3/2013 ISSN Instytut Odlewnictwa. Foundry Research Institute

3/2013 ISSN 1899-2439 Instytut Odlewnictwa Foundry Research Institute

PRACE INSTYTUTU ODLEWNICTWA TRANSACTIONS OF FOUNDRY RESEARCH INSTITUTE Tom LIII 2013 Numer 3 SPIS TREŚCI Volume LIII 2013 Number 3 CONTENTS 1. MIECZYSŁAW KUDER, STANISŁAW PYSZ: Prognozowanie wybranych właściwości cienkościennych odlewów czasz z żeliwa sferoidalnego na drodze badań symulacyjnych... 2. ZENON A. OPIEKUN, WŁADYSŁAW A. ORŁOWICZ: Korozja stali i żeliwa sferoidalnego ferrytycznego w ciekłej cynie... 3. ARTUR KUDYBA, NATALIA SOBCZAK, ALEKSANDRA SIEWIOREK, MARTA HOMA: Wpływ utleniania podłoża niklowego na zwilżanie w układzie stop przemysłowy 226D/Ni... 4. MICHAŁ JESIOTR, MICHAŁ TARNOWSKI, BEATA KUCHARSKA, DAWID MYSZKA, TADEUSZ WIERZCHOŃ: Nakładanie warstw niklowych na modele do odlewania precyzyjnego... 5. FERDYNAND ROMANKIEWICZ, REMIGIUSZ ROMANKIEWICZ: Wpływ modyfikacji na strukturę i udarność mosiądzu aluminiowego CuZn30Al3... 6. ANDRZEJ DROTLEW, MAŁGORZATA GARBIAK, JERZY KUBICKI, BOGDAN PIEKARSKI, PAWEŁ SILUK: Konstrukcja palety podstawowej oprzyrządowania technologicznego do obróbki cieplnej... 7. DAWID MYSZKA, TADEUSZ CYBULA: Porównanie mikrostruktury i właściwości mechanicznych żeliwa sferoidalnego ausferrytycznego oraz stali poddanych dynamicznej deformacji w teście Taylora... 8. Wskazówki dla Autorów... 9. Procedura recenzyjna artykułów zgłoszonych do kwartalnika Prace Instytutu Odlewnictwa... 3 1. MIECZYSŁAW KUDER, STANISŁAW PYSZ: Simulation tests to forecast selected properties of thin-walled casts of ductile iron domes... 2. ZENON A. OPIEKUN, WŁADYSŁAW A. ORŁOWICZ: Corrosion of steel and spheroidal 19 ferritic cast iron in liquid tin... 19 3. ARTUR KUDYBA, NATALIA SOBCZAK, ALEKSANDRA SIEWIOREK, MARTA HOMA: Effect of substrate oxidation of nickel on wetting behaviour in industrail 27 allloy 226D/Ni system... 27 4. MICHAŁ JESIOTR, MICHAŁ TARNOWS- KI, BEATA KUCHARSKA, DAWID MYSZ- KA, TADEUSZ WIERZCHOŃ: Nickel layer deposition on investment casting polymer 45 patterns... 45 5. FERDYNAND ROMANKIEWICZ, REMIGIUSZ ROMANKIEWICZ: Influence of modification on the structure and impact strength of 53 aluminium brass CuZn30Al3... 53 6. ANDRZEJ DROTLEW, MAŁGORZATA GARBIAK, JERZY KUBICKI, BOGDAN PIEKARSKI, PAWEŁ SILUK: Structure of guide grate in heat treatment technological equipment... 59 59 7. DAWID MYSZKA, TADEUSZ CYBULA: The comparison of the microstructure and the mechanical characteristics of austempered ductile cast iron and steel subject to 73 dynamic deformation using the Taylor test... 73 83 8. Instructions for Authors... 83 9. Review Procerure for articles submitted to the quarterly Transactions of the Foundry 87 Research Institute... 87 3

Wydawca/Editor: INSTYTUT ODLEWNICTWA / FOUNDRY RESEARCH INSTITUTE KOLEGIUM REDAKCYJNE / EDITORIAL BOARD: Jerzy Józef SOBCZAK (Redaktor Naczelny / Editor-in-Chief), Andrzej BALIŃSKI (Z-ca Redaktora Naczelnego / Assistant Editor), Andrzej BIAŁOBRZESKI, Zbigniew GÓRNY, Stanisława KLUSKA-NAWARECKA, Natalia SOBCZAK, Józef Szczepan SUCHY, Joanna MADEJ (Sekretarz Redakcji / Secretary) Redaktor statystyczny / Statistical Editor: Krystyna RABCZAK Redaktorzy tematyczni / Thematic Editors: Natalia SOBCZAK (chemia fizyczna / Physical chemistry), Marta KONIECZNA (odlewnictwo / Metalcasting), Andrzej GAZDA (inżynieria materiałowa / Materials engineering), Piotr DUDEK (metalurgia / Metallurgy) KOMITET NAUKOWY / SCIENTIFIC COMMITTEE: Simeon AGATHOPOULOS (Grecja/Greece), Rajiv ASTHANA (USA/U.S.A.), Dana BOLIBRUCHOVÁ (Słowacja/Slovakia), Andreas BÜHRIG-POLACZEK (Niemcy/Germany), Józef DAŃKO, Ludmil DRENCHEV (Bułgaria/Bulgaria), Natalya FROUMIN (Izrael/Israel), Hidetoshi FUJII (Japonia/Japan), Edward GUZIK, Marek HETMAŃCZYK, Mariusz HOLTZER, Milan HORACEK (Czechy/Czech Republic), Werner A. HUFENBACH (Niemcy/Germany), Jolanta JANCZAK-RUSCH (Szwajcaria/ Switzerland), Olga LOGINOVA (Ukraina/Ukraine), Enrique LOUIS (Hiszpania/ Spain), Luis Filipe MALHEIROS (Portugalia/Portugal), Adam MAZURKIEWICZ, Tadeusz MIKULCZYŃSKI, Sergei MILEIKO (Rosja/Russia), Kiyoshi NOGI (Japonia/Japan), Władysław ORŁOWICZ, Alberto PASSERONE (Włochy/ Italy), Klaus-Markus PETERS (USA/U.S.A.), Krystyna PIETRZAK, Wojciech PRZETAKIEWICZ, Pradeep Kumar ROHATGI (USA/U.S.A.), Sudipta SEAL (USA/U.S.A.), Jan SZAJNAR, Michał SZWEYCER, Roman WRONA, Paweł ZIĘBA Publikowane artykuły były recenzowane / The articles published herein have been reviewed Projekt okładki / Graphic Design: Jan Witkowski Skład komputerowy / Computer Typesetting: Anna Samek-Bugno Korekta wydawnicza / Proofreading: Marta Konieczna, Anna Samek-Bugno ADRES REDAKCJI / EDITORIAL OFFICE: Prace Instytutu Odlewnictwa 30-418 Kraków, ul. Zakopiańska 73 tel. (12) 261-83-81, fax (12) 266-08-70 http://www.prace.iod.krakow.pl e-mail: joanna.madej@iod.krakow.pl Copyright by Instytut Odlewnictwa Żadna część czasopisma nie może być powielana czy rozpowszechniana bez pisemnej zgody posiadacza praw autorskich No part of this publication may be reproduced or distributed without the written permission of the copyright holder Printed in Poland ISSN 1899-2439 (print version the original version) ISSN 2084-123X (online) Publikacja dofinansowana ze środków Ministra Nauki i Szkolnictwa Wyższego w ramach programu Index Plus (projekt nr IxP 0030 2012). This publication was funded by the Ministry of Science and Higher Education through the Index Plus program (project no. IxP 0030 2012).

PRACE INSTYTUTU ODLEWNICTWA TRANSACTIONS OF FOUNDRY RESEARCH INSTITUTE Volume LIII Year 2013 Number 3 DOI: 10.7356/iod.2013.11 Prognozowanie wybranych właściwości cienkościennych odlewów czasz z żeliwa sferoidalnego na drodze badań symulacyjnych Simulation tests to forecast selected properties of thin-walled casts of ductile iron domes Mieczysław Kuder 1), Stanisław Pysz 2) 1) Instytut Odlewnictwa, Zakład Stopów Żelaza, ul. Zakopiańska 73, 30-418 Kraków, 2) Instytut Odlewnictwa, Centrum Projektowania i Prototypowania, ul. Zakopiańska 73, 30-418 Kraków, 1) Foundry Research Institute, Department of Ferrous Alloys, ul. Zakopiańska 73, 30-418 Kraków, 2) Foundry Research Institute, Design and Prototyping Center, ul. Zakopiańska 73, 30-418 Kraków E-mail: mieczyslaw.kuder@iod.krakow.pl Streszczenie Badaniom symulacyjnym poddano cienkościenne odlewy czasz (półkul) o grubości ścianki 4,2 i 10,3 mm z żeliwa sferoidalnego, w zakresie prognozowania skłonności do tworzenia naprężeń wewnętrznych, wad odlewniczych, kształtowania struktury i właściwości wytrzymałościowych stopu w ściankach odlewów. Celem było określenie czy właściwości wykonanych odlewów pozwolą na wykonanie kolejnych operacji produkcyjnych, a szczególnie pokrycie powierzchni warstwą gumy metodą wulkanizacji pod wysokimi naciskami prasy hydraulicznej. Stwierdzono, że przy zastosowaniu opracowanej technologii, zagrożenie pojawieniem się wad w odlewach jest niewielkie, a właściwości wytrzymałościowe są wystarczające dla bezpiecznego przeprowadzenia dalszych operacji produkcyjnych. Słowa kluczowe: badania symulacyjne, żeliwo sferoidalne, krzepnięcie, struktura, wytrzymałość Abstract Thin-walled dome casts (hemispheres) with a wall thickness of 4.2 and 10.3 mm made of ductile iron underwent simulation tests within the frame of forecasting the tendency to create residual stresses, casting defects, the shaping of structures and strength properties of alloy in the walls of casts. The aim was to determine whether properties of casts would allow further production procedures and especially coating the surface with rubber by the method of high pressure rubber curing. It was stated that with the use of the developed technology the threat of possible defects in casts is insignificant and strength properties are sufficient to safely conduct further production operations. Keywords: simulation tests, ductile iron, solidification, structure, strength Wprowadzenie Realizowana w Zakładzie Armatury JAFAR SA, modernizacja typoszeregu kulowych zaworów zwrotnych, o zakresie średnic nominalnych od DN125 do DN300 mm ma na celu obniżenie masy, oporów przepływu i podwyższenie trwałości zaworów. Efekt obniżenia oporów przepływu ma zostać osiągnięty między innymi przez zmniejszenie gęstości kul zamykających od wartości ρ = 1,66 kg/dm 3 obecnie stosowanej, do wartości 1,20 kg/dm 3 przez redukcję grubości ścianek odlewanych czasz, stanowiących ich podstawowe elementy. Wykonane badania symulacyjne naprężeń Introduction The targeted project was conducted at Fabryka Armatur JAFAR SA to modernise the range of ductile iron reflux valves, within the range of nominal diameters from DN125 to DN300 mm aims at lowering mass, flow resistance and at improving the durability of valves. The effect of lowering the resistance of flow is supposed to be achieved, among other things, by decreasing the density of sealing balls from the present value ρ = 1.66 kg/dm 3 to 1.20 kg/dm 3 by reducing the thickness of walls in the cast domes, which constitute their basic elements. The simulation 3

M. Kuder, S. Pysz: Prognozowanie wybranych właściwości cienkościennych odlewów czasz z żeliwa sferoidalnego... i odkształceń w ściankach kul zamykających w trakcie procesu wulkanizacji zewnętrznej warstwy gumowej pod wysokimi naciskami prasy hydraulicznej wykazały, że w przypadku kuli DN125 naprężenia w okolicach zamka łączącego dwie czasze osiągają wartości zbliżone do granicy plastyczności, określonej w normie materiałowej dla gatunku EN-GJS-400-15 na poziomie 250 MPa [1]. Żeliwo sferoidalne jest materiałem czułym na szybkość krzepnięcia i stygnięcia. W przypadku cienkościennych odlewów, szybkie obniżenie temperatury ścianki skutkuje zwiększonym udziałem perlitu w strukturze, rozdrobnieniem ziaren osnowy i wydzieleń grafitu [2 5]. Wynikiem jest wzrost twardości i wytrzymałości tworzywa, w tym granicy plastyczności. Dla oceny wpływu powyższego efektu na wzrost bezpieczeństwa prowadzenia kolejnych etapów produkcji, w tym wykonania zamka łączącego obie czasze na drodze obróbki mechanicznej i procesu wulkanizacji zewnętrznej warstwy gumowej, a zatem i wykonalności całego zadania, przeprowadzono badania symulacyjne kształtowania się istotnych właściwości dwóch wielkości odlewów czasz dla najmniejszych (DN125) i największych (DN300) zaworów z typoszeregu przewidzianego do modernizacji. Dodatkowym zadaniem jest sprawdzenie, czy opracowane technologie odlewnicze zapewniają uzyskanie zdrowych odlewów bez wad odlewniczych pochodzenia skurczowego, gazowego (wynikających z zasysania gazów), zapiaszczeń czy zażużleń (wynikających z przegrzewania miejscowego formy). Cel i zakres badań Celem badań było określenie (prognozowanie) właściwości cienkościennych czasz kul z żeliwa sferoidalnego, wykonanych w oparciu o opracowane technologie. Do realizacji ww. zadania zostały wykorzystane programy komputerowe MAGMASOFT, a szczególnie moduły MAGMAiron oraz MAGMA- -stress. W zakresie prognozowania brano pod uwagę następujące zagadnienia: równomierność zapełniania formy metalem, kształtowanie struktury stopu podczas krzepnięcia i stygnięcia odlewu, możliwość wystąpienia wad typu skurczowego (porowatości), właściwości mechaniczne (wytrzymałość, plastyczność, twardość), naprężenia odlewnicze i możliwość wystąpienia odkształceń plastycznych lub pęknięć. Realizacja badań symulacyjnych Wstępnie określono warunki konstrukcyjne niezbędne do otrzymania zakładanej gęstości kul ρ równej 1,20 kg/dm 3. Przy założeniu niezmiennej grubości warstwy (6 mm) gumy wulkanizowanej na tests measuring stresses and deformations in walls of sealing balls conducted during the process of high pressure rubber curing with an external rubber layer proved that in case of the DN125 ball stresses in the area of the coupling lock between two domes achieve values similar to the yield point, which is defined in the material standard for EN-GJS-400-15 grade at the level of 250 MPa [1]. Ductile iron is a material sensitive to the rate of solidification and cooling. In relation to thin-walled casts, a quick decrease in wall temperature results in an increased participation of perlite in the structure, fragmentation of matrix grains and graphite precipitations [2 5]. The result is an increase in hardness and strength, including the yield point. In order to assess the impact of the above-mentioned effect on the increase of safety of further production stages, including the execution of lock coupling both domes by mechanical treatment and rubber curing with an external rubber layer and consequently the feasibility of the whole task, simulation tests of shaping fundamental properties for two dimensions of dome casts were conducted for the smallest (DN125) and the largest (DN300) valves from the range predicted for modernisation. An additional task is to check whether the developed casting technologies allow achieving sound casts without shrinkage casting defects, gaseous defects (resulting from gas suction), sand and slug inclusions (resulting from spot overheating of the cast). The aim and the scope of the research The aim of the research was to determine (forecast) properties of thin-walled domes of balls made of ductile iron in accordance with the developed technologies. In order to execute the above-mentioned tasks, computer software MAGMASOFT, and especially modules MAGMAiron and MAGMAstress were utilised. Within the scope of the forecast the following issues were taken into account: equal filling of the mould with metal, the shaping of alloy structure during solidification and cooling of the cast the possibility of shrinkage defects (porosity) mechanical properties (strength, plasticity, hardness) casting stresses and possibilities of plasticity deformations or cracks. The execution of simulation tests The pre-specified design conditions which are necessary to achieve the assumed density of balls ρ = 1.20 kg/dm 3 were initially defined. With the assumption of constant thickness of rubber on the surface, the 4 Prace IOd 3/2013

