii grafitu (postać kulkowa). Struktura ausferrytyczna wykazuje około 10% niższe wartości współczynnika przewodzenia ciepła λ dla ausferrytu niż dla perlitu przy zachowaniu stałej morfologii grafitu (postać kulkowa). 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 w oparciu o zależność przewodności cieplnej od temperatury jest jeszcze bardziej efektywna. Niskie wartości przewodnictwa temperaturowego i przewodności cieplnej są zgodne z danymi literaturowymi dla żeliwa z grafitem kulkowym [1]. Badania przewodnictwa temperaturowego wskazują na niezwykle szerokie możliwości tej metody badawczej, szczególnie w zakresie analizy strukturalnej materiałów stosowanych w odlewnictwie, jak i komputerowej symulacji procesów krzepnięcia i studzenia stopów odlewniczych. Podziękowania Pracę wykonano w ramach działalności statutowej Instytutu Odlewnictwa pt: Opracowanie metodyki badań i przewodnictwa cieplnego wybranych materiałów odlewniczych" (zlec. 8019/00). 17

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

PRACE INSTYTUTU ODLEWNICTWA Tom XLIX Rok 2009 Zeszyt 2 WPŁYW OBRÓBKI CIEPLNEJ NA STRUKTURĘ I WŁAŚCIWOŚCI BRĄZU ALUMINIOWO-NIKLOWEGO EFFECT OF HEAT TREATMENT ON STRUCTURE AND PROPERTIES OF ALUMINIUM-NICKEL BRONZE Andrzej Gazda, Zbigniew Górny, Stanisława Kluska-Nawarecka, Krzysztof Saja, Małgorzata Warmuzek, Jacek Wodnicki, Robert Żuczek Instytut Odlewnictwa, ul. Zakopiańska 73, 30-418 Kraków 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 + α 2 + β oraz β + β 1 ' + α 2 i obecnością fazy γ 2 z przemiany eutektoidalnej, co odbija się na właściwościach mechanicznych. Stosowano 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 temperaturze 500 lub 700 C przez 6 h z wariantowym chłodzeniem z piecem i na powietrzu. Uzyskano interesujące właściwości mechaniczne, tak wytrzymałościowe (R m, R 0,2 ) jak i plastyczne (A, Z). W badaniach w stanie stałym posłużono się dylatometrem i kalorymetrem różnicowym. Słowa kluczowe: brąz, obróbka cieplna, właściwości mechaniczne, struktura 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 + α 2 + β and β + β 1 + α 2 with the presence of γ 2 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 heating and cooling with furnace and in the air. Very interesting results were obtained regarding both mechanical (R m, R 0,2 ) 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 19 19 43

Andrzej Gazda, Zbigniew Górny, Stanisława Kluska-Nawarecka, Krzysztof Saja, Małgorzata Warmuzek, Jacek Wodnicki, Robert Żuczek Wprowadzenie Brązy aluminiowe należą do bardzo atrakcyjnych stopów miedzi, które obok dużej odporności na korozję, erozję i kawitację cechują się znakomitymi właściwościami wytrzymałościowymi i plastycznością, już w stanie lanym. Dlatego interesującym wydaje się sięgnięcie do normalnych metod dalszego polepszania właściwości wytrzymałościowych 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.): Tabela 1. Skład chemiczny gąsek, % wag. Table 1. The chemical composition of ingots, wt. % 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 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) zawartością 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] Fig. 1. Adjusted Cu-Al phase equilibrium diagram for copper-rich alloys [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 + α 2 lub ewentualnie β + α 2. Tabela 3 podaje parametry faz układu Cu-Al. 20

Wpływ obróbki cieplnej na strukturę i właściwości brązu aluminiowo-niklowego Tabela 2. Skład chemiczny brązu aluminiowego B1044 w poszczególnych próbkach Table 2. Chemical composition of B1044 aluminium bronze in individual samples 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 3,80 B2 8,8 0,03 0,20 3,75 B10 9,3 0,03 0,22 4,00 C6 9,7 0,025 0,21 3,50 C14 9,5 0,03 0,22 3,90 D1 9,2 0,03 0,20 3,50 D12 9,2 0,03 0,22 3,60 pow. 0,02 pow. 0,02 pow. 0,02 pow. 0,02 pow. 0,02 pow. 0,02 pow. 0,02 2,80 0,06 0,0105 2,75 0,06 0,0097 2,90 0,06 0,0090 2,70 0,09 0,0093 2,80 0,08 0,0090 2,70 0,07 0,0070 2,60 0,06 0,0085 Tabela 3. Charakterystyka faz układu Cu-Al w sąsiedztwie Cu3Al [11] Table 3. Characteristics of phases present in Cu-Al system near Cu3Al [11] Faza Typ struktury a, Å b, Å c, Å Uwagi α sześcienna płasko-centryczna nieregularna A1 3,61-3,60 - - 0 9% Al temperatura otoczenia α 2 β sześcienna płasko-centryczna regularna sześcienna przestrzenniecentryczna, nieregularna A2 3,678 - - 10,8 11,6% Al 2,917 - - 12,5% Al 2,95 - - 11,3% Al (672 o C) β sześcienna regularna DO 3 5,84 11,9% Al (350 o C) β 1 β 1 ' sześcienna płasko-centryczna, nieregularna A1 - - - 11% Al ortorombowa nieregularna 4,494 5,194 19,10 martenzytyczna z wadami 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 martenzyt subtelnie bliźniaczy γ 2 romboedryczna mosiądzu γ 9,686 - - Cu 9 Al 4 21

Andrzej Gazda, Zbigniew Górny, Stanisława Kluska-Nawarecka, Krzysztof Saja, Małgorzata Warmuzek, Jacek Wodnicki, Robert Żuczek W przypadku układów nierównowagowych możliwa jest również faza β 1 o sieci płasko-centrycznej nieregularnej A1 lub ortorombowej nieregularnej martenzytycznej z wadami, jak również faza β 1 ' o sieci tetragonalnej regularnej i ortorombowej martenzytycznej z błędami wewnętrznymi. Ponadto spotkać można składowe rozpadu eutektoidalnego γ - ortorombową regularną z martenzytem subtelnie bliźniaczym oraz γ 2 - romboedryczną fazą mosiądzu γ, o składzie stechiometrycznym Cu9Al4 [11]. Ponadto istotnym składnikiem struktury stopów zawierających dodatki żelaza i niklu, są fazy bogate w Fe (oraz Ni) określane ogólnie jako fazy K. W opracowaniach literaturowych 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. 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] 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] 22

Wpływ obróbki cieplnej na strukturę i właściwości brązu aluminiowo-niklowego 1. Warunki prowadzonych badań Skład chemiczny odlewanych próbek podanych w tabeli 1 określono na spektrometrze 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 przegrzaniu oraz po rafinacji gazowej i ewentualnym modyfikowaniu magnezem (50 g). Rafinacje 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: wytop 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 CuB 2 czyli 0,04 + 0,02% B. 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 wytrzymałościowych wg PN-EN 10002-1. Koncepcje planu obróbki cieplnej podaje rysunek 6. Rys. 3. Odlew próbki do badań wytrzymałościowych Fig. 3. Cast specimen for mechanical testing 23

Andrzej Gazda, Zbigniew Górny, Stanisława Kluska-Nawarecka, Krzysztof Saja, Małgorzata Warmuzek, Jacek Wodnicki, Robert Żuczek Rys. 4. Montaż termopar pomiarowych w próbkach Fig. 4. Assembly of measuring thermocouples in specimens Nr próbki 15 d o, mm 10 d, mm 12 m, mm 40 L o, mm 50 L c, mm 60 L t, mm 150 Rys. 5. Próbka do badań wytrzymałości na rozciąganie (PN-EN 10002-1 AC-1) Fig. 5. Tensile specimen (PN-EN 10002-1 AC-1) Temperatura t, C Rys. 6. Plan obróbki cieplnej Fig. 6. Heat treatment history 24

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 powietrzu; natomiast na rysunkach 10 13 podano przebiegi temperatur podczas starzenia. Krzywa hartowania próbki w wodzie (H1) Temperatrua próbki, [ C ] 1000,0 900,0 800,0 700,0 600,0 500,0 400,0 300,0 200,0 100,0 0,0 0,0 0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 22 24 Czas, [ s ] Temperatura próbki Prędkość zmian temperatury Pr dko rednia spadku temperatury w zakresie od 940 C do 100 C wynosi: V t = 70,19 [ C/s] 120,0 100,0 80,0 60,0 40,0 20,0 Pr dko zmian temperatury [ C/s] Rys. 7. Hartowanie próbek w wodzie (H1) Fig. 7. Water quenching of specimens (H1) 1000 Temperatura próbki Prędkość zmian temperatury 60 900 Temperatura próbki, [ C ] 800 700 600 500 400 300 200 Pr dko rednia spadku temperatury w zakresie od 940 C do 100 C wynosi: Vt = 3,82 [ C/s] 50 40 30 20 10 Pr dko zmian temperatury, [ C/s ] 100 0 0 50 100 150 200 250 300 350 400 450 500 Czas, [ s ] 0 Rys. 8. Hartowanie próbek w oleju (H2) Fig. 8. Oil quenching of specimens (H2) 25

Andrzej Gazda, Zbigniew Górny, Stanisława Kluska-Nawarecka, Krzysztof Saja, Małgorzata Warmuzek, Jacek Wodnicki, Robert Żuczek 1000 Temperatura próbki Prędkość zmian temperatury 5 900 4,5 Temperatura próbki, [ C ] 800 700 600 500 400 300 200 Pr dko rednia spadku temperatury w zakresie od 940 C do 100 C wynosi: Vt = 0,3 [ C/s] 4 3,5 3 2,5 2 1,5 1 Pr dko zmian temperatury, [ C/s ] 100 0,5 0 0 0 200 400 600 800 1000 1200 1400 1600 1800 2000 2200 2400 2600 2800 3000 3200 Czas, [ s ] Rys. 9. Hartowanie próbek na powietrzu (H3) Fig. 9. Air quenching of specimens (H3) 550 Starzenie w 500 C z chłodzeniem z piecem (S2) 500 450 400 Temperatura Temperatura, t, C [ C] 350 300 250 200 150 100 50 0 0 10000 20000 30000 40000 50000 60000 70000 80000 90000 100000 110000 Czas, [ s ] Czas, s Rys. 10. Starzenie próbek w temperaturze 500 C z chłodzeniem z piecem (S1) Fig. 10. Specimen aged at 500 C and cooled with furnace (S1) 26

Wpływ obróbki cieplnej na strukturę i właściwości brązu aluminiowo-niklowego 550 500 450 400 Temperatura t, C 350 300 250 200 150 100 50 0 0 2500 5000 7500 10000 12500 15000 17500 20000 22500 25000 27500 30000 32500 35000 37500 Czas, Czas, s [ s ] Rys. 11. Starzenie próbek w temperaturze 500 C z chłodzeniem na powietrzu (S2) Fig. 11. Specimen aged at 500 C and cooled in air (S2) Starzenie w 700 C z chłodzeniem z piecem (S4) 750 700 650 600 550 Temperatura t, C Temperatura, [ C]. 500 450 400 350 300 250 200 150 100 50 0 0 10000 20000 30000 40000 50000 60000 70000 80000 90000 100000 110000 120000 130000 140000 150000 160000 Czas, [ s ] Rys. 12. Starzenie próbek w temperaturze 700 C z chłodzeniem z piecem (S3) Fig. 12. Specimen aged at 700 C and cooled with furnace (S3) 27