M. Kuder, S. Pysz: Simulation tests to forecast selected properties of thin-walled casts of ductile iron domes... ich powierzchni, grubość ścianek czasz żeliwnych winna wynieść odpowiednio dla poszczególnych wielkości: od 4,2 mm (dla DN125) do 10,3 mm (dla DN300). Założono wykonanie zmodyfikowanych czasz wyłącznie z żeliwa sferoidalnego gatunku EN-GJS-400-15 wg PN-EN 1563:2000 (GGG 40 wg DIN 1693). Typowy skład chemiczny oraz minimalne właściwości wytrzymałościowe wymagane Polską Normą dla tego gatunku, określone na oddzielnie odlanym wlewku próbnym o grubości 25 mm zamieszczono w tabeli 1. thickness of walls of cast iron domes should be from 4.2 mm (for DN125) to 10.3 mm (for DN300) respectively. The assumption was to make modified domes exclusively from ductile iron grade EN-GJS-400-15 according to PN-EN 1563:2000 standard (GGG 40 according to DIN 1693). Table 1 presents a typical chemical composition and minimal strength properties required by the Polish Standard for this grade, which were determined on a separate cast test ingot with 25 mm thickness. Tabela 1. Podstawowy skład chemiczny i właściwości wytrzymałościowe żeliwa sferoidalnego EN-GJS-400-15 Table 1. Basic chemical composition and strength properties of ductile iron EN-GJS-400-15 Zawartość podstawowych składników, % wag. / Content of basic elements, wt. % Właściwości wytrzymałościowe / Strength properties C Si Mn P S Mg R m, MPa R p0,2, MPa A, % 3,5 3,8 2,5 2,8 max. 0,15 max. 0,05 max. 0,02 0,045 min. 400 min. 250 min. 15 Odlewy doświadczalne zostaną wykonane na nowo uruchomionej, automatycznej linii formowania bezskrzynkowego, z układem wlewowym zaopatrzonym w piankowy filtr ceramiczny, co ma gwarantować wysoką jakość powierzchni, dokładność wymiarową odlewów i czystość metalu. Poniżej przedstawiono wyniki badań symulacyjnych dwu wielkości czasz do zaworów o wielkościach nominalnych DN125 i DN300 mm. Symulacje komputerowe odlewów czaszy DN125 Parametry wyjściowe: masa odlewu: 1,0 kg grubość ścianki: 4,2 mm ilość odlewów w formie: 6 masa odlewów wraz z układem wlewowym: 11,5 kg czas zalewania: 6 s temperatura zalewania: 1380 C. Test casts will be made on a newly launched automatic flaskless moulding line with a gating system coupled with a ceramic foam filter, which is supposed to guarantee a high quality surface, dimensional precision of casts and purity of metal. In the following section are presented the results of simulation tests for two dimensions of domes for valves with nominal dimensions DN125 and DN300 mm. Computer-aided simulations of DN125 dome casts Initial parameters: mass of cast: 1.0 kg wall thickness: 4.2 mm number of casts in a mould: 6 mass of casts with the gating system: 11.5 kg pouring time: 6 s pouring temperature: 1380 C. Rys. 1. Rysunek odlewów czaszy DN125 z układem wlewowym Fig. 1. Drawing of casts of DN125 domes with the gating system Transactions of FRI 3/2013 5

M. Kuder, S. Pysz: Prognozowanie wybranych właściwości cienkościennych odlewów czasz z żeliwa sferoidalnego... Widok zestawu odlewów z układem wlewowym, wykorzystany do wykonania badań symulacyjnych zalewania i krzepnięcia czasz DN125, pokazano na rysunku 1. Zalewanie. Przyjęty czas zalewania 6 sekund pozwala na spokojne i równomierne wypełnienie wnęki formy. Symulacja zalewania pozwoliła na stwierdzenie, że wszystkie odlewy czasz, niezależnie od odległości od wlewu głównego, są zalewane w tym samym czasie, co gwarantuje dość równomierny rozkład temperatury we wszystkich odlewach (rys. 2). Nieco niższa temperatura w odlewach trzeciego rzędu odlewów czasz nie powinna stanowić zagrożenia powstaniem wad ciągłości materiału lub znaczących naprężeń. 4 The view of the set of casts with the gating system used for simulation tests of DN125 dome casting and solidification is presented in Figure 1. Pouring. The assumed pouring time of 6 seconds allows steady and equal filling of the mould cavity. The simulation of pouring allowed the assertion that all casts of domes, regardless of the distance from the pouring gate, are cast at the same time, which guarantees an equal temperature distribution in all casts (Fig. 2). A slightly lower temperature in casts of the third row of domes should not result in defects of material continuity or significant stresses. Rys. 2. Kolejne fazy zalewania odlewu czaszy DN125 Fig. 2. Successive phases of DN125 dome casting 6 Prace IOd 3/2013

M. Kuder, S. Pysz: Simulation tests to forecast selected properties of thin-walled casts of ductile iron domes... Krzepnięcie. Na kolejnych slajdach przedstawionych na rysunku 3 widać, iż wszystkie odlewy krzepną równocześnie. Front krystalizacji w każdym odlewie przemieszcza się od zewnętrznych rejonów czaszy w stronę wlewu doprowadzającego i belki wlewowej, które równocześnie stanowią układ zasilający. Występująca kierunkowość krzepnięcia pozwala na zasilenie ostatnich porcji krzepnącego metalu, który znajduje się w obszarze połączenia wlewu doprowadzającego z odlewem. W konsekwencji odlewy nie wykazują znaczącej porowatości (rys. 4) i nieciągłości w swojej strukturze, mogących osłabić połączenie dwu czasz, podlegające podczas operacji wulkanizacji maksymalnym naprężeniom. Solidification. From the following slides presented in Figure 3 it can be seen that all casts solidify at the same time. The crystallisation front in each cast moves from the external areas of domes in the direction of the ingate and the cross-gate, which simultaneously constitute the supply system. This directional solidification allows feeding the last batches of solidifying metal which is located between the ingate and the cast. As a consequence, casts do not show significant porosity (Fig. 4) and discontinuity on their surfaces, which might weaken the coupling between the two domes, which is subjected to maximum stresses during the process of rubber curing. Rys. 3. Kolejne fazy krzepnięcia odlewu czaszy DN125 Fig. 3. Successive phases of DN125 dome solidification Transactions of FRI 3/2013 7

M. Kuder, S. Pysz: Prognozowanie wybranych właściwości cienkościennych odlewów czasz z żeliwa sferoidalnego... Rys. 4. Rozkład porowatości w odlewach czaszy DN125 Fig. 4. Porosity distribution in DN125 dome casts Właściwości. Na rysunku 5 przedstawiono symulację rozkładu perlitu w odlewach. Odlew czaszy DN125, który charakteryzuje się bardzo cienką ścianką, wynoszącą 4,2 mm, w przeważającym obszarze będzie posiadał strukturę perlityczną, o udziale tego składnika w granicach od 80% do 95%. Rzutuje to na końcowe właściwości tworzywa, w tym wytrzymałość, która może osiągnąć 750 MPa, twardość do 300 HB oraz wydłużenie około 2% (rys. 6 8). Properties. In Figure 5 presents the simulation of pearlite distribution in casts. The cast of DN125 dome, which is characterised by a very thin wall, which equals 4.2 mm, will have a pearlitic structure in the predominating area, with the share of pearlite within the range from 80% to 95%. It has a direct effect on final properties of the material, including strength which can reach 750 MPa, hardness up to 300 HB and elongation approx. 2% (Figs. 6 8). Rys. 5. Rozkład perlitu w odlewach czaszy DN125 po wybiciu z formy Fig. 5. Pearlite distribution in DN125 dome casts after removing from the mould 8 Prace IOd 3/2013

M. Kuder, S. Pysz: Simulation tests to forecast selected properties of thin-walled casts of ductile iron domes... Rys. 6. Minimalna wytrzymałość na rozciąganie odlewów czaszy DN125 po wybiciu z formy Fig. 6. Minimum tensile strength of DN125 dome casts after removing from the mould Rys. 7. Minimalne wartości wydłużenia odlewów czaszy DN125 po wybiciu z formy Fig. 7. Minimum elongation values of DN125 dome casts after removing from the mould Rys. 8. Twardość odlewów czaszy DN125 po wybiciu z formy Fig. 8. Hardness of DN125 dome casts after removing from the mould Transactions of FRI 3/2013 9

M. Kuder, S. Pysz: Prognozowanie wybranych właściwości cienkościennych odlewów czasz z żeliwa sferoidalnego... Naprężenia. Podczas krzepnięcia i stygnięcia odlewów w formie nie obserwuje się występowania dużych naprężeń własnych. Naprężenia te nie przekraczają granicy plastyczności w zakresie kruchości wysokotemperaturowej (rys. 9 i 10). Nie istnieje zatem zagrożenie wystąpienia pęknięć na gorąco. Jest to spowodowane niewielkimi rozmiarami pojedynczego odlewu oraz jego ukształtowaniem, które nie powoduje nadmiernego hamowania skurczu. Stresses. During solidification and cooling of casts in the mould we do not observe the occurrence of residual stresses. These stresses do not exceed the yield point within the range of high temperature brittleness (Figs. 9 and 10). Hence, there is no threat of possible hot cracking. It results from small dimensions of a single cast and its shaping which does not cause excessively hindered shrinkage. Rys. 9. Maksymalne naprężenia główne w odlewach czaszy DN125 po zakrzepnięciu, w szóstej minucie stygnięcia Fig. 9. Maximum principal stress of DN125 dome casts after solidification at the 6 th minute of cooling Rys. 10. Granica plastyczności odlewów czaszy DN125 po zakrzepnięciu, w szóstej minucie stygnięcia Fig. 10. Yield point of DN125 dome casts after solidification at the 6 th minute of cooling 10 Prace IOd 3/2013

M. Kuder, S. Pysz: Simulation tests to forecast selected properties of thin-walled casts of ductile iron domes... Symulacje komputerowe odlewów czaszy DN300 Parametry wyjściowe: masa odlewu: 13,3 kg grubość ścianki: 10,3 mm ilość odlewów w formie: 1 masa odlewu wraz z układem: 17,5 kg czas zalewania: 12 s temperatura zalewania: 1350 C. Zalewanie. Przyjęty czas zalewania 12 sekund pozwala na spokojne i równomierne wypełnienie wnęki formy. Wydaje się jednak że optymalny czas zalewania powinien być mniejszy i wynosić około 9 sekund. Kolejne sekwencje przedstawione na rysunku 11 wskazują, że odlew po zalaniu ma dosyć równomierną temperaturę w całej swojej objętości. W najchłodniejszym miejscu, temperatura stopu jest wyższa niż temperatura likwidus i cały metal we wnęce formy pozostaje jeszcze przez pewien czas w stanie ciekłym. Wykluczona jest zatem możliwość powstania wad nieciągłości materiału w odlewie. Computer-aided simulations of DN300 dome casts Initial parameters: mass of cast: 13.3 kg wall thickness: 10.3 mm number of casts in a mould: 1 mass of cast with the gating system: 17.5 kg pouring time: 12 s pouring temperature: 1350 C. Pouring. The assumed pouring time of 12 seconds allows steady and equal filling of the mould cavity. However, it seems that the optimum pouring time should be shorter and should equal approx. 9 seconds. The successive phases presented in Figure 11 show that the cast after being filled with melt has an equal temperature in its total volume. At the coldest point the alloy temperature is higher than liquidus temperature and the whole melt in the mould cavity is still liquid for some time. That is why we exclude the possibility of creating discontinuity defects in the material and the cast. Rys. 11. Kolejne fazy zalewania odlewu czaszy DN300 Fig. 11. Successive phases of DN300 dome casting Transactions of FRI 3/2013 11