Andrzej Gazda, Zbigniew Górny, Stanisława Kluska-Nawarecka, Krzysztof Saja, Małgorzata Warmuzek, Jacek Wodnicki, Robert Żuczek. 750 700 650 600 Temperatura t, C 550 500 450 400 350 300 250 200 150 100 50 0 0 5000 10000 15000 20000 25000 30000 35000 40000 Czas, s[ s ] Rys. 13. Starzenie próbek w temperaturze 700 C z chłodzeniem na powietrzu (S4) Fig. 13. Specimen aged at 700 C and cooled in air (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 plastyczne; podano wszystkie uzyskane wyniki, podkreślając (przez wytłuszczenie) te, które autorzy uznali za szczególnie interesujące. W tabeli 5 zestawiono średnie wartości (skorygowane) właściwości wytrzymałościowych i plastycznych pod kątem oceny stosowanych wariantów obróbki cieplnej, a w tabeli 6 średnie właściwości z wytopów z różnowariantowym modyfikowaniem. Natomiast rysunek 14 przedstawia uzyskane wyniki grupowane pod kątem różnowariantowej obróbki cieplnej. Oznaczenie badanych próbek obejmuje: numer kolejny, rodzaj wytopu, sposób hartowania z 950 C i starzenia, np. 2AH1S1 oznacza próbkę 2 z wytopu niemodyfikowanego A, hartowaną w wodzie i starzoną w 500 C z chłodzeniem z piecem. 28

Wpływ obróbki cieplnej na strukturę i właściwości brązu aluminiowo-niklowego Tabela 4. Wyniki badań stopu BA1044 obrabianego cieplnie Table 4. The results of tests carried out on BA1044 alloy in heat treated condition Oznaczenie próbki R 0.2 R m A Z MPa MPa % % 2AH1S4 350,2 771 19.1 17,2 3AH1 295,5 867 - - 4AH2S3 344,3 749 21,0 19,9 5AH2S4 3,32,7 749 17,2 19,2 6AH3S3 292,2 711 21,3 19,0 7AH3S4 277,6 719 17,8 17,2 8AH3 274,6 776 9,7 9,8 9AH1pS3 326,0 745 20,2 18,8 10AH1S2 319,2 828 6,2 9,8 11AH3S2 308,9 688 4,5 4,0 12AH1S1 376,6 866 5,9 7,8 13AH2 267,4 879 - - 14AH2S2 342,7 859 - - 16AH2S1 329,0 870 5,6 7,8 18AH3S1 314,8 687 4,0 4,9 1BH1S2 357,6 808 6,7 8,0 2BH1S4 365,4 779 21,1 19,7 3BH2S2 391,6 833 2,4 3,2 4BH3S2 329,6 632 2,6 3,0 5BH3S4 269,6 473 3,4 7,1 6BH2S4 355,4 776 20,0 17,2 7BH3S3 285,6 679 16,6 17,0 8BH2S3 344,5 580 4,2 7,8 9BH3 261,3 508 2,6 4,9 10BH1S3 353,9 742 18,4 17,6 11BH3S1p 329,9 561 2,6 2,6 12BH1S1 382,2 727 - - 14BH2 354,6 744 18,4 19,0 15BH2S1 390,4 892 6,5 6,9 16BH1 280,6 831 1,6 0,4 1CH3S2 300,5 659 5,0 5,5 2CH1S2 314,9 809 6,0 6,1 3CH1S4 330,8 748 17,2 19,4 4CH2S2 352,9 779 4,3 6,3 5CH2S4 347,1 726 18,4 17,2 6CH3 231,6 741 10,6 5,6 8CH3S4 249,2 678 16,2 14,7 9CH2pS3p 307,3 708 13,9 16,3 29

Andrzej Gazda, Zbigniew Górny, Stanisława Kluska-Nawarecka, Krzysztof Saja, Małgorzata Warmuzek, Jacek Wodnicki, Robert Żuczek Oznaczenie próbki R 0.2 MPa R m MPa 10CH1S3 323,2 711 16,4 13,0 11CH3pS1p 323,6 671 5,0 4,9 12CH1S1 353,5 780 3,8 6,7 13CH3S2 263,4 648 15,4 17,2 14CH2 266,0 828 2,0 2,8 15CH2S1 395,8 831 5.4 4,5 16CH1 218,6 826 2,5 0,4 1DH3S2 183,4 691 5,6 4,4 2DH1 287,8 848 2,1 2,8 3DH1S2 333,4 749 17,8 16,1 4DH2 266,4 872 - - 5DH2S4 339,4 757 20,8 19,0 6DH3 288,8 787 11,6 9,9 8DH3S4 270,4 696 19,4 16,3 10DH1S3 313,9 706 14,9 15,6 11DH3pS3 262,2 664 17,5 16,3 12DH3S1 371,2 722 4,2 4,0 13DH2S3 328,8 694 12,2 12,6 14DH2S2 354,6 692 2,9 2,8 15DH2S1 378,9 809 5,9 5,3 16DH1S1 372,0 771 6,6 6,9 17DH3S1 244,0 602 5,0 4,0 A % Tabela 4 c.d. Table 4 cntd. Z % Tabela 5. Średnie wartości (skorygowane) właściwości wytrzymałościowych i plastycznych stopu BA1044 po wielowariantowej obróbce cieplnej Table 5. Mean (adjusted) values of mechanical and plastic properies of BA1044 alloy after multi-variant heat treatment Rodzaj obróbki cieplnej R 0,2 MPa R m MPa H1S1 371 786 5,4 7,1 H1S2 331 799 9,2 10,0 H1S3 331 731 17,8 17,3 H1S4 349 766 19,1 19,0 H2S1 367 837 5,6 5,9 H2S2 361 791 3,2 4,3 H2S3 329 717 13,7 16,3 A % Z % Uwagi dobra plastyczność dobra plastyczność dobra wytrzymałość dobra plastyczność 30