M. Kuder, S. Pysz: Prognozowanie wybranych właściwości cienkościennych odlewów czasz z żeliwa sferoidalnego... Krzepnięcie. Na kolejnych slajdach przedstawionych na rysunku 12 widać, że odlew czaszy DN300 krzepnie kierunkowo. Krzepnięcie jest ukierunkowane w stronę wlewu doprowadzającego, co pozwala na zasilenie krzepnącego na końcu miejsca które znajduje się w obszarze połączenia wlewu doprowadzającego porcją metalu z układu wlewowego. Solidification. In the following slides presented in Figure 12 it can be seen that DN300 dome casts solidify directionally. Solidification is directional which allows supplying the point, which solidifies at the end of the connection area with the ingate metal portion of the gating system. Rys. 12. Kolejne fazy krzepnięcia odlewu czaszy DN300 Fig. 12. Successive phases of DN300 dome solidification Z symulacji procesu krzepnięcia wynika, iż istnieje zagrożenie pojawienia się wad typu skurczowego w odlewie, w tym również w miejscu doprowadzenia metalu do wnęki formy. Dlatego zaleca się prowadzenie ultradźwiękowych badań defektoskopowych w tym miejscu i ewentualnie wprowadzenie korekty wymiarowej wlewu doprowadzającego. Na rysunku 13 przedstawiono miejsca, gdzie istnieje zagrożenie porowatością lub rzadzizną; wartość około 4% świadczy, że jest niewielkie zagrożenie wystąpienia tej wady. From the simulation of the solidification process it results that there is a threat of shrinkage defects in the cast, including also the place of supplying the metal to the mould cavity. That is why it is recommended to conduct ultrasonic defectoscopy at this point and possibly correct the dimensions of the ingate. Figure 13 presents points where there are threats of porosity or micro-shrinkage; the value of approx. 4% proves that the threat of such defects is slight. 12 Prace IOd 3/2013

M. Kuder, S. Pysz: Simulation tests to forecast selected properties of thin-walled casts of ductile iron domes... Rys. 13. Rozkład porowatości w odlewie czaszy DN300 Fig. 13. Porosity distribution in DN300 dome casts Właściwości. Odmiennie niż w odlewach czaszy kuli DN125 struktura żeliwa czaszy DN300 jest ferrytyczno-perlityczna. Jest to spowodowane znacznie większą grubością ścianki, bo wynoszącą 10,3 mm i czułością tworzywa na szybkość krzepnięcia i stygnięcia odlewu. Na rysunku 14 przedstawiono prognozowany rozkład ferrytu i jego udział w odlewie, który wynosi od około 50% do 85%. Rzutuje to na końcowe właściwości, w tym wytrzymałość, której wartość kształtuje się w granicach od 450 MPa do 570 MPa (rys. 15), twardość, która wynosi około 175 HB (rys. 16), a wydłużenie zawiera się w granicach od 6% do 9% (rys. 17). Properties. Unlike the DN125 dome casts the structure of ductile iron in DN300 domes is ferritic- -pearlitic. It is caused by considerably higher density of the wall, which equals 10.3 mm and the sensibility of material to the rate of solidification and cooling. Figure 14 presents the forecast distribution of ferrite and its participation in the cast, which is from approx. 50% to 85%. It has an influence on the final properties, including strength, whose value is within the rage from 450 MPa to 570 MPa (Fig. 15), hardness, which is approx. 175 HB (Fig. 16), and elongation which is within the rage from 6% to 9% (Fig. 17). Rys. 14. Rozkład ferrytu w odlewie czaszy DN300 po wybiciu z formy Fig. 14. Ferrite distribution in DN300 dome cast after removing from the mould Rys. 15. Minimalna wytrzymałość na rozciąganie odlewu czaszy DN300 po wybiciu z formy Fig. 15. Minimum tensile strength of DN300 dome cast after removing from the mould Transactions of FRI 3/2013 13

M. Kuder, S. Pysz: Prognozowanie wybranych właściwości cienkościennych odlewów czasz z żeliwa sferoidalnego... Rys. 16. Twardość odlewu czaszy DN300 po wybiciu z formy Fig. 16. Minimum elongation of DN300 dome cast after removing from the mould Naprężenia. Podobnie jak w poprzednich odlewach, naprężenia własne są znacznie niższe niż granica plastyczności w całym zakresie temperatur stygnięcia i nie powodują zagrożenia naruszenia ciągłości ścianki (pęknięcie na gorąco) czy choćby trwałej deformacji odlewu (rys. 18, 19). Rys. 17. Minimalne wartości wydłużenia odlewu czaszy DN300 po wybiciu z formy Fig. 17. Hardness of DN300 dome cast after removing from the mould Stresses. Similarly to the previous casts, residual stresses are considerably lower than the yield point in the total range of solidification temperature and do not pose a threat for discontinuity of the wall (hot cracking), or even a permanent deformation of the cast (Figs. 18, 19). Rys. 18. Maksymalne naprężenia główne w odlewie czaszy DN300 po zakrzepnięciu, w trzynastej minucie stygnięcia Fig. 18. Maximum principal stress of DN300 dome cast after solidification at the 13 th minute of cooling Rys. 19. Granica plastyczności odlewu czaszy DN300 po zakrzepnięciu, w trzynastej minucie stygnięcia Fig. 19. Yield point of DN300 dome cast after solidification at the 13 th minute of cooling Podsumowanie Odlewy czasz kul typoszeregu żeliwnych zaworów zwrotnych o wielkościach nominalnych: DN125 do DN300 (5 wielkości) będą wykonywane z żeliwa sferoidalnego EN-GJS-400-15 wg PN-EN 1563:2000 o jednakowym składzie Summary Dome casts of the range of cast iron reflux valves with nominal dimensions: DN125 to DN300 (5 dimensions) will be made of ductile iron EN-GJS-400-15 according to the standard PN-EN 1563:2000 with a unified chemical composition. It is forecast that as 14 Prace IOd 3/2013

M. Kuder, S. Pysz: Simulation tests to forecast selected properties of thin-walled casts of ductile iron domes... chemicznym. Przewiduje się, że wskutek wrażliwości tego tworzywa na szybkość krzepnięcia, właściwości mechaniczne oraz struktura stopu w ściankach badanych odlewów będzie znacznie odbiegać od wartości przyjmowanych dla żeliwa odlewanego w formie wlewka próbnego, oddzielnie odlewanego o typowej grubości 25 mm, zasilanego przez obszerny nadlew. W przypadku odlewów czasz kul zamykających zaworów DN125 charakteryzujących się ścianką o grubości 4,2 mm, szybkość krzepnięcia i stygnięcia jest tak duża, że przy zastosowaniu typowego składu chemicznego powstanie struktura o znacznej przewadze perlitu. Wskutek tego, wytrzymałość żeliwa może osiągnąć wartość 700 MPa. Równocześnie wydłużenie może obniżyć się do poziomu około 2%, a twardość do 280 HB. W przypadku odlewu czaszy DN300, grubość ścianki wynosząca około 10,3 mm, powoduje wyraźne zmniejszenie szybkości krzepnięcia i stygnięcia odlewu, czego konsekwencją jest powstanie struktury o znacznej przewadze ferrytu, co powoduje stosunkowo niską wytrzymałość i twardość żeliwa oraz wzrost właściwości plastycznych. Jednak uzyskane właściwości wytrzymałościowe w ściance tego odlewu i tak są znacznie wyższe niż wymagane ww. normą. Prognozowanie powstawania naprężeń w odlewach czasz i porównanie z granicą plastyczności w zakresie temperatur stygnięcia dowodzi, iż nie ma zagrożenia powstania pęknięć czy choćby deformacji. W przypadku czaszy dla zaworu DN125, wskutek stosunkowo wysokiej twardości, mogą wystąpić trudności w obróbce mechanicznej, niezbędnej dla właściwego połączenia dwóch półkul przed operacją wulkanizacji warstwy gumowej. Wysoka wytrzymałość żeliwa w ściance powyższej czaszy i odpowiednio wyższa granica plastyczności znacznie wyższe niż przewiduje przedmiotowa norma na żeliwo sferoidalne, powoduje, że zagrożenia uszkodzeniem zmontowanej kuli podczas procesu wulkanizacji pod wysokimi naciskami prasy hydraulicznej, nie należy się obawiać. Wyniki symulacji przebiegu zapełniania wnęki form dla obu odlewów czasz sugerują, że zastosowane konstrukcje i parametry układów wlewowych z filtracją żeliwa, gwarantują spokojny i równomierny przepływ metalu, brak zagrożenia przegrzewaniem, wymywaniem materiału formy i zapiaszczeniami. W przypadku czaszy DN125, prędkość zapełniania wnęki formy jest wystarczająca dla uzyskania równomiernego rozkładu temperatury metalu, co zagwarantuje równomierny przebieg krzepnięcia i niewielkie naprężenia własne odlewu. W przypadku czaszy DN300 stwierdzono konieczność przekonstruowanie układu wlewowego dla zwiększenie szybkości zalewania i skrócenia czasu jego trwania o około 30%. Z uwagi na stosunkowo krótkie czasy zalewania i niewielkie spadki temperatury w układzie wlewowym i wnęce formy, nawet w przypadku czasz a result of the sensibility of the material to the rate of solidification, mechanical properties and the structure of alloy in walls of the tested casts will be considerably different from values assumed for cast iron in the form of a test ingot, which was cast separately with a typical thickness of 25 mm, fed by a spacious riser head. In case of casts of domes of ball reflux valves DN125 which are characterised by 4.2 mm thick wall, the rate of solidification and cooling is so high that while using a typical chemical composition we obtain a structure with predominant participation of pearlite. As a result, the strength of the cast iron can achieve the value of 700 MPa. At the same time elongation can be lowered to the level of approx. 2%, and hardness to 280 HB. In relation to the DN300 dome, the wall thickness of approx. 10.3 mm causes significant reduction of the rate of solidification and cooling of the cast, which consequently results in obtaining a structure with predominant participation of ferrite and causes relatively low strength and hardness of cast iron as well as an increase of plasticity properties. However, the achieved strength properties of the wall of this cast are considerably higher than is required by the standard. Forecasts of stresses in casts of domes and the comparison with the yield point within the range of cooling temperature prove that there are no threats of cracks or even deformations. In case of domes for DN125 valves, as a result of relatively high hardness, there might be difficulties with mechanical treatment, which is necessary to correctly couple two hemispheres before rubber curing. The high strength of cast iron in the wall of the above-described dome and the respective higher yield point considerably higher than is required by the said standard for ductile iron, result in the fact that there should not be cause for alarm of possible damage to an assembled ball during the process of high pressure rubber curing. The results of the simulations of filling the mould cavity for both domes casts suggest that the applied designs and parameters of gating systems with cast iron filtration, guarantee a steady and uniform flow of metal, lack of threat of overheating, elution of mould material and sand inclusions. In the case of the DN125 dome, the rate of filling the mould cavity is high enough to achieve uniform temperature distribution of metal, which guarantees a uniform course of solidification and slight residual pressures. In the case of the DN300 dome, it was found necessary to redesign the gating system to increase the rate of pouring and reduce the time of pouring by approx. 30%. Due to relatively short times of pouring and slight drops of temperature in the gating system and the mould cavity, even in the case of DN125 dome valve (of 4.2 mm thickness) we should not be afraid of possible material discontinuity defects, such as: short shot, unweld, or fold. Transactions of FRI 3/2013 15

M. Kuder, S. Pysz: Prognozowanie wybranych właściwości cienkościennych odlewów czasz z żeliwa sferoidalnego... zaworu DN125 (o grubości ścianki 4,2 mm) nie należy obawiać się wystąpienia wad ciągłości materiału, jak: niedolew, niespaw, fałda. Wyniki badań symulacyjnych wykazały możliwość wystąpienia porowatości o niewielkim natężeniu w różnych miejscach odlewów czasz z największym prawdopodobieństwem wystąpienia tej wady (około 4%) w okolicy wlewu doprowadzającego, krzepnącego na końcu, co nie stanowi większego zagrożenia dla jakości odlewu. Jednak wymaga zwrócenia uwagi przy prowadzeniu badań defektoskopowych odlewów próbnych. Równocześnie należy stwierdzić, że przeprowadzone symulacje nie określają w sposób jednoznaczny właściwości odlewów i tworzywa a w konsekwencji charakteru rzeczywistych obciążeń, związanych przede wszystkim z uzyskiwaną w praktyce przemysłowej dokładnością wymiarową odlewów. Dlatego ostatecznym czynnikiem weryfikującym będzie wykonanie serii próbnych odlewów czasz różnych wielkości dobranych na podstawie typoszeregu, przewidzianych do wykonania prototypowych zaworów, przeprowadzenie badań materiałoznawczych, obróbka mechaniczna, montaż i wulkanizacja warstwy uszczelniającej na powierzchni kul. Wnioski 1. Przyjęty skład chemiczny żeliwa, w tym wartość ekwiwalentu węglowego (CE) jest właściwy i wystarczający dla wykonywania cienkościennych odlewów czasz kul zaworów zwrotnych o nominałach planowanych do modernizacji. 2. Dla odlewania czasz najmniejszej wielkości DN125 i DN150 wskazane jest obniżenie zawartości manganu do poziomu poniżej 0,10%, co korzystnie wpłynie na podwyższenie udziału ferrytu w strukturze a zarazem obniżenie twardości i poprawę obrabialności odlewów. 3. O ile to możliwe, należy podnieść temperaturę zalewania o 20 30 C, dla obniżenia szybkości krzepnięcia i stygnięcia odlewów, co winno skutkować niższą skłonnością do zabieleń i zwiększeniem udziału ferrytu w osnowie. 4. Dla czasz DN300 mm należy skorygować technologię odlewniczą w celu skrócenia czasu zalewania i polepszenia zasilania odlewu (zastosowanie nadlewu). 5. Dla wyeliminowania możliwości pojawienia się zabieleń, szczególnie w przypadku pozycji o najcieńszych ściankach, należy zapewnić wysoką zdolność do zarodkowania żeliwa przez bardzo silną modyfikację, najlepiej dwustopniową, modyfikatorami złożonymi. The simulation tests results proved possible porosity with slight intensity in different points of dome casts with the highest probability of this defect (approx. 4%) in the area of the ingate, which solidifies at the end, but which does not pose a larger threat to the quality of the cast. However, it requires paying more attention during defectoscopy tests of test casts. At the same time it should be stated that the conducted simulations do not unequivocally determine the properties of casts and the consequent character of real loadings mostly connected with the achieved dimensional precision of casts in industrial practice. That is why the final verification factor will be to make a series of test cast domes with different dimensions selected on the basis of the range, which were forecast for the production of prototype valves, as well as conducting material tests, mechanical treatment, assembling and curing the sealing layer on the surfaces of the balls. Conclusions 1. The assumed chemical composition of cast iron, including carbon equivalent value (CE) is adequate and sufficient to make thin-walled domes casts for ball reflux valves with values planned for modernisation. 2. To cast domes of the smallest dimensions DN125 and DN150 it is recommended to reduce the content of manganese to a level below 0.10%, which will positively influence the increase of ferrite participation in the structure and at the same time lower hardness and improve workability of casts. 3. If it is possible, the pouring temperature should be increased by 20 30 C to decrease the rate of solidification and cooling of casts, which should result in a lower tendency to create hard spots and a higher participation of ferrite in the matrix. 4. For DN300 domes the casting technology should be corrected to reduce the pouring time and improve feeding the cast (the use of a riser head). 5. To eliminate possible hard spots, especially in case of items with the thinnest walls, high cast iron nucleation capacity should be provided by a very strong modification, preferably two-stage, with the use of complex modifiers. 16 Prace IOd 3/2013