Wpływ obróbki cieplnej na strukturę i właściwości brązu aluminiowo-niklowego Rodzaj obróbki cieplnej R 0,2 MPa R m MPa H2S4 344 752 19,1 18,2 H3S1 335 660 4,0 4,1 H3S2 301 656 7,5 8,1 H3S3 285 678 15,0 14,5 H3S4 266 698 17.7 16.1 a) b) A % Z % Tabela 5 c.d. Table 5 cntd. Uwagi dobra plastyczność dobra plastyczność dobra plastyczność Rm - dla hartowania w wodzie i przesycanie w różnych wariantach Rp0,2 - dla hartowania w wodzie i przesycanie w różnych wariantach Wytrzymałość Rm, [MPa] 880,0 860,0 840,0 820,0 800,0 780,0 760,0 740,0 720,0 866,0 786,0 727,0 828,0 798,5 749,0 745,0 731,0 779,0 766,0 748,0 Wytrzymałość Rp0,2, [MPa] 390,0 380,0 370,0 360,0 350,0 340,0 330,0 320,0 310,0 382,2 371,1 353,5 357,6 353,9 331,3 331,3 314,9 313,9 365,4 349,0 330,8 700,0 706,0 H1 S1 H1 S2 H1 S3 H1 S4 300,0 H1 S1 H1 S2 H1 S3 H1 S4 Rodzaj obróbki cieplnej Rodzaj obróbki cieplnej c) d) A5 - dla hartowania w wodzie i przesycanie w różnych wariantach Z - dla hartowania w wodzie i przesycanie w różnych wariantach 25,0 20,0 18,8 19,7 18,8 Wydłużenie A 5, [%] 20,0 15,0 10,0 17,8 9,2 20,2 17,8 14,9 21,1 19,1 17,2 Przewężenie Z, [%] 17,5 15,0 12,5 10,0 16,4 10,1 17,3 15,6 17,2 5,0 6,6 5,4 3,8 6,0 7,5 7,8 7,1 6,7 6,1 0,0 H1 S1 H1 S2 H1 S3 H1 S4 5,0 H1 S1 H1 S2 H1 S3 H1 S4 Rodzaj obróbki cieplnej Rodzaj obróbki cieplnej e) f) Rm - dla hartowania w oleju i przesycanie w różnych wariantach Rp0,2 - dla hartowania w oleju i przesycanie w różnych wariantach 900,0 850,0 870,0 835,3 859,0 400,0 385,0 392,8 391,6 Wytrzymałość Rm, [MPa] 800,0 750,0 700,0 650,0 600,0 809,0 790,8 692,0 749,0 682,8 580,0 776,0 752,0 726,0 Wytrzymałość R p0,2, [MPa] 370,0 355,0 340,0 310,0 295,0 280,0 345,2 280,0 360,5 342,7 344,5 331,2 307,3 355,4 343,7 332,7 550,0 265,0 500,0 H2 S1 H2 S2 H2 S3 H2 S4 250,0 H2 S1 H2 S2 H2 S3 H2 S4 Rodzaj obróbki cieplnej Rodzaj obróbki cieplnej 31

Andrzej Gazda, Zbigniew Górny, Stanisława Kluska-Nawarecka, Krzysztof Saja, Małgorzata Warmuzek, Jacek Wodnicki, Robert Żuczek g) h) A5 - dla hartowania w oleju i przesycanie w różnych wariantach Z - dla hartowania w oleju i przesycanie w różnych wariantach 22,0 20,0 18,0 16,0 21,0 20,8 19,1 17,2 22,0 20,0 18,0 16,0 19,9 19,2 18,2 17,2 Wydłużenie A 5, [%] 14,0 12,0 10,0 8,0 6,0 4,0 2,0 5,9 4,6 1,6 4,3 3,2 2,4 12,8 4,2 Przewężenie Z, [%] 14,0 12,0 10,0 8,0 6,0 4,0 2,0 7,8 6,8 4,5 4,3 2,8 14,2 7,8 0,0 H2 S1 H2 S2 H2 S3 H2 S4 0,0 0,4 H2 S1 H2 S2 H2 S3 H2 S4 Rodzaj obróbki cieplnej Rodzaj obróbki cieplnej i) j) Rm - dla hartowania na powietrzu i przesycanie w różnych wariantach Rp0,2 - dla hartowania na powietrzu i przesycanie w różnych wariantach 750,0 400,0 Wytrzymałość Rm, [MPa] 700,0 650,0 600,0 550,0 722,0 691,0 660,3 664,8 632,0 561,0 711,0 678,3 659,0 719,0 641,5 Wytrzymałość Rp0,2, [MPa] 350,0 300,0 250,0 371,2 334,9 314,8 329,6 271,3 300,5 285,1 262,2 277,6 266,7 249,2 500,0 200,0 183,4 473,0 450,0 H3 S1 H3 S2 H3 S3 H3 S4 150,0 H3 S1 H3 S2 H3 S3 H3 S4 Rodzaj obróbki cieplnej Rodzaj obróbki cieplnej k) l) A5 - dla hartowania na powietrzu i przesycanie w różnych wariantach Z - dla hartowania na powietrzu i przesycanie w różnych wariantach 25,0 20,0 19,0 Wydłużenie A 5, [%] 22,5 20,0 17,5 15,0 12,5 10,0 7,5 5,0 2,5 15,4 7,0 5,0 4,0 2,6 2,6 21,3 15,1 5,0 19,4 14,2 3,4 Przewężenie Z, [%] 17,5 15,0 12,5 10,0 7,5 5,0 2,5 4,9 4,1 2,6 17,2 17,2 14,5 13,8 7,2 7,1 5,5 3,0 0,0 0,0 H3 S1 H3 S2 H3 S3 H3 S4 H3 S1 H3 S2 H3 S3 H3 S4 Rodzaj obróbki cieplnej Rodzaj obróbki cieplnej Rys. 14. Właściwości wytrzymałościowe i plastyczne stopu CuAl10Fe4Ni4 dla różnych wariantów obróbki cieplnej Fig. 14. Mechanical and plastic properies of CuAl10Fe4Ni4 alloy for different variants of heat treatment a d: hartowanie w wodzie (H1) i starzenie w różnych wariantach: S1 - w 500 C z chłodzeniem z piecem S2 - w 500 C z chłodzeniem na powietrzu S3 - w 700 C z chłodzeniem z piecem S4 - w 500 C z chłodzeniem na powietrzu 32