M. Kuder, S. Pysz: Simulation tests to forecast selected properties of thin-walled casts of ductile iron domes... Podziękowania Prace wykonano w ramach projektu celowego nr ROW-III-239/2012 pt.: Opracowanie i wdrożenie nowej konstrukcji węzła uszczelniająco-zwrotnego typoszeregu żeliwnych zaworów zwrotnych, spełniającego wymagania normy PN-EN 1074-3:2002. Acknowledgements The study was performed in the target project no ROW-III-239/2012: Development and implementation of the new structure of the sealing and reflux node in the range of cast iron reflux valves that meets the requirements of PN-EN 1074-3:2002 standard. Literatura/References 1. Kuder M., Żuczek R. (2013). Optymalizacyjna analiza numeryczna rozkładu naprężeń i przemieszczeń w procesie wulkanizacji kul do zaworów zwrotnych. Prace Instytutu Odlewnictwa, 53(2), 53 74, DOI: 10.7356/iod.2013.9. 2. Fallon M. J. (2004). The Structures and tensile properties of irons containing mixtures of compacted and spheroidal graphite, determined from step plates. Foundry Trade Journal, 178(3613), 165 168. 3. Bockus S., Venckunas A., Zaldarys G. (2008). Relation between Section Thickness, Microstructure and Mechanical Properties of Ductile Iron Castings. Materials Science, 14(2), 1392 1420. 4. Górny M., Tyrała E. (2013). Effect of Cooling Rate on Microstructure and Mechanical Properties of Thin-Walled Ductile Iron Castings. Foundry Materials Engineering and Performance, 22(1), 300 305. 5. Kuder M. (2013). Badanie czynników zmieniających stan fizykochemiczny ciekłego żeliwa i wybrane właściwości tworzywa. Prace Instytutu Odlewnictwa, 53(2), 13 28, DOI: 10.7356/iod.2013.6. Transactions of FRI 3/2013 17

PRACE INSTYTUTU ODLEWNICTWA TRANSACTIONS OF FOUNDRY RESEARCH INSTITUTE Volume LIII Year 2013 Number 3 DOI: 10.7356/iod.2013.12 Korozja stali i żeliwa sferoidalnego ferrytycznego w ciekłej cynie Corrosion of steel and spheroidal ferritic cast iron in liquid tin Zenon A. Opiekun, Władysław A. Orłowicz Politechnika Rzeszowska, Katedra Odlewnictwa i Spawalnictwa, al. Powstańców Warszawy 12, 35-959 Rzeszów Rzeszow University of Technology, Department of Casting and Welding, al. Powstańców Warszawy 12, 35-959 Rzeszów E-mail: zopiekun@prz.edu.pl Streszczenie W artykule przedstawiono przebieg korozji w ciekłej cynie próbek z żeliwa sferoidalnego ferrytycznego, próbek ze stali austenitycznej chromowo-niklowej X2CrNi 19-12 (00H18N10) i próbek ze stali konstrukcyjnej niskostopowej 12CrMo 4-5 (15HM). Próby oddziaływania wykonano przy stałej temperaturze ciekłej cyny 600 C w czasie 170 h. Przeprowadzone badania metalograficzne wykazały, że najszybciej korozji w ciekłej cynie (z szybkością 0,12 mm/h) ulegały próbki ze stali X2CrNi 19-12, wolniej próbki ze stali 12CrMo 4-5 (szybkość korozji około 0,004 mm/h), a najwolniej korodowały próbki z żeliwa sferoidalnego ferrytycznego (szybkość korozji około 0,003 mm/h). Słowa kluczowe: korozja, stal austenityczna, stal konstrukcyjna, żeliwo sferoidalne ferrytyczne, ciekła cyna Abstract The article presents a course of static corrosion of spheroidal ferritic cast iron, austenite stainless steel X2CrNi19-12 (00H18N10) and samples of low-alloy construction steel 12CrMo4-5 (15HM) in liquid tin. The tests were performed at temperature of 600 C in liquid tin for 170 hours. It has been found, that the fastest corrosion was observed in austenite steel (average rate ca. 0.12 mm/h). Slower corrosion was observed in steel 12CrMo4-5 (average rate ca. 0.004 mm/h) and the slowest corrosion was observed in spheroidal ferritic iron cast specimen (average rate ca. 0.003 mm/h) in liquid tin. Keywords: corrosion, austenitic steel, construction steel, spheroidal ferritic cast iron, liquid tin Wstęp Cyna oraz stopy cyny ze srebrem (Sn-2,0%Ag, Sn-3,5%Ag), stopy cyny ze srebrem i miedzią (Sn-2,6%Ag-0,7%Cu), tzw. stopy SAC i stopy cyny ze srebrem i bizmutem (Sn-7,5%Bi-2,0Ag) są obecnie stosowane jako lutowia bezołowiowe do lutowania miękkiego. Duże ilości cyny wykorzystuje przemysł elektroniczny do masowego lutowania obwodów drukowanych. Część urządzeń do lutowania ciągłego tzw. lutowania na fali (ang. Wave soldering) wykonuje się powszechnie ze stali austenitycznej chromowo-niklowej (X5CrNi18-10). Cyna i jej stopy działają korozyjnie na elementy wykonane ze stali austenitycznej AISI 304L (X5CrNi18-10) już w temperaturze 250 C [1, 2]. Znaczne zwiększenie odporności na korozyjne oddziaływanie w ciekłej cynie i jej stopach uzyskuje się przez zastosowanie pokryć tych elementów do lutowania ciągłego warstwami TiN [3]. Introduction Tin, as well as tin and silver alloys (Sn-2.0%Ag, Sn-3.5%Ag); tin, silver and copper alloys (Sn-2.6%Ag-0.7%Cu); the so called SAC alloys, and tin alloys with silver and bismuth (Sn-7.5%Bi-2.0Ag) are currently used as lead-free solders for soldering. The electronic industry uses a lot of tin for mass soldering of printed circuit boards. Some devices for continuous soldering, the so called wave soldering are usually made of austenitic chromium-nickel steel (X5CrNi18-10). Tin and its alloys are already corrosive for the elements made of austenitic steel AISI 304L (X5CrNi18-10) at a temperature of 250 C [1, 2]. A significant increase in resistance to the corrosive effects of liquid tin and its alloys is obtained by covering these elements during continuous soldering with TiN layers [3]. 19

Z. A. Opiekun, W. A. Orłowicz: Korozja stali i żeliwa sferoidalnego ferrytycznego w ciekłej cynie Z układu równowagi fazowej Fe-Sn (rys. 1) wynika, że cyna wykazuje małą rozpuszczalność w żelazie ze wzrostem temperatury. Rozpuszczalność żelaza w cynie w temperaturze lutowania 265 C wynosi około 0,001% mas. Fe i rośnie do około 0,35% mas. Fe w temperaturze 600 C [4]. The phase equilibrium of Fe-Sn (Fig. 1) shows that tin has low solubility in iron with increasing temperature. The solubility of iron in tin at solder temperature of 265 C is about 0.001 wt. % Fe and increases to about 0.35 wt. % Fe at a temperature of 600 C [4]. Temperatura, C Rys. 1. Fragment układu równowagi fazowej Fe-Sn (od strony Sn) [4] Fig. 1. Sn rich part of Fe-Sn phase diagram [4] Celem niniejszego artykułu jest przedstawienie przebiegu korozji stali austenitycznej chromowo- -niklowej X2CrNi 19-12 oraz stali konstrukcyjnej 12CrMo 4-5 i żeliwa sferoidalnego ferrytycznego w ciekłej cynie w temperaturze 600 C po czasie jej oddziaływania 170 h. Materiał i metodyka badań Próbki blach ze stali X2CrNi 19-12 i 12CrMo 4-5 o różnej grubości od 4 do 16 mm i płytki o grubości 8 mm z żeliwa sferoidalnego ferrytycznego, ułożono na dnie tygla ceramicznego i zalano ciekłą cyną o temperaturze 600 C. Tak wypełniony tygiel wytrzymano w piecu elektrycznym PEK-100 super kanthal w stałej temperaturze 600 C w czasie 170 h. Składy chemiczne materiałów poddanych oddziaływaniu cyny zestawiono w tabeli 1. Badania metalograficzne próbek materiałów po oddziaływaniu ciekłej cyny prowadzono przy użyciu metalograficznego mikroskopu świetnego Neophot 2 i elektronowego mikroskopu skaningowego (SEM) VEGA 3 (Tescan) sprzężonego z przystawką do mikroanalizy rentgenowskiej INCA X-ACT (Oxford) 1. The aim of this article is to present the course of corrosion of austenitic chromium-nickel steel X2CrNi 19-12 and construction steel 12CrMo 4-5 and spheroidal ferritic cast iron in liquid tin at 600 C after 170 hours of impact. Material and methodology of the study Samples of metal plates made of steel X2CrNi 19-12 and 12CrMo 4-5 of various thickness 4 16 mm and spheroidal ferritic cast iron 8 mm thick plates were arranged at the bottom of a ceramic crucible and covered with liquid tin at a temperature of 600 C. The crucible filled this way was held in an electric furnace PEK-100 super kanthal at a constant temperature of 600 C for 170 hours. The chemical compositions of materials subjected to the impact of tin are presented in Table 1. The metallographic tests of the materials after the impact of liquid tin were performed with a metallographic light microscope Neophot 2 and a scanning electron microscope (SEM) VEGA 3 (Tescan) coupled with an attachment for X-ray microanalysis INCA X-ACT (Oxford) 1. 1 Aparatura zakupiona w projekcie Budowa, rozbudowa i modernizacja bazy naukowo-badawczej Politechniki Rzeszowskiej w ramach Regionalnego Programu Operacyjnego Województwa Podkarpackiego na lata 2007 2013. 1 Equipment purchased within the project Construction, expansion and modernization of research facilities of Rzeszów University of Technology as part of the Regional Operational Programme of the Carpathian Voivodeship in 2007 2013. 20 Prace IOd 3/2013

Z. A. Opiekun, W. A. Orłowicz: Corrosion of steel and spheroidal ferritic cast iron in liquid tin Tabela 1. Skład chemiczny próbek ze stali i z żeliwa sferoidalnego ferrytycznego poddanych oddziaływaniu ciekłej cyny Table 1. Chemical composition of steel and spheroidal ferritic cast iron samples subjected to the impact of liquid tin Materiał/Material Składniki stopowe, % mas. / Elements of the alloy, % wt. C Cr Ni Mn Si Mo Cu P S Mg X2CrNi 19-12 0,02 19,40 11,70 1,20 1,60 0,49 0,30 0,033 0,001 12CrMo 4-5 0,14 0,87 0,56 0,32 0,50 0,030 0,015 Żeliwo sferoidalne / Spheroidal cast iron 2,10 0,14 4,60 0,040 0,010 0,034 Stal austenityczna chromowo-niklowa (X2CrNi 19-12) Na rysunku 2 przedstawiono makrostrukturę i mikrostruktury na przekroju poprzecznym blachy ze stali X2CrNi 19-12 po oddziaływaniu ciekłej cyny o temperaturze 600 C w czasie 170 h [5]. Austenitic chromium-nickel steel (X2CrNi 19-12) Figure 2 presents macrostructure and microstructure in the cross-section of a metal sheet made of X2CrNi 19-12 steel after liquid tin impact at a temperature of 600 C during 170 hours [5]. Rys. 2. Makrostruktura (a), mikrostruktura na granicy stal - ciekła cyna (b), w obszarze produktów korozji, około 2 mm od granicy stal-ciekła cyna (c), w odległości około 5 mm od granicy stal - ciekła cyna (w obszarze produktów korozji) (d). Mikroskop optyczny Fig. 2. The macrostructure (a), microstructure on the boundary steel - liquid tin (b), within the corrosion products (at the distance of ca. 2 mm from steel) (c), within the corrosion products (at distance of ca. 5 mm from steel) (d). Optical microscope Mikrostruktury na granicy stal (X2CrNi 19-12) - ciekła cyna oraz rozmieszczenie powierzchniowe pierwiastków w tym obszarze przedstawiono na rysunkach 3 4 [5]. Natomiast mikrostruktury i rozmieszczenie pierwiastków stopowych w obszarach odległych o około 3 mm od tej granicy przedstawiono na rysunkach 5 6. The microstructures on the edges of steel (X2CrNi 19-12) - liquid tin and surface arrangement of elements in this area are presented in Figures 3 4 [5]. The microstructures and the arrangement of the alloy elements in areas located at a distance of 3 mm from this edge are presented in Figures 5 6. Transactions of FRI 3/2013 21

Z. A. Opiekun, W. A. Orłowicz: Korozja stali i żeliwa sferoidalnego ferrytycznego w ciekłej cynie W tabeli 2 zestawiono średnie z pięciu pomiarów zawartości pierwiastków w mikroobszarach 1 i 2 z rysunku 4a. Table 2 presents the average values for five measurements of element content in microareas 1 and 2 from Figure 4a. Rys. 3. Mikrostruktury na granicy stal (X2CrNi 19-12) - ciekła cyna. Rozpuszczanie ziaren fazy γ (a), (b). SEM Fig. 3. The microstructures on the boundary steel (X2CrNi 19-12) - liquid tin. Dissolution of the austenite γ grains (a), (b). SEM Rys. 4. Mikrostruktura na przekroju poprzecznym, stal (X2CrNi 19-12) - produkty korozji z naniesionymi punktami (1, 2), w których analizowano zawartości pierwiastków (a), rozmieszczenie powierzchniowe żelaza (b), chromu (c), niklu (d), cyny (e). SEM z przystawką EDS Fig. 4. The microstructure of the cross-section, steel - corrosion products (X2CrNi 19-12) with marked points (1, 2), where the following parameters were analyzed: element content (a), surface distribution of iron (b), chromium (c), nickel (d) and tin (e). SEM with EDS attachment Tabela 2. Zawartości pierwiastków w obszarach 1 i 2 (rys. 4a). Średnie wartości Table 2. The average values of element content in areas 1 and 2 (Fig. 4a) Obszar/ Area 1 2 Zawartość pierwiastka, % mas. / Content of the element, % wt. Fe Cr Ni Sn 69,0 (62,2)* 63,6 (57,6) 20,7 (17,4) 17,8 (16,9) 5,3 (11,2) 11,6 (9,4) 3,5 (1,3) 5,0 (2,3) Si, Mn, P, Mo, S, Cu reszta/ the remainder reszta/ the remainder * W nawiasach podano zawartości w % atomowych / In brackets are the contents in atomic % Uwagi/Notes obszary ziaren / the areas of grains obszary międzyziarnowe / intergranular areas 22 Prace IOd 3/2013

Z. A. Opiekun, W. A. Orłowicz: Corrosion of steel and spheroidal ferritic cast iron in liquid tin Rys. 5. Mikrostruktury w obszarze produktów korozji w odległości około 3,0 mm od granicy stali (X2CrNi 19-12). Resztki ziaren austenitu γ, fazy bogate w cynę (a), (b). SEM Fig. 5. The microstructures in the corrosion products areas at a distance of ca. 3.0 mm from steel (X2CrNi 19-12). The rest of austenite γ grains, areas are tin-rich, phase (a), (b). SEM Rys. 6. Mikrostruktura na przekroju poprzecznym stal - produkty korozji (w odległości około 3,0 mm od stali) z naniesionymi punktami (1, 2), w których analizowano zawartości pierwiastków (a), rozmieszczenie powierzchniowe żelaza (b), chromu (c), niklu (d) i cyny (e). SEM z przystawką EDS Fig. 6. The microstructure of the cross-section, steel - corrosion products (at a distance of ca. 3.0 mm from steel) with marked points (1, 2), where the following parameters were analyzed: element content (a), surface distribution of iron (b), chromium (c), nickel (d) and tin (e). SEM with EDS attachment Tabela 3. Zawartości pierwiastków w obszarach 1 i 2 (rys. 6a). Średnie wartości Table 3. The element content in areas 1 and 2 (Fig. 6a). The average values Obszar/ Area 1 2 Zawartość pierwiastka, % mas. / Content of the element, % wt. Fe Cr Ni Sn 69,0 (62,2)* 63,6 (57,6) 20,7 (17,4) 17,8 (16,9) 5,3 (11,2) 11,6 (9,4) 3,5 (1,3) 5,0 (2,3) Si, Mn, P, Mo, S, Cu reszta/ the remainder reszta/ the remainder * W nawiasach podano zawartości w % atomowych / In brackets are the contents in atomic % Uwagi/Notes obszary ziaren / intergranular areas obszary międzyziarnowe / the areas of previously austenitic grains Transactions of FRI 3/2013 23

Z. A. Opiekun, W. A. Orłowicz: Korozja stali i żeliwa sferoidalnego ferrytycznego w ciekłej cynie W tabeli 3 zestawiono średnie z pięciu pomiarów zawartości pierwiastków z mikroobszarach 1 i 2 z rysunku 6a. Stal konstrukcyjna niskostopowa (12CrMo 4-5) Makrostrukturę i mikrostruktury na przekroju poprzecznym: warstwa bogata w cynę materiał próbki, blacha ze stali 12CrMo 4-5 (15HM) przedstawiono na rysunku 7. Table 3 presents the average values from five measurements of content of the elements in microareas 1 and 2 from Figure 6a. Low-alloy structural steel (12CrMo 4-5) The macrostructure and the microstructures of the cross section: tin rich layer material of the sample, sheet of 12CrMo 4-5 (15HM) steel is presented in Figure 7. Rys. 7. Makrostruktura (a) i mikrostruktury (b), (c) na przekroju poprzecznym stal (12CrMo 4-5) - warstwa bogata w cynę. Mikroskop optyczny Fig. 7. The macrostructure (a) and microstructures (b), (c) of the cross-section of the steel (12CrMo 4-5) - tin rich layer. Optical microscope Żeliwo sferoidalne ferrytyczne Makrostrukturę i mikrostruktury na przekroju poprzecznym: warstwa bogata w cynę materiał próbki, płytka z żeliwa sferoidalnego ferrytycznego przedstawiono na rysunku 8. Podsumowanie Austenityczna stal chromowo-niklowa (X2CrNi 19-12) w ciekłej cynie w temperaturze 600 C ulega szybkiej korozji. W przebiegu korozji tej stali można wyszczególnić charakterystyczne etapy. Początkowy etap to zubożanie granic ziaren stali o chrom i żelazo a wzbogacanie w cynę i nikiel. Z upływem czasu Spheroidal ferritic cast steel The macrostructure and the microstructures of the cross section: tin rich layer material of the sample, sheet of spheroidal ferritic cast iron is presented in Figure 8. Summary Austenitic chromium-nickel steel (X2CrNi 19-12) in liquid tin at a temperature of 600 C undergoes rapid corrosion. In the course of steel corrosion the specific stages can be defined. The first stage is leaning on the grain boundaries of steel in iron and chromium and enrichment in tin and nickel. In the course of 24 Prace IOd 3/2013

Z. A. Opiekun, W. A. Orłowicz: Corrosion of steel and spheroidal ferritic cast iron in liquid tin Rys. 8. Makrostruktura (a) i mikrostruktury (b), (c) na przekroju poprzecznym żeliwo sferoidalne ferrytyczne - warstwa bogata w cynę. Mikroskop optyczny Fig. 8. The macrostructure (a) and microstructures (b), (c) of the cross-section of the ferrite spheroidal cast iron - tin layer. Optical microscope stężenie cyny na granicach ziaren stali X2CrNi 19-12 wzrasta i poszerzają się obszary bogate w cynę, a znacznemu zmniejszeniu stężenia w tych obszarach ulega żelazo i chrom (rys. 3 i 4, tab. 2). Tworzą się mieszaniny faz Fe-Sn-Ni-Cr. Końcowym efektem korozji stali X2CrNi 19-12 w ciekłej cynie są dwie fazy stanowiące prawdopodobnie roztwory stałe (Sn-Fe-Ni-Cr i Fe-Sn-Cr) (rys. 5 i 6, tab. 3). Średnia szybkość rozpuszczania się austenitycznych ziaren, fazy γ, stali X2CrNi 19-12 w ciekłej cynie o temperaturze 600 C wynosi około 0,12 mm/h. Niskostopowa stal konstrukcyjna (12CrMo 4-5) w ciekłej cynie w temperaturze 600 C ulega korozji znacznie wolniej niż stal X2CrNi 19-12. Mikrostruktura stali w stanie wyżarzonym normalizująco składa się z równoosiowych ziaren ferrytu i perlitu. Udział perlitu w mikrostrukturze tej stali wynosi około 18%. Ziarna perlitu zawierają cementyt wzbogacony w chrom i mangan, który łatwiej ulega korozji w ciekłej cynie (rys. 7c). Korozja stali 12CrMo 4-5 w ciekłej cynie polega na rozpuszczaniu się cementytu oraz na wzbogacaniu w cynę obszarów granic ziaren ferrytu. Średnia szybkość korozji stali 12CrMo 4-5 w ciekłej cynie w temperaturze 600 C wynosi około 0,004 mm/h. Najwolniej w ciekłej cynie, w temperaturze 600 C ulega korozji żeliwo sferoidalne ferrytyczne z podwyższoną zawartości krzemu. Ferryt krzemowy stanotime, the concentration of tin on the boundaries of X2CrNi 19-12 steel grains increases, and consequently, there is a substantial reduction in concentration in these areas for iron and chromium (Figs. 3 and 4, Table 2). Moreover, mixtures appear during phases Fe-Sn-Ni-Cr. The final effect of the X2CrNi 19-12 steel corrosion on liquid tin are two phases being most probably solid solutions (Sn-Fe-Ni-Cr and Fe-Sn-Cr) (Figs. 5 and 6, Table 3). The average dissolution rate of the austenitic grains of phase γ of X2CrNi 19-12 steel in liquid tin at a temperature of 600 C is ca. 0.12 mm/h. Low-alloy steel (12CrMo 4-5) in liquid tin at a temperature of 600 C corrodes much more slowly than X2CrNi 19-12 steel. The microstructure of steel after normalized annealing consists of equiaxial grains of ferrite and pearlite. The share of pearlite in the microstructure of the steel is about 18%. Pearlite grains contain cementite enriched in chromium and manganese, which easily corrodes in liquid tin (Fig. 7c). The corrosion of 12CrMo 4-5 steel in liquid tin consists in dissolving cementite and enriching the areas of boundaries of ferrite grains in tin. The average corrosion rate of steel 12CrMo 4-5 in liquid tin at 600 C is about 0.004 mm/h. The lowest corrosion rate in liquid tin at a temperature of 600 C is observed in the case of spheroidal ferritic cast iron with a higher silicon content. Silicone ferrite forming the matrix of spheroidal cast iron is Transactions of FRI 3/2013 25

Z. A. Opiekun, W. A. Orłowicz: Korozja stali i żeliwa sferoidalnego ferrytycznego w ciekłej cynie wiący osnowę żeliwa sferoidalnego, słabo rozpuszcza się w ciekłej cynie. Z kolei kulki grafitu stanowią bariery blokujące przebieg korozji cynowej. Granica między obszarami korozji bogatymi w cynę a żeliwem jest płaska (rys. 8c). Średnia szybkość korozji żeliwa sferoidalnego o osnowie ferrytu krzemowego jest na poziomie 0,003 mm/h. Podziękowania Autorzy artykułu dziękują Panom Damianowi i Wiesławowi Dąbrowskim oraz Piotrowi Drągowi z firmy KABEX w Parczewie za przeprowadzenie prób oddziaływania ciekłej cyny na tygle wykonane ze stali X2CrNi19-12 i 12CrMo4-5 oraz z żeliwa sferoidalnego ferrytycznego z podwyższoną zawartością krzemu. poorly soluble in liquid tin. The graphite balls are the barriers that prevent the process of tin corrosion. The boundary between areas of corrosion rich in tin and cast iron is flat (Fig. 8c). The average rate of corrosion of cast iron with silicon ferrite matrix is 0.003 mm/h. Acknowledgements The authors of the article would like to thank Damian and Wiesław Dąbrowski, and Piotr Drąg from KABEX in Parczew for carrying out impact tests of the effects of liquid tin on crucibles made of steel X2CrNi19-12 and 12CrMo4-5 and spheroidal ferritic iron with higher silicon content. Literatura/References 1. Morris J., O Keefe M., Perez M. (2007). Liquid tin corrosion and lead free wave soldering. Global SMT and Packaging, 7(7), www.globalsmt.net. 2. Carter J., Johannes L., Yenicek B. (2001). Tin Solder Corrosion of Wave Soldering Components. Met 316 Report, (12). 3. Perez M., Eckhoff V. (2005). Effect of SAC Solder on a Titanium Nitride Coated Impeller. University of Missouri-Rolla, Graduate Center for Material Research. 4. Okamoto H. (1993). Phase Diagram of Binary Iron Alloys, ASM Int. Society, 222 387 5. Opiekun Z. (2010). Badania przebiegu korozji austenitycznej stali w ciekłej cynie w temperaturze od 485 do 665 C. Ochrona przed Korozją, 53(12), 666 669. 26 Prace IOd 3/2013