Wpływ obróbki cieplnej na strukturę i właściwości brązu aluminiowo-niklowego e h: hartowanie w oleju i wariantowe starzenie i l: hartowanie na powietrzu i wariantowe starzenie a,e,i - R m ; b,f,j - R 0,2 ; c,g,k -A%; d,h,l - Z. Na wykresach podano uzyskane wartości skrajne (przedział) oraz średnie ważone. Rodzaj próbki A Bez modyfikacji Tabela 6. Średnie właściwości z wytopów brązu B1044 z różnowariantowym modyfikowaniem (T5) Table 6. Average properties of B1044 bronze after multi-variant modification (T5) R 0,2 MPa R m MPa 299 743 10,2 10,4 A % Z % B Modyfikacja Ca C Modyfikacja K 337 704 8,4 9,9 305 693 9,4 8,3 D Modyfikacja CuB 2 270 737 9,8 8,1 Komentując właściwości wytrzymałościowe (R 0,2, R m ) i plastyczne (A, Z) pod kątem stosowanej obróbki cieplnej (rys. 14, tab. 4, 5) bardzo dobre właściwości plastyczne (powyżej 10%) przy korzystnych wytrzymałościowych (R 0,2 > 300 MPa i R m > 700 MPa) uzyskano 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 dobre właściwości plastyczne, przy dostatecznych wytrzymałościowych (R m > 600 MPa), uzyskano stosując hartowanie na powietrzu i starzenie w temperaturze 700 C (H3S3 i H3S4). Natomiast doskonałe właściwości wytrzymałościowe (R m > 800 MPa), przy miernych plastycznych (A < 10%), uzyskano dla stopu hartowanego w oleju i starzonego w temperaturze 500 C z chłodzeniem z piecem (H2S1). Rewelacyjne właściwości wytrzymałościowe R m = 870 MPa, R 0.2 = 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 R m = 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 (R m, R 0.2 ) 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 właściwości plastycznych (A, Z) zdecydowanie najlepszym jest stop niemodyfikowany, nieco gorszy modyfikowany wapniem, a wyraźnie gorszy jest stop modyfikowany potasem czy borem. 33

Andrzej Gazda, Zbigniew Górny, Stanisława Kluska-Nawarecka, Krzysztof Saja, Małgorzata Warmuzek, Jacek Wodnicki, Robert Żuczek Łącząc właściwości wytrzymałościowe i plastyczne najlepszy jest stop niemodyfikowany, gorszy modyfikowany wapniem i jeszcze gorszy jest stop modyfikowany potasem lub borem. Uzyskane właściwości wytrzymałościowe i częściowo plastyczne są często znacznie wyższe od wymaganych w normie EN-1982 (R m = 600 650 MPa, R 0,2 = 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 R m, do 314 MPa dla R 0,2 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 chłodzeniem w wodzie uzyskano R m = 800 MPa, R 0.2 = 490 MPa i A = 5%. Również badania Sadayappana [6] dla stopu CuAl10,9 po podobnej obróbce cieplnej pozwoliły na uzyskanie R m = 729 MPa, R 0.5 = 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 lepszych przeważnie właściwościach plastycznych. 3. Badania struktury Obserwacje mikrostruktury wybranych próbek (A4, B3, C12 i D15) wykonano za pomocą elektronowego mikroskopu skaningowego STEREOSCAN 420; powierzchnię 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 mikroobszarach wykonano mikroanalizatorem rentgenowskim EDS LINK ISIJ 300. 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. Rys. 15. Mikrostruktura próbki A4, pow. 10000 x Fig. 15. Microstructure of A4 specimen, 10000 x 34

Wpływ obróbki cieplnej na strukturę i właściwości brązu aluminiowo-niklowego W badanych mikrostrukturach zaobserwowano liczne wydzielenia faz bogatych w żelazo K w osnowie globularnego eutektoidu α 2 + γ 2 (rys.15). Występowały strefy o zachowanej morfologii płytkowej czy iglastej, które można uznać za nieprzemienione obszary fazy β (doprowadzonej do temperatury otoczenia). W wydzieleniach fazy K występują niewielkie stężenia fosforu i siarki, a w stopie modyfikowanym wapniem - również wapnia. Rys. 16. Rozkład wybranych pierwiastków wzdłuż lini rysunku 15 Fig. 16. Distribution of selected elements along the line in Fig. 15 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 przedstawia przykładowe struktury zgładów nietrawionych i trawionych. a) b) Rys. 17. Mikrostruktura próbki C12, pow. 500x, a) zgład nietrawiony, b) zgład trawiony odczynnikiem Klemm III Fig. 17. Microstructure of C12 specimen, 500x, a) unetched section, b) section etched with Klemm III reagent 35

Andrzej Gazda, Zbigniew Górny, Stanisława Kluska-Nawarecka, Krzysztof Saja, Małgorzata Warmuzek, Jacek Wodnicki, Robert Żuczek 4. Badania dylatometryczne i kalorymetryczne Przemiany 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 konkretnych zastosowań, przewidywania właściwości termofizycznych, dla doskonalenia warunków realizacji procesów technologicznych (np. obróbki cieplnej), poprawy jakości czy opracowania nowych materiałów i technik badawczych. Metody analizy termicznej (izotermiczne czy dynamiczne czyli nieizotermiczne) są najbardziej odpowiednie do rejestracji i analizy przemian fazowych zachodzących podczas symulowanych etapów obróbki cieplnej wieloetapowej (wielostopniowej), co stwarza wyjątkową możliwość projektowania 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 rozszerzalności cieplnej w stanie stałym w funkcji temperatury; umożliwia również wyznaczenie wartości temperatur charakterystycznych dla zachodzących przemian fazowych. Zmiany objętości V lub długości L można zapisać: dv = αvdt αv o dt oraz dl = βldt βl o dt gdzie: V o (L o ) - początkowa objętość (długość) próbki w temperaturze otoczenia (pokojowej), T=T o, α - objętościowy współczynnik rozszerzalności cieplnej, β - liniowy współczynnik rozszerzalności cieplnej. Średnie (techniczne) współczynniki rozszerzalności cieplnej α m (β m ) można określić wzorami: ΔV = α m V o ΔT ΔL = β m L o ΔT, gdzie: ΔT = T - T o α = 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 pomiarowego typu S przy wykorzystaniu metody pomiarowej. W badaniach wykorzystano próbki z wytopów A, B, C i D po obróbce cieplnej polegającej na hartowaniu (przesycaniu) - obróbka nr 1 (rys. 6) oraz hartowaniu i starzeniu - obróbka nr 5. 36