PRACE INSTYTUTU ODLEWNICTWA TRANSACTIONS OF FOUNDRY RESEARCH INSTITUTE Volume LIII Year 2013 Number 3 DOI: 10.7356/iod.2013.13 WPŁYW UTLENIANIA PODŁOŻA NIKLOWEGO NA ZWILŻANIE W UKŁADZIE STOP PRZEMYSŁOWY 226D/Ni EFFECT OF SUBSTRATE OXIDATION OF NICKEL ON WETTING BEHAVIOUR IN INDUSTRIAL ALLOY 226D/Ni SYSTEM Artur Kudyba, Natalia Sobczak, Aleksandra Siewiorek, Marta Homa Instytut Odlewnictwa, Centrum Badań Wysokotemperaturowych, ul. Zakopiańska 73, 30-418 Kraków Foudry Research Institute, Center for High-Temperature Studies, ul. Zakopiańska 73, 30-418 Kraków E-mail: artur.kudyba@iod.krakow.pl Streszczenie Celem badań było określenie wpływu czynników technologicznych (obróbka powierzchniowa oraz czas kontaktu), na kinetykę zwilżania podłoży niklowych przez ciekły stop aluminium. Badania kinetyki zwilżania przeprowadzono w próżni w temperaturze 700 C, stosując metodę kropli leżącej, z zastosowaniem procedury badawczej CP (capillary purification). Polega ona na osobnym nagrzewaniu badanej pary materiałów przy jednoczesnym oczyszczaniu kropli metalu z powłoki tlenkowej poprzez wyciskanie ciekłego metalu z kapilary grafitowej. Do badań stosowano stop przemysłowy 226D (Al osnowa, Si 10,75%, Cu 3,3%, Fe 0,75%, Mn 0,215%, Mg 0,2%, Zn 0,23%) oraz polerowane podłoża niklowe (Ni 99,8%) przed i po utlenieniu w temperaturze 200 C w czasie 2 godzin (Ni ox ). Poprzeczne przekroje próbek po badaniach zwilżalności poddano próbom wytrzymałości na ścinanie, a także wykonano pomiary mikrotwardości oraz obserwacje strukturalne na mikroskopie świetlnym i skaningowym w celu wyjaśnienia struktury granic rozdziału 226D/Ni oraz 226D/Ni ox. Słowa kluczowe: kinetyka zwilżania, mikrotwardość, mikrostruktura, włókna węglowe, kompozyty Abstract The aim of this study was to determine the impact of technological factors (surface treatment and contact time) on the kinetics of wetting of nickel substrates by a liquid aluminum alloy. Wetting kinetics studies were carried out in vacuum at 700 C with a sessile drop method, using the CP (capillary purification) test procedure. The CP procedure involves heating separately a pair of test materials, while a drop of metal is cleaned from the oxide coating by pressing the melt through the graphite drip. Tests were carried out on the industrial alloy 226D (Al base, Si 10.75%, Cu 3.3%, Fe 0.75%, Mn 0.215%, Mg 0.2%, Zn 0.23%), and pellets of freshly polished nickel (Ni 99.8%) and nickel oxidized at 200 C for 2 hours (Ni ox ). After wettability tests the transverse sections of the solidified samples were subjected to shear strength trials, measurements of microhardness and structural observations by light microscopy and scanning electron microscopy in order to clarify the structure of phase boundaries in 226D/Ni and 226D/Ni ox pairs. Keywords: wetting kinetics, microhardness, microstructure, carbon fibres, composites Wstęp Poniższy artykuł stanowi kontynuację pracy [1] i poświęcony jest wyjaśnieniu roli czynników technologicznych na oddziaływanie w układzie ciekły stop 226D/Ni. W pracy [1] przeprowadzono analizę oddziaływania czystego Al na polerowanych podłożach Ni przed i po utlenianiu. Celem niniejszej pracy było wykonanie podobnych badań ze stopem przemysłowym 226D. Proces technologiczny wytwarzania kompozytów o osnowie aluminium zbrojonych włók- Introduction The following article is a continuation of study [1] and is devoted to the explanation of the impact of technological factors on liquid alloy 226D/Ni system. In study [1] the analysis of interactions of pure Al on polished Ni substrates before and after oxidisation was conducted. The aim of the present study was to conduct similar tests on the industrial alloy 226D. The technological process for the production of aluminium matrix composites reinforced with carbon fibres 27

A. Kudyba, N. Sobczak, A. Siewiorek, M. Homa: Wpływ utleniania podłoża niklowego na zwilżanie w układzie stop... nami węglowymi wymaga wstępnego wygrzewania preformy wykonanej z włókien węglowych. Operacja ta wykonywana jest przeważnie na powietrzu i ma na celu: 1) usuwanie z powierzchni włókien zaadsorbowanych gazów (głównie pary wodnej) oraz 2) zmniejszenie różnicy temperatury pomiędzy preformą a ciekłym metalem w celu zapobiegania krystalizacji stopu i blokowania procesu infiltracji. Istnieje jednak obawa, że podczas wygrzewania na powietrzu powłoka metalowa ulegnie utlenianiu, co może przyczynić się do utraty jej technologicznych właściwości. W celu wyjaśnienia możliwego wpływu utleniania powierzchni metalizowanej na jej zwilżalność przez ciekłe stopy o osnowie aluminium w niniejszej pracy wykonano badania kinetyki zwilżania układu stop 226D/Ni z wykorzystaniem podłoży niklowych przed i po utlenianiu. Materiały do badań Do badań stosowano podłoża niklowe o czystości 99,8% i średnicy ø = 17 mm, dostarczone przez firmę Stalchem (Polska). Bezpośrednio przed badaniami podłoże Ni polerowano mechanicznie na pastach diamentowych do chropowatości R a 50 nm. Wypolerowane podłoże poddano obróbce utleniającej polegającej na wygrzaniu podłoża w powietrzu w temperaturze 200 C w czasie 120 minut (oznaczone Ni ox ). Materiałem do badań był stop na osnowie aluminium 226D, którego skład chemiczny zamieszczono w tabeli 1. requires the initial heat treatment of a preform made of carbon fibres. This procedure is usually carried out in the open air and aims at: 1) removing absorbed gases (mainly steam) from the surface of the fibres and 2) lowering the temperature difference between the preform and liquid metal in order to prevent the crystallisation of alloy and suppress the process of infiltration. However, there is a concern that during the heat treatment in the open air the metal matrix will oxidise, which may contribute to the loss of its technical properties. In order to explain the possible impact of oxidation of the metallised surface on its wettability by liquid alloys with aluminium matrix, wetting kinetics tests of the alloy 226D/Ni system with the use of nickel substrates before and after oxidation were conducted. Materials for test To conduct the tests, the Stalchem company (Poland) provided nickel substrates of 99.8% purity with a diameter ø = 17 mm. Immediately before the test the Ni substrate was mechanically polished with the use of diamond pastes to achieve roughness R a 50 nm. The polished substrate underwent oxidation treatment which consisted in heat treatment of the substrate in the open air at 200 C for 120 minutes (marked Ni ox ). The material for tests was the aluminium matrix alloy 226D, whose chemical composition is presented in Table 1. Tabela 1. Skład chemiczny stopu 226D, % wag. Table 1. The chemical composition of the alloy 226D, wt. % Stop/ Alloy 226D Al Si Cu Mn Mg Fe Ni Ti Sr Cr Pb Zn osnowa/ matrix 10,750 3,300 0,215 0,200 0,750 0,09 0,135 0,000 0,010 0,025 0,230 Metodyka i procedury badawcze Badania wykonano na aparaturze autorskiej konstrukcji (rys. 1) [2]. Do badań oddziaływania w układzie ciekły stop 226D/Ni wybrano metodę kropli leżącej [3]. Metoda kropli leżącej polega na rejestracji obrazu badanego obiektu kropli metalu umieszczonego na gładkim i płaskim podłożu (rys. 2). Wyboru procedury badań dokonano na podstawie badań porównawczych wykonanych dwoma sposobami: według klasycznej procedury wspólnego nagrzewania CH (contact heating), której schemat przedstawia rysunek 2 oraz udoskonalonej procedury CP (capillary purification) zaprezentowanej na rysunku 3, polegającej na osobnym nagrzewaniu badanej pary materiałów przy jednoczesnym oczyszczaniu kropli metalu z powłoki tlenkowej [4 5]. Zarejestrowane Methodology and research procedures Tests were carried out with the use of a proprietary designed apparatus (Fig. 1) [2]. For the conducted tests of interactions in the liquid alloy 226D/Ni the sessile drop method was chosen [3]. The sessile drop method consists in recording the image of the tested object a drop of metal placed on a flat substrate (Fig. 2). The choice of the test procedure was made on the basis of comparative tests conducted according to two methods: contact heating, whose diagram is presented in Figure 2 and improved capillary purification (CP) presented in Figure 3, which consists in heating the tested pair of materials separately with simultaneous purification of a metal drop from the oxidation film [4 5]. The recorded pictures are used for the assessment of the contact angle (θ) as well as 28 Prace IOd 3/2013

A. Kudyba, N. Sobczak, A. Siewiorek, M. Homa: Effect of substrate oxidation of nickel on wetting behaviour in industrial... obrazy służą do oceny wielkości kąta zwilżania (θ), jak również do pomiarów innych geometrycznych parametrów kropli, takich jak wysokość i średnica kropli, które mogą być wykorzystane do badań kinetyki rozpływania się. for measurements of other geometric properties of the drop, such as height and diameter of the drop, which may be used to study the kinetics of melting. a) b) Rys. 1. Zestaw aparaturowy do kompleksowych badań właściwości ciekłych metali i stopów w wysokiej temperaturze opracowany w Instytucie Odlewnictwa: a) zdjęcie, b) schemat budowy Fig. 1. Experimental complex for comprehensive tests of properties of liquid metals and alloys at high temperature developed in the Foundry Research Institute: a) picture, b) scheme a) b) Rys. 2. Procedura wspólnego nagrzewania (CH contact heating) badanej pary materiałów: a) schemat, b) przykładowy obraz badanego obiektu zarejestrowany za pomocą aparatu cyfrowego Fig. 2. Contact heating procedure for the tested couple: a) diagram, b) example of drop/substrate couple s image recorded by a digital camera a) b) Rys. 3. Procedura polegająca na osobnym nagrzewaniu badanej pary materiałów przy jednoczesnym oczyszczaniu kropli metalu z powłoki tlenkowej (CP capillary purification): a) schemat wyciskania kropli z kapilary, b) przykładowe etapy wyciskania kropli z kapilary zarejestrowane za pomocą aparatu cyfrowego Fig. 3. The procedure consisting in heating the tested couple of materials separately and simultaneous capillary purification: a) scheme of pressing the drop through a capillary, b) example of different stages of drop pressing in CP recorded by a digital camera Transactions of FRI 3/2013 29

A. Kudyba, N. Sobczak, A. Siewiorek, M. Homa: Wpływ utleniania podłoża niklowego na zwilżanie w układzie stop... Eksperymentalnie potwierdzono, że wybór procedury badawczej ma istotne znaczenie przy prawidłowym doborze kompozycji metal-zbrojenie [1]. Pokazano, że usuwanie in situ pierwotnej powłoki tlenkowej z ciekłego Al w procedurze CP pozwala uzyskać nie tylko znacznie mniejsze kąty zwilżania, ale wpływa również na strukturę granicy rozdziału kropli z podłożem i efektywnie poprawia wytrzymałość powstającego połączenia. Dlatego w niniejszej pracy badania również wykonano według procedury CP. Podłoże niklowe umieszczono w komorze próżniowej a następnie wygrzewano przez 90 minut z prędkością 7,8ºC/min, aż do uzyskania temperatury 700ºC. Dodatkowo równocześnie rejestrowano wydzielanie się gazów resztkowych przy użyciu spektrometru kwadrupolowego QMS 200 firmy Pfeifer sprzężonego z zestawem aparaturowym do badań właściwości ciekłych metali i stopów. Po osiągnięciu temperatury 700ºC z kapilary wyciskano oczyszczaną mechanicznie z powłoki tlenkowej kroplę stopu. Tak uzyskaną parę materiałów wytrzymywano w temperaturze 700ºC przez okres 5 lub 15 minut, w zależności od założonych warunków badań, a następnie chłodzono przez 60 minut do temperatury pokojowej z prędkością 11,7ºC/min (rys. 4), z zachowaniem ciągłej rejestracji wydzielających się gazów resztkowych przez cały okres badań. Reżim grzania i chłodzenia wybrano w taki sposób, aby odtwarzał on realne warunki procesu infiltracji ciśnieniowej w autoklawie (gas presure infiltration). It was experimentally proved that the choice of a research procedure is significant while selecting the correct metal-reinforcement composition [1]. It was proved that removing the initial oxide film in situ from liquid Al during the CP procedure not only allows the decrease of contact angle, but also influences the structure of the interface between the drop and the substrate, and effectively improves the strength of the resulting connection. Therefore, in the present study the tests were also carried out according to the CP procedure. The nickel substrate was placed in a vacuum chamber and then heated for 90 minutes at the rate of 7.8ºC/min, until the temperature of 700ºC was achieved. Additionally, at the same time the release of residual gases was recorded by quadruple mass spectrometer QMS 200 manufactured by Pfeifer coupled to the experimental complex for tests of liquid properties of metals and alloys. After reaching 700ºC a drop of alloy, which was mechanically purified, was pressed through the capillary. The resulting pair of materials was kept at 700ºC for 5 or 15 minutes depending on the previously assumed tests conditions, next it was cooled for 60 minutes to room temperature at the rate of 11.7ºC/min (Fig. 4), while released residual gases were recorded for the total time of tests. The heating and cooling regime was selected in such a way to resemble the conditions of gas pressure infiltration in an autoclave. Wykraplanie stopu 226D_E T, o C 800 700 600 500 400 300 200 100 0 Ni 226D_E Al/Ni /Ni 0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 110 120 130 140 150 160 t, min Rys. 4. Wykres zmiany temperatury podczas testów zwilżalności dla procedury CP Fig. 4. Temperature profile in wettability tests for the CP procedure Bezpośrednio przed badaniami próbkę stopu 226D czyszczono mechanicznie, po czym razem z podłożem czyszczono w alkoholu C 3 H 8 O (izopropanol) przez 5 minut przy użyciu płuczki ultradźwiękowej SONIC 2 firmy Polsonic w celu usunięcia zanieczyszczeń oraz odtłuszczenia badanych powierzchni. Następnie po wysuszeniu umieszczano badane materiały w komorze próżniowej. Badania kinetyki zwilżania zostały wykonane w próżni w przedziale wartości od 7,18 10-5 do 1,35 10-6 hpa. Directly before tests the sample of alloy 226D was mechanically purified next, together with the substrate, it was purified in C 3 H 8 O (isopropyl alcohol) for 5 minutes with the use of a ultrasonic cleaner SONIC 2 made by Polsonic in order to eliminate impurities and to remove fat from the tested surfaces. Next, after drying the tested materials were placed in a vacuum chamber. Wettability kinetics tests were carried out in vacuum in the interval ranging from 7.18 10-5 to 1.35 10-6 hpa. 30 Prace IOd 3/2013