Wpływ obróbki cieplnej na strukturę i właściwości brązu aluminiowo-niklowego Obróbka nr 1 hartowanie z 950 o C chłodzenie w wodzie A3 B16 C16 D2 Obróbka nr 5 starzenie w 700 o C chłodzenie na powietrzu 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 otoczenia do temperatury około 1000 C, w atmosferze argonu (ochronnej). Mierzone wartości temperatury i rozszerzenia (dylatacji) były rejestrowane przez stację zbierania danych Linseis Data Acquisition System L8500 i oprogramowanie UNIERF tej firmy. 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 wyraźne 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 dylatogramach próbek hartowanych (przesycanych) można zaobserwować ujemne efekty zmiany objętości w temperaturach około: 200, 400 i 550 C przy czym ten ostatni może sygnalizować występowanie przemiany eutektoidalnej. Zmiana objętości w temperaturze około 200 C związana jest prawdopodobnie z odpuszczaniem fazy o strukturze martenzytycznej. Na krzywych dla próbek hartowanych i starzonych efekty te nie są widoczne, a występuje jedynie przyrost objętości w temperaturze około 650 C. Zaobserwowano podobieństwo przebiegów dyfraktogramów dla wszystkich badanych próbek. A2 B2 C3 D3 D2 (1) D3 (1+5) 0,025 0,025 0,020 0,020 ΔL/L DL/L 0,015 0,010 ΔL/L DL/L 0,015 0,010 0,005 0,005 0,000 0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000 T, C 0,000 0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000 T, C Rys. 18. Dylatogramy (względne rozszerzenie ΔL/L) próbek stopu D po hartowaniu i starzeniu w temperaturze 700 C Fig. 18. Dilatograms (relative expansion ΔL/L) of alloy D specimens after quenching and ageing at a temperature of 700 C 37

Andrzej Gazda, Zbigniew Górny, Stanisława Kluska-Nawarecka, Krzysztof Saja, Małgorzata Warmuzek, Jacek Wodnicki, Robert Żuczek C16 (1) (1) C3 (1+5) 4,00E-05 3,50E-05 3,50E-05 3,00E-05 3,00E-05 2,50E-05 b, 1/K 2,50E-05 2,00E-05 1,50E-05 b, 1/K 2,00E-05 1,50E-05 1,00E-05 1,00E-05 5,00E-06 5,00E-06 0,00E+00 0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000 T, C 0,00E+00 0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 1000 T, C Rys. 19. Dylatogramy (współczynnik rozszerzalności liniowej β) próbek stopu C po hartowaniu i starzeniu w temperaturze 700 C Fig. 19. Dilatograms (coefficient of linear expansion β) of alloy C specimens after quenching and ageing at 700 C 4.2. Badania na różnicowym kalorymetrze skaningowym DSC (Differential Scanning Calorimetry) Różnicowa kalorymetria skaningowa jest rozwinięciem i ulepszeniem metody różnicowej analizy termicznej DTA (Differential Thermal Analysis). DSC jest metodą analizy termicznej, w której zastosowano technikę pomiaru zmian różnicy strumienia ciepła przepływającego do próbki badanej i próbki odniesienia, wymuszonej przez zmiany temperatury. 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 bezpośrednio, lecz wyznaczany za pomocą kalibracji przy pomocy oprogramowania komputerowego, przy odpowiednio dobranej geometrii pomiarowej. Badania prowadzono na wysokotemperaturowym różnicowym kalorymetrze skaningowym 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 temperatury) lub może odnosić się do wzorcowania ilości wymienionego ciepła (z wykorzystaniem wzorców o znanych wartościach ciepła przemian fazowych, np. ciepła topnienia). W prowadzonych badaniach do kalibracji DSG wykorzystano endotermiczne efekty 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. 38

Wpływ obróbki cieplnej na strukturę i właściwości brązu aluminiowo-niklowego 4.3. Badania kalorymetyczne W celu weryfikacji wyników badań dylatometrycznych wykonano pomiar metodą kalorymetryczną (DSC). Pomiary wykonano w warunkach porównywalnych z wybranymi dla badań dylatometrycznych, przy szybkości nagrzewania (schładzania) 10 K/min, w przedziale temperatur od otoczenia do 1200 C (pozwala to na stopienie próbek) w atmosferze 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 Fig. 20. DSC curves compared for material A after quenching and ageing at 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 efektów odzwierciedlających procesy rozpuszczania i wydzielania (z roztworu przesyconego) oraz efektów endotermicznych powstających w wyniku rozpuszczania faz w miarę nagrzewania 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. 21. DSC curve for A3 specimen after quenching 39

Andrzej Gazda, Zbigniew Górny, Stanisława Kluska-Nawarecka, Krzysztof Saja, Małgorzata Warmuzek, Jacek Wodnicki, Robert Żuczek Rys. 22. Krzywa DSC dla próbki A2 po hartowaniu i starzeniu w temperaturze 700 C Fig. 22. DSC curve for A2 specimen after quenching and ageing at 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. Sygnał różnicowy, mw/mg EXO> Rys. 23. Zmodyfikowana krzywa DSC stopu A po odjęciu tła, krzywej DSC po hartowaniu i starzeniu Fig. 23. Adjusted DSC curve for alloy A after subtraction of background from the DSC curve of specimen after quenching and ageing Występujące efekty cieplne pokrywają się z zarejestrowanymi na krzywych dylatometrycznych i mogą być identyfikowane na podstawie układu równowagi fazowej (rys. 1) i badań struktury. 40

Wpływ obróbki cieplnej na strukturę i właściwości brązu aluminiowo-niklowego 5. Wnioski 1. Obróbka cieplna polegająca na przesycaniu (hartowaniu) oraz przesycaniu i starzeniu powoduje znaczne podwyższenie właściwości wytrzymałościowych (R 0,2, R m ) oraz częściowo plastycznych (A, Z). 2. Efekt modyfikowania stopu przez wapń, potas czy bor nie przyniósł efektów, co więcej uzyskano nieco gorsze rezultaty niż dla stopu niemodyfikowanego (tabela 6). 3. Dobre właściwości plastyczne uzyskano przy starzeniu w temperaturze 700 C i to zarówno przy chłodzeniu z piecem, jak i na powietrzu; mniejszą rolę w zróżnicowaniu właściwości ma rodzaj hartowania; podobne wyniki uzyskano przy hartowaniu w wodzie, oleju czy na powietrzu, a zatem istotną rolę odgrywa temperatura starzenia (700 C); przy starzeniu w temperaturze 500 C efekty są gorsze. 4. Struktura według wykresu równowagi fazowej układu Cu-Al, skorygowanego ekwiwaletnymi zawartościami żelaza i niklu (rys. 1), odpowiada strukturze β + β 1 ' + α 2, a więc fazom roztworów stałych β i α 2 (wydzielanej wtórnie) oraz martenzytycznej β 1 '. W stanach nierównowagowych występuje możliwość obecności faz α + α 2 lub tylko martenzytyczna β 1 ; występują również fazy γ lub γ 2, 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 ograniczenie rozpadu eutektoidalnego i pojawienia się faz γ 1 lub γ 2. 5. Nie ma istotnych różnic w dyfraktogramach stopów niemodyfikowanych i modyfikowanych (Ca, K lub B). 6. Przebieg funkcji 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. 7. Przemiana eutektoidalna β γ 2 + α 2 dla wykresu równowagi fazowej wg Raynora [15] ma miejsce w temperaturze 565 C, a dla wykresu skorygowanego β(βi) β + α 2 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 występuje również pik w temperaturze około 510 C (rys. 21). Natomiast na zmodyfikowanej krzywej DSC z próbki A hartowanej, starzonej i obejmującej zmiany w zakresie temperatur 200 600 C (rys. 23) występują istotne zmiany sygnału różnicowego (mw/ mg) w temperaturach około 260, 400, 460, 520 i 600 C. 8. Obróbka cieplna, a szczególnie hartowanie i starzenie, wpływa korzystnie na strukturę (porządkowanie) i właściwości mechaniczne. Podziękowania Artykuł został opracowany na podstawie badań prowadzonych w ramach pracy statutowej pt.: Wpływ obróbki cieplnej typu betatyzacji na strukturę i właściwości brązu aluminiowego CuAl10Fe5Ni5". 41

Andrzej Gazda, Zbigniew Górny, Stanisława Kluska-Nawarecka, Krzysztof Saja, Małgorzata Warmuzek, Jacek Wodnicki, Robert Żuczek Literatura 1. Wpływ obróbki cieplnej typu betatyzacji na strukturę i właściwości brązu aluminiowego CuAl10Fe5Ni5, Prace nauk-bad., Instytut Odlewnictwa, Kraków, 2009 (zlec. 7015/00) 2. Górny Z., Sobczak J.: Nowoczesne tworzywa odlewnicze na bazie metali nieżelaznych, Zapis, Kraków, 2005 3. Górny Z.: Odlewnicze brązy aluminiowe, Instytut Odlewnictwa, Kraków, 2006 4. Langham J.M., Webb A.W.O.: AFS Trans 70 (1962), pp. 686 703 5. Roberge J., Coron L.: Fonderie Founder d`aujoud`hui, nr 187 (1999), pp. 44 45 6. Sadayappan M., Zavadil R., Sahoo M.: AFS Trans (2001), pp. 745 758 7. Sahoo M.: Giesserei Praxis, 23-24/1983, pp. 365 376 8. Górny Z., Lech Z., Rutkowski K., Strojny Z., Welkens T.: Odlewnicze stopy metali nieżelaznych, WNT, Warszawa, 1963 9. AFS Hanbook, t. III, 1992 10. Dubois B., Ocampo B.: Fonderie. Founder d`aujourd`hui, 12/1982, pp. 33 39 11. Stucky M.: Fonderie. Foundeur d`aujourd`hui, nr 218 (2002), pp. 34 40 12. Benkisser G.,Winkel G., Horn-Samodelkin G.: Metall 49, 4/1995, pp. 268 213 13. Thomson R., Euwards J.O.: Trans. AFS 86 (1978), pp. 385 394 14. Cook M., Fentiman W.P., Davis E.: J. Inst. Metals 80 (1951-1952), p. 419 15. Raynor G.V.: Annotated Equilibrium Diagrams, The Inst. of Metals, 1946 Recenzent: prof. dr hab. inż. Andrzej Białobrzeski 42

PRACE INSTYTUTU ODLEWNICTWA Tom XLIX Rok 2009 Zeszyt 2 WPŁYW OBRÓBKI CIEPLNEJ NA WŁAŚCIWOŚCI MECHANICZNE STALIWA GS-20Mn5 PRZEZNACZONEGO DO PRACY W OBNIŻONEJ TEMPERATURZE EFFECT OF HEAT TREATMENT ON THE MECHANICAL PROPERTIES OF GS-20Mn5 CAST STEEL ASSIGNED FOR OPERATION AT LOW TEMPERATURES Andrzej Gwiżdż, Krzysztof Jaśkowiec, Zenon Pirowski, Jacek Wodnicki Instytut Odlewnictwa, ul. Zakopiańska 73, 30-418 Kraków Streszczenie Przedstawiona praca stanowi część badań przemysłowych (stosowanych) wykonanych w ramach projektu celowego ROW-II-403/2008 realizowanego w MAGNUS-NORD w Toruniu. Celem 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 charakter produkcji odlewów w zakładach Magnus-Nord w Toruniu praca dotyczyła możliwości uzyskania, 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 odpowiedniej 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 Abstract The 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 parameters 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 regarded 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 43 43