A. Kudyba, N. Sobczak, A. Siewiorek, M. Homa: Effect of substrate oxidation of nickel on wetting behaviour in industrial... Podczas badań stosowano rejestrację za pomocą wysokorozdzielczej kamery cyfrowej Microtron 1310 z możliwością rejestracji 1000 klatek na sekundę. Uzyskane obrazy poddawano analizie za pomocą oprogramowania ASTRAView opracowanego przez IENI-CNR, Genua, Włochy [6, 7] służącego do obliczenia kąta. W trakcie całego cyklu badań (od temperatury pokojowej poprzez nagrzewanie i chłodzenie po badaniach) prowadzono ciągłą rejestrację następujących parametrów: ciśnienie w komorze badawczej (poziom próżni), temperatura na stoliku badawczym, temperatura na grzejniku, zawartość gazów resztkowych za pomocą spektrometru kwadrupolowego Pfeiffer QMS-200. Po badaniach zwilżalności wytworzone pary typu stop 226D/Ni przecinano w centralnej części w kierunku prostopadłym do podłoża, co schematycznie przedstawia rysunek 5a. Jedną połówkę każdej próbki poddawano badaniom strukturalnym na mikroskopie świetlnym Neophot 32 w świetle spolaryzowanym przy powiększeniu od 25 do 500 razy oraz na mikroskopie skaningowym STEREOSCAN 420. Po przeprowadzeniu wstępnych badań strukturalnych na tej samej połówce przeprowadzono pomiary mikrotwardości na mikrotwardościomierzu Hanemanna zamontowanym na mikroskopie metalograficznym Neophot 2. Drugą połowę próbki poddano próbom wytrzymałości na ścinanie na maszynie wytrzymałościowej hydraulicznej INSTRON 8874 firmy Intron w celu określenia wytrzymałości połączenia kropla/ podłoże. Metoda oraz sposób przeprowadzonych badań wytrzymałości na ścinanie jest szczegółowo opisana w pracy [8] oraz schematycznie przedstawiona na rysunku 5b. During the tests a high-resolution digital camera Microtron 1310, which is capable of capturing 1000 fps, was used for recording. The achieved images were analysed with the use of ASTRAView software developed by IENI-CNR, Genoa, Italy [6, 7] which calculated the contact angle. During the whole cycle of tests (from room temperature through heating to cooling after tests) the following parameters were constantly recorded: pressure in the test chamber (vacuum level), temperature on the test table, temperature of the heater, the content of residual gases with the use of a quadruple mass spectrometer Pfeifer QMS-200. After wetting tests the obtained alloy 226D/ Ni pairs were cut in the central part in the direction perpendicular to the substrate, which is schematically presented in Figure 5a. One part of each sample underwent structural tests with the use of a light microscope Neophot 32 involving polarised light and magnification from 25 to 500 and a scanning microscope STEREOSCAN 420. After conducting the initial structural tests on the same sample microhardness tests were performed with the use of a Hanemann microhardness tester coupled to a metallographic microscope Neophot 2. The other part of the sample was subjected to shear strength trials with the use of hydraulic fatigue testing system INSTRON 8874 made by Instron in order to determine the strength of the drop/substrate pair. The method and test procedures of shear strength are described in detail in study [8] and schematically presented in Figure 5b. a) próbka po badaniach badania strukturalne b) zwilżalności na mikroskopie świetlnym cięcie blokada połówki próbki badanie właściwości mechanicznych (test na ścinanie) Rys. 5. Schemat procedury badań próbek po testach zwilżalności: a) przecinanie próbki w części centralnej na dwie połówki, b) schemat testu na ścinanie [8] Fig. 5. Scheme of procedure for sample testing after wetting tests: a) cutting a sample in its central part into two halves, b) scheme of shear strength test [8] Transactions of FRI 3/2013 31

A. Kudyba, N. Sobczak, A. Siewiorek, M. Homa: Wpływ utleniania podłoża niklowego na zwilżanie w układzie stop... Wyniki badań Przeprowadzone badania porównawcze pozwoliły określić wpływ czasu kontaktu badanej pary materiałów oraz obróbki powierzchni podłoża (utlenienie) na oddziaływanie ciekłego stopu 226D z podłożem niklowym. Wyniki oraz warunki przeprowadzonych badań zestawiono w tabeli 2. Rysunki 6 8 przedstawiają fotografie wytworzonych próbek wraz z ich prostopadłymi do podłoża przekrojami. Tests results Performed comparability tests allowed defining the impact of contact time of the tested pair and surface treatment of the substrate (oxidation) on the interaction of liquid alloy 226D with the nickel substrate. Results and conditions under which the tests were conducted are compiled in Table 2. Figures 6 8 present the images of samples with their cross-sections which are perpendicular to the substrate. Tabela 2. Zestawienie wyników badań pary materiałów typu stop 226D/podłoże Table 2. Test results of the alloy 226D/substrate Nr próbki / Sample No. Podłoże/ Substrate Temperatura/ Temperature T, ºC Warunki badań / Test conditions Czas/ Time t, min Ciśnienie / Pressure p, hpa Kąt zwilżania / Contact angle θ, w temp. badań / at test temperature θ, *na zimno / cold Grubość strefy produktów reakcji (SPR) / Thickness of the area of reactions products, µm Naprężenie ścinające / Shear stress τ max, MPa 1510 Ni 700 5 1,47 10-5 1,35 10-6 65 42 18 45 1511 Ni ox 700 5 7,07 10-5 7,18 10-5 50 32 25 48 1539 Ni 700 15 1,64 10-5 7,60 10-6 40 35 20 49 * Kąt zmierzony z ostatniego zdjęcia z próby / Angle measured in the last image of the sample Rys. 6. Próbka #1510, układ 226D/Ni, T = 700 C, t = 5 min: a) widok z góry, b) widok po przecięciu, c) widok z profilu, d) widok płaszczyzny po przecięciu wzdłuż próbki Fig. 6. Sample #1510, 226D/Ni system, T = 700 C, t = 5 min: a) top view, b) view after cross-section, c) side view, d) view of the surface after cutting across the sample 32 Prace IOd 3/2013

A. Kudyba, N. Sobczak, A. Siewiorek, M. Homa: Effect of substrate oxidation of nickel on wetting behaviour in industrial... Rys. 7. Próbka #1511, układ 226D/Ni ox, T = 700 C, t = 5 min: a) widok z góry, b) widok po przecięciu, c) widok z profilu, d) widok płaszczyzny po przecięciu wzdłuż próbki Fig. 7. Sample #1511, 226D/Ni ox system, T = 700 C, t = 5 min: a) top view, b) view after cross-section, c) side view, d) view of the surface after cutting across the sample Rys. 8. Próbka #1539, układ 226D/Ni, T = 700 C, t = 15 min: a) widok z góry, b) widok po przecięciu, c) widok z profilu, d) widok płaszczyzny po przecięciu wzdłuż próbki Fig. 8. Sample #1539, 226D/Ni system, T = 700 C, t = 15 min: a) top view top view, b) view after cross-section, c) side view, d) view of the surface after cutting cross the sample Badania kinetyki zwilżania Zarówno w przypadku zastosowania czystego podłoża Ni, jak i utlenionego Ni ox badane pary materiałów wykazują wysoką zwilżalność i bardzo dobre rozpływanie się kropli metalu po powierzchni obydwu podłoży, co ilustrują rysunki 6 8. Zbyt intensywne rozpływanie się kropli w przypadku próbki #1511 (rys. 9b), spowodowało, że po czasie 300 s jej obraz był częściowo zasłonięty ekranami grzewczymi aparatury. Uniemożliwiło to dalszy pomiar dla obydwu kątów i dlatego określono tylko jeden kąt. Na rysunku 9 zestawiono porównanie kinetyki zwilżania i rozpływania się stopu 226D na nieutlenionym (rys. 9a) i utlenionym podłożu Ni (rys. 9b) w temperaturze badań 700ºC w czasie 5 min, a także podczas chłodzenia przez okres 60 minut. Dla porównania na rysunku 9c podano kinetykę zwilżenia na nieutlenionym podłożu Ni w czasie 15 min badań wraz z chłodzeniem. Wetting kinetics tests Both in case of pure Ni substrate and oxidised Ni ox the tests of the pair show high wettability and very good spreading of the metal drop on the surfaces of both substrates, which is illustrated in Figures 6 8. Excessive spreading of the drop, in the case of sample #1511 (Fig. 9b), meant that after 300 sec., its picture was partially obscured by heating screens. This did not allow further measurements for both angles and that is why only one angle was determined. Figure 9 summarizes the comparison of wetting kinetics as well as spreading of alloy 226D on unoxidised (Fig. 9a) and oxidised Ni substrate (Fig. 9b) at 700ºC for 5 minutes and during cooling for a period of 60 minutes. For comparison, in Figure 9c wetting kinetics is presented on unoxidised Ni substrate during 15 minutes of testing together with cooling. Transactions of FRI 3/2013 33

A. Kudyba, N. Sobczak, A. Siewiorek, M. Homa: Wpływ utleniania podłoża niklowego na zwilżanie w układzie stop... a) 130 Test left angle right angle 700 b) 130 Test left angle right angle 700 110 110 90 Studzenie 670 90 Studzenie 670 θ, 70 640 T, C θ, 70 640 T, C 50 610 50 610 40 40 30 580 30 580 0 300 600 900 1200 1500 0 300 600 900 1200 1500 t, s t, s c) 130 Test left angle right angle 700 110 90 Studzenie 670 θ, 70 50 40 30 610 580 0 300 600 900 1200 1500 t, s 640 T, C Rys. 9. Kinetyka zwilżania w temperaturze 700 C: a) #1510, układ 226D/Ni podłoże nieutlenione, 5 min, b) #1511, układ 226D/Ni ox podłoże utlenione, 5 min, c) #1539, układ 226D/Ni podłoże nieutlenione, 15 min Fig. 9. Wetting kinetics at 700 C: a) #1510, 226D/Ni system unoxidised substrate, 5 min, b) #1511, 226D/Ni ox system oxidised substrate, 5 min, c) #1539, 226D/Ni system unoxidised substrate, 15 min Nietypowy charakter zmiany kąta zwilżania (nagłe wahania θ) w trakcie pomiaru lewego kąta próbek #1510 (rys. 9a) i #1539 (rys. 9c) prawdopodobnie związane jest z zagazowaniem stopu i procesem jego degazacji w próżni, któremu towarzyszy przemieszczanie się kropli na podłożu oraz powstawanie w kropli pęcherzy gazowych podczas chłodzenia. Oczyszczona z pierwotnej powłoki tlenkowej kropla stopu 226D na skutek reakcji tworzy ścisły kontakt i oddziaływanie chemiczne z podłożem utlenionym. Zjawisko to ma bezpośredni wpływ na kinetykę zmiany wielkości kąta zwilżania w układzie, powodując zwilżanie (θ < 90 ) oraz rozpływanie się wyciśniętej kropli. Porównując kinetykę zwilżania czystego Al, gdzie zwilżanie nastąpiło prawie natychmiast po wykropleniu [1], kinetyka zwilżania stopu 226D przebiega znacznie wolniej. Przyczyną wolnego rozpływania się kropli jest wpływ dodatków stopowych, które mają wpływ na kształtowanie się struktury i składu chemicznego granicy rozdziału. Utlenianie powierzchni podłoża niklowego, nie wykazuje istotnego negatywnego wpływu na przebieg kinetyki zwilżania badanej pary materiałów, co wskazuje na możliwość stosowania wygrzewania włókien z pokryciem niklowym na powietrzu przed ich kontaktem ze stopem bez utraty jakości połączenia stopu z materiałem zbrojenia węglowego. Zauważono również występowanie dość nietypowego zjawiska zwilżania podczas chłodzenia. An atypical character of contact angle change (sudden oscillation θ) while measuring the angle of sample #1510 (Fig. 9a) and #1539 (Fig. 9c) is probably related to the release of gasses and degassing of the alloy in vacuum, which is accompanied by the relocation of the drop on substrate and creation of gas cavities in the drop while cooling. The drop of alloy 226D, which is purified from the initial oxide film, as a consequence of reactions creates close contact and chemical interaction with the oxidised substrate. This phenomenon has a direct influence on the impact of the changes on the kinetics of the contact angle in the system, which causes wetting (θ < 90 ) and spreading of the squeezed drop. When comparing wetting kinetics of pure Al, in which wetting occurred almost immediately after the pressing [1], we can observe that wetting kinetics of alloy 226D is much slower. The reason for slow spreading of a drop is the impact of alloy additions, which influence the creation of the structure and the chemical composition of the drop/substrate interface. Oxidation of the Ni substrate surface does not show a significant negative influence on the course of wetting kinetics of the tested pair, which indicates that it is possible to heat fibres with nickel coating in the open air before their contact with the alloy without the loss of quality of the connection between the alloy and the reinforcing carbon material. A quite atypical phenomenon of wetting while cooling was also noticed. In the case of 5-minute 34 Prace IOd 3/2013

A. Kudyba, N. Sobczak, A. Siewiorek, M. Homa: Effect of substrate oxidation of nickel on wetting behaviour in industrial... W przypadku testów 5 minutowych (rys. 9a i b) podczas chłodzenia następuje dalsze obniżenie wartości kąta zwilżania. W przeciwieństwie do czystego Al, dla którego czas kontaktu z podłożem Ni wynoszący 5 minut był wystarczający do osiągnięcia równowagi termodynamicznej [1], w przypadku stopu 226D dodatki stopowe hamują oddziaływanie, co powoduje, że kinetyka zwilżania jest wolniejsza. W przypadku stopu 226D 5 minutowy czas kontaktu nie jest czasem wystarczającym żeby osiągnąć równowagę termodynamiczną, dlatego dyfuzja i kształtowanie granic rozdziału ma jeszcze miejsce podczas chłodzenia. W przypadku testu gdzie czas kontaktu był dłuższy (rys. 9c), wartość kąta zwilżania po 15 minutach badań w temperaturze 700ºC wynosiła θ = 40º i była identyczna do wartości kąta dla testów 5 minutowych po tym samym czasie kontaktu (15 minut) w temperaturze chłodzenia 590ºC, co ilustrują zaznaczone na czarno punkty (rys. 9a, b, c). W praktyce zjawisko to można wykorzystać do poprawy zwilżalności przy jednoczesnej redukcji reaktywności poprzez podgrzanie układu do temperatury procesu a następnie szybkie chłodzenie, dalej proces zwilżania przebiega samoczynnie w niższej temperaturze. Oznacza to, że istnieje możliwość znacznego ograniczenia czasu kontaktu ciekłego stopu z materiałem zbrojenia w wysokiej temperaturze. Ze względów ekonomicznych ma to dość istotnie znaczenie ponieważ pozwala znacznie obniżyć koszt wytwarzania kompozytów bez utraty jakości połączenia stopu z materiałem zbrojenia. Analiza gazów resztkowych wydzielających się w trakcie badań zwilżalności Na rysunku 10 zestawiono porównanie analizy wydzielających się gazów resztkowych podczas trwania całego cyklu badań, dla omawianych par materiałów. Wykresy przedstawiają intensywność występowania danych mas atomowych. Obserwujemy wzrost pików odpowiadających masie atomowej wodoru i wody występujących w przypadku testu na nieutlenionym podłożu (rys. 10a). W przypadku testu na podłożu utlenionym, intensywność tych pików jest znacznie mniejsza (rys. 10b). Wynika to z faktu odmiennego stanu powierzchni tych podłoży, ponieważ podczas obróbki powierzchniowej (utleniania) polegającej na wygrzaniu podłoża na powietrzu w temperaturze 200 C w czasie 120 minut, następuje desorpcja wody oraz odparowanie zanieczyszczeń węglowodorowych z podłoża Ni. Następnie, bezpośrednio po obróbce powierzchniowej, podłoże było wprowadzone do komory próżniowej. Uzyskane wyniki wykazują na istotne znaczenie wstępnego wygrzewania zarówno podłoży w testach zwilżalności w próżni, jak również i włókien węglowych przed ich kontaktem z ciekłym metalem w procesie wytwarzania kompozytów. W tym celu niezbędny jest właściwy dobór parametrów wygrzewania (tempetests (Fig. 9a and b) a further decrease of contact angle occurred while cooling. Unlike pure Al, for which 5-minute contact time with Ni substrate was enough to achieve thermodynamic equilibrium [1], in the case of alloy 226D alloy additions inhibit the interaction, which causes wetting kinetics to be slower. In the case of 226D alloy 5-minute contact time is not long enough to achieve thermodynamic equilibrium, which is why diffusion and the shaping of interfaces also takes place during cooling. In the case of a test where the time was longer (Fig. 9c), the value of contact angle after 15 minutes of tests at 700ºC was θ = 40º and was identical with the value of contact angle for 5-minute tests after the same time of contact (15 minutes) at cooling temperature of 590ºC, which is illustrated by the points which are marked in black (Fig. 9a, b, c). In practice this phenomenon may be used to improve wetting and, at the same time, reduce reactivity by heating the system to the process temperature, and cooling it quickly, after which the process of wetting is self-acting at lower temperatures. It means that it is possible to considerably reduce contact time of the liquid alloy with reinforcing material at high temperatures. Due to economic reasons it is quite significant as it allows the reduction of costs of composites manufacturing without the loss of quality of the connection between the alloy and the reinforcing material. Analysis of residual gases released during wetting tests Figure 10 presents the comparison of analysis of released residual gases during the whole test cycle, for assigned pairs of materials. The diagrams present the intensity of the occurrence of particular atomic masses. We observed an increase of peaks which correspond to atomic masses of hydrogen and water which occur in the case of tests on unoxidised substrate (Fig. 10a). In the case of testing on oxidised substrate the intensity of these peaks is considerably lower (Fig. 10b). It results from the fact there are different states of surfaces of these substrates, because during surface treatment (oxidation), which consists in heating the substrate in the open air at 200 C for 120 minutes, there occurs desorption of water and evaporation of hydrocarbon impurities from Ni substrate. Next, directly after surface treatment the substrate was placed in a vacuum chamber. The achieved results show a significance of the initial heating of both substrates in wetting tests in vacuum and carbon fibres before their contact with liquid metal in the process of manufacturing composites. To this end, it is necessary to select proper parameters of heating (temperature, time, and atmosphere) depending on the dimensions of preform made carbon fibres. Transactions of FRI 3/2013 35

A. Kudyba, N. Sobczak, A. Siewiorek, M. Homa: Wpływ utleniania podłoża niklowego na zwilżanie w układzie stop... ratura, czas, atmosfera) w zależności od wymiarów preformy wykonanej z włókien węglowych. a) b) wykraplanie wykraplanie masa atomowa [amu] masa atomowa [amu] Rys. 10. Zmiany zawartości gazów resztkowych wydzielających się w trakcie badań zwilżalności: a) #1510, układ 226D/Ni, 700 C, 5 min, b) #1511, układ 226D/Ni ox, 700 C, 5 min. Wybrane wartości mas atomowych [amu] i odpowiadające im związki chemiczne: 1-H + ; 2-H 2+, He + ; 12-C + ; 14-N +, CH 2+, CO ++ ; 16-O +, CH 4+ ; 17-OH + ; 18-H 2 O + ; ++ 22-CO 2 ; 28-N 2+, C 2 H 4+, CO + ; 32-O 2+ ; 44-C 2 H 8+, CO 2+, C 2 H 4 OH + Fig. 10. Changes of content of residual gases released during wetting tests: a) #1510, 226D/Ni system, 700 C, 5 min, b) #1511, 226D/Ni ox system, 700 C, 5 min. Selected values of atomic masses [amu] and corresponding chemical compounds: 1-H + ; 2-H 2+, He + ; 12-C + ; 14-N +, CH 2+, CO ++ ; 16-O +, CH 4+ ; 17-OH + ; 18-H 2 O + ++ ; 22-CO 2 ; 28-N 2+, C 2 H 4+, CO + ; 32-O 2+ ; 44-C 2 H 8+, CO 2+, C 2 H 4 OH + Piki odpowiadające masie atomowej w zakresie 28 44 przedstawione na rysunku 10, są pikami odpowiadającymi masie atomowej związków węglowodorowych, które uwalniają się w trakcie wygrzewania takich substancji jak aceton lub izopropanol, w którym było płukane podłoże. Istotnym jest fakt, że piki te zanikają podczas wygrzewania a więc parowanie tych substancji podczas testu jest znikome i nie powinno mieć istotnego wpływu na pomiary. Zaobserwowano również, że na wszystkich analizowanych wykresach w momencie wykraplania stopu, zauważalny jest nagły spadek piku odpowiadającego masie atomowej wody. Związane jest to z reakcją utlenienia aluminium w obecności par wody przebiegającą zgodnie z równaniem Al + H 2 O Al 2 O 3 + H 2. Zagadnienie to szerzej zostało omówione w pracy [3]. Badanie na ścinanie wytworzonych par układu 226D/Ni Na rysunku 11 zestawiono wyniki testów na ścinanie jako zmianę naprężenia ścinającego τ (MPa) w funkcji przemieszczenia l (mm) ścinania oraz maksymalną wartość naprężenia ścinającego τ max (MPa). Wyniki przeprowadzonych badań wytrzymałościowych wykazały brak istotnego wpływu czynników technologicznych (wydłużony czas kontaktu ciekłego stopu z podłożem w wysokiej temperaturze, zastosowanie obróbki powierzchniowej utleniania) na wartość naprężenia ścinającego. Oznacza to, że stosowanie wstępnego wygrzewania włókien z pokryciem niklowym na powietrzu przed ich kontaktem ze Peaks which correspond to atomic masses in the range 28 44 presented in Figure 10 are peaks which correspond to atomic masses of hydrocarbon compounds which are released during heating of substances such as acetone or isopropyl alcohol in which the substrate was cleaned. It is significant that these peaks disappear during heating. Consequently, evaporation of these substances during testing is minimal and should not have a significant influence on measurements. It was also observed that in all analysed diagrams at the moment of alloy squeezing a sudden decrease in the peak is noticeable, which corresponds to the atomic mass of water. It is related to aluminium oxidation in the presence of water vapours according to the equation Al + H 2 O Al 2 O 3 + H 2. This issue was described in detail in study [3]. Shear strength tests of the obtained couples of 226D/Ni system Figure 11 presents compiled shear strength test results expressed as changes of shear stress τ (MPa) drawn as a function of shear dislocation l (mm) and the maximum value of shear stress τ max (MPa). The results of conducted strength tests showed the lack of a significant impact of technological factors (extended contact time of liquid alloy with substrate at high temperature, the use of surface treatment oxidation) on the value of shear stress. It means that the use of initial heating of fibres with nickel coating in the open air before their contact with the alloy and also considerable limitation of contact time of the liquid alloy with 36 Prace IOd 3/2013

A. Kudyba, N. Sobczak, A. Siewiorek, M. Homa: Effect of substrate oxidation of nickel on wetting behaviour in industrial... topem, a także znaczne ograniczenie czasu kontaktu ciekłego stopu z materiałem zbrojenia w wysokiej temperaturze nie prowadzi do utraty właściwości mechanicznych połączenia stopu z materiałem zbrojenia i może być rekomendowane do wykorzystania w praktyce. Badanie na ścinanie wytworzonych par układu 226D/Ni reinforcing material at high temperature do not lead to the loss of mechanical properties. The connection between the alloy and reinforcing material may be recommended for use in practice. 50 40, MPa 30 20 1510 226D/Ni, CP, 700 C, 5min 10 1511 226D/Niox, CP, 700 C, 5min 1539 226D/Ni, CP, 700 C, 15min 0 0,0 0,1 0,2 0,3 0,4 l, mm Rys. 11. Wyniki prób na ścinanie: #1510, układ 226D/Ni, 700 C, 5 min; #1511, układ 226D/Ni ox, 700 C, 5 min; #1539, układ 226D/Ni, 700 C, 15 min Fig. 11. Results of shear strength tests: #1510, 226D/Ni system, 700 C, 5 min; #1511, 226D/Ni ox system, 700 C, 5 min; #1539, 226D/Ni system, 700 C, 15 min Analiza strukturalna Structural analysis a) Ni b) c) AlSiCu Al 3Ni Al 3Ni (Si,Fe,Mn) Ni Ni d) e) AlSiCu Al 3Ni (Si,Fe,Mn) Al 3Ni Ni Al 3Ni Al 3Ni (Si,Fe,Mn) Ni Rys. 12. Mikrostruktura poprzecznego przekroju próbki #1510, uk ad 226D/Ni po badaniach zwil alno ci; Rys. 12. Mikrostruktura poprzecznego przekroju próbki #1510, układ 226D/Ni po badaniach zwilżalności: a) panorama kropli; b),d) lewy brzeg kropli; c),e) centrum kropli przy różnych powiększeniach Fig. 12. Microstructure of sample #1510, cross-section, 226D/Ni system after wetting tests: a) panoramic view of the drop; b),d) left side of the drop; c),e) centre of the drop at different magnifications Transactions of FRI 3/2013 37

A. Kudyba, N. Sobczak, A. Siewiorek, M. Homa: Wpływ utleniania podłoża niklowego na zwilżanie w układzie stop... Rysunki 12 14 przedstawiają strukturę poprzecznych przekrojów badanych par materiałów na nieutlenionym (rys. 12) i utlenionym podłożu Ni (rys. 13) oraz na nieutlenionym podłożu Ni przy wydłużonym czasie kontaktu ciekłego stopu z podłożem w wysokiej temperaturze (rys. 14), wykonaną na mikroskopie świetlnym z wykorzystaniem światła spolaryzowanego, pozwalającego na stwierdzenie obecności poszczególnych faz na podstawie różnicy ich koloru. Figures 12 14 present the structure of crosssections of tested material pairs on unoxidised (Fig. 12) and oxidised Ni substrate (Fig. 13), and on unoxidised Ni substrate with extended contact time of alloy with substrate at high temperature (Fig. 14). The images were made with the use of light microscopy involving polarised light to determine the presence of particular phases on the basis of their colours. a) Ni ox b) c) AlSiCu Al 3Ni Ni ox Al 3Ni (Si,Fe,Mn) Ni ox d) e) AlSiCu AlSiCu Ni ox Al 3Ni (Si,Fe,Mn) Rys. 13. Mikrostruktura poprzecznego przekroju próbki #1511, uk ad 226D/Ni ox, po badaniach zwil alno ci; Rys. 13. Mikrostruktura poprzecznego przekroju próbki #1511, układ 226D/Ni ox, po badaniach zwilżalności: a) panorama kropli; b) centrum kropli; c) prawy brzeg kropli; d),e) lewy brzeg kropli przy różnych powiększeniach Fig. 13. Microstructure of sample #1511, cross section, 226D/Ni ox system, after wetting tests: a) panoramic view of the drop; b) centre of the drop; c) right side of the drop; d),e) left side of the drop at different magnifications Ni ox Badania wykazały, że struktura kropli składa się głównie z osnowy Al(SiCu), w której widoczne są produkty reakcji stopu 226D z podłożem Ni w postaci wydzieleń fazy Al 3 Ni(Si, Fe, Mn). Wydzielenia mają charakter nieciągły i składają się z dużych ziaren o rozwiniętej powierzchni od strony kropli. Obserwacje strukturalne wykonane na mikroskopie świetlnym wykazały również obecność ciągłej strefy produktów reakcji, składającej się z dwóch warstw przejściowych. Szczegółowe badania wykonane przy większym powiększeniu na mikroskopie skaningowym wykazały obecność czterech warstw przejściowych, których skład fazowy omówiono w dalszej części artykułu. Wielkość strefy produktów reakcji, która powstała The tests showed that the structure of a drop mainly consists of Al(SiCu) matrix, in which the products of reactions between alloy 226D and Ni substrate are visible in the form of precipitations of Al 3 Ni(Si, Fe, Mn) phase. Precipitations are discontinuous and consist of large particles with a complex surface developed from the perspective of the drop. Structural observations conducted with the use of light microscopy also revealed the presence of a continuous area of reaction products, which consists of two transformation layers. Detailed tests conducted using a larger magnification with the use of a scanning microscope proved the presence of four transformation layers, whose phase composition is described 38 Prace IOd 3/2013

A. Kudyba, N. Sobczak, A. Siewiorek, M. Homa: Effect of substrate oxidation of nickel on wetting behaviour in industrial... na granicy ciekła kropla/podłoże, wynosi około 18 µm w przypadku badań na podłożu nieutlenionym (rys. 13b) i około 25 µm w przypadku badań na podłożu utlenionym (rys. 14b). in the following section. The size of the area of reaction products which was obtained on the liquid drop / substrate interface is approx. 18 µm in the case of tests on unoxidised substrate (Fig. 13b) and approx. 25 µm in the case of tests on oxidised substrate (Fig. 14b). a) Ni b) c) AlSiCu