Andrzej Gwiżdż, Krzysztof Jaśkowiec, Zenon Pirowski, Jacek Wodnicki Wstęp Obniżona 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 stopy aluminium, stopy miedzi oraz niektóre typy stali stopowych. Zwykłe stale niskowęglowe, ze względu na przejście w stan kruchy w stosunkowo wysokiej temperaturze mają ograniczone zastosowanie. Udarność stali zależy jednak od wielu czynników i temperatura przejścia tych stali w stan kruchy może być nieco przesunięta w kierunku temperatury 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 domieszki 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 temperaturze 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 badawczy W 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 korygujących 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: wytrzymałości R m, 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 cyrkonowym na akoholu. 44

Wpływ obróbki cieplnej na właściwości mechaniczne staliwa GS-20Mn5... Wykonane próbki zostały poddane procesom obróbki cieplnej, po których przeprowadzono badania właściwości wytrzymałościowych. 2. Obróbka cieplna 2.1. Normalizowanie Zabiegi nagrzewania i wygrzewania podczas operacji normalizowania przeprowadzono w piecu Multitherm N 41/M o mocy 13 kw, ze szczelną retortą o wymiarach przestrzeni 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 ochronnej 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 wytopów. Proces odpuszczania prowadzono w dwóch wariantach różniących się temperaturą odpuszczania. Temperaturę tę dobrano na poziomie górnej i dolnej wartości przewidywanej 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. 45

Andrzej Gwiżdż, Krzysztof Jaśkowiec, Zenon Pirowski, Jacek Wodnicki 3. Przeprowadzone badania Do identyfikacji próbek z poszczególnych wytopów i stanu ich obróbki cieplej zastosowano 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 (R m ), granicę plastyczności (R e ) i wydłużenie (A 5 ) oraz dokonano pomiarów twardości (HB). Tabela 1. Wyniki pomiarów R m, R e, A 5 i HB w temperaturze +20 C Table 1. The results of measurements of R m, R e, A 5 and HB at a temperature of +20 C Wytop I Obróbka cieplna* Normalizowanie (950 C/1,5 h) Ulepszanie cieplne (H-930/w, O-610/p) Ulepszanie cieplne (H-930/w, O-660/p) Oznacz. próbek R m MPa Mierzony parametr R e MPa A 5 % HB I/N 610 375 27,3 163 I/Q1 665 585 16,8 189 I/Q2 600 507 19,9 168 46

Wpływ obróbki cieplnej na właściwości mechaniczne staliwa GS-20Mn5... Wytop II Obróbka cieplna* Normalizowanie (950 C/1,5 h) Ulepszanie cieplne (H-930/w, O-610/p) Ulepszanie cieplne (H-930/w, O-660/p) Oznacz. próbek R m MPa Mierzony parametr R e MPa Tabela 1 c.d. Table 1 cntd. A 5 % HB II/N 571 364 30,3 161 II/Q1 654 611 17,0 175 II/Q2 582 502 24,1 170 *H - hartowanie, O - odpuszczanie, w - woda, p - powietrze Tabela 2. Wyniki pomiarów udarności w temperaturze: +20 C, -30 C, -55 C Table 2. The results of measurements of impact resistance at temperatures of +20 C, -30 C, -55 C Wytop Obróbka cieplna Temperatura pomiaru C Oznaczenie próbek KV J I II Normalizowanie (950 C/1,5 h) Ulepszanie cieplne (H-930/w, O-610/p) Ulepszanie cieplne (H-930/w, O-660/p) Normalizowanie (950 C/1,5 h) Ulepszanie cieplne (H-930/w, O-610/p) Ulepszanie cieplne (H-930/w, O-660/p) +20 I/N.1 60,2-30 I/N.2 34,6-55 I/N.3 15,2 +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 +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 47

Andrzej Gwiżdż, Krzysztof Jaśkowiec, Zenon Pirowski, Jacek Wodnicki 4. Analiza wyników i wnioski Założone 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 staliwa GS-20Mn5, zwłaszcza w obniżonej temperaturze, ma rodzaj i parametry zastosowanej 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 normalizowania zachodzi konieczność stosowania zabiegów ulepszania cieplnego. W przypadku, gdy wymagana jest wyższa udarność, odpuszczanie należy prowadzić w wyższej 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 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 48

Wpływ obróbki cieplnej na właściwości mechaniczne staliwa GS-20Mn5... 67,7 12,3 28,4 Rys. 2. Wpływ przeprowadzonych operacji i zabiegów cieplnych na udarność KV staliwa GS-20Mn5 w temperaturze -30 C Fig. 2. Heat treatment vs impact resistance KV of KV GS-20Mn5 cast steel at a temperature of -30 C 70,6 32,7 38,2 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 49

Andrzej Gwiżdż, Krzysztof Jaśkowiec, Zenon Pirowski, Jacek Wodnicki Jak wynika z powyższych wykresów, staliwo GS-20Mn5 z obu wykonanych wytopów odpowiednio obrobione cieplnie spełnia założenia A - KV - min. 20 J w temperaturze -30 C, -55 C. Należy wspomnieć, że metal przygotowany do zalewania form w wytopie II posiadał mniejszą zawartość gazów i wtrąceń niemetalicznych. Mimo tego wykazuje on mniejszą wytrzymałość R m i udarność KV, przy większym wydłużeniu A 5. 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 Laboratoriów 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 odlanym 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 Rys. 4. Mikrostruktura próbki stop I, trawiona Mi1Fe, pow. 100x Fig. 4. Microstructure of specimen, alloy I, etched with Mi1Fe, 100x 500 μm Rys. 5. Mikrostruktura próbki stop II, trawiona Mi1Fe, pow. 100x Fig. 5. Microstructure of specimen, alloy II, etched with Mi1Fe, 100x 50

Wpływ obróbki cieplnej na właściwości mechaniczne staliwa GS-20Mn5... Chrom w zakresie zawartości do 1% obniża nieznacznie twardość ferrytu, a znacząco 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 uzyskiwaniu 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 temperatury pracy, gdzie największe różnice pomiędzy stopem I i II występują w próbkach hartowanych i nisko odpuszczanych (rys. 8) i gdzie najbardziej uwidocznione są efekty 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 praktycznie nie występują (rys. 7). 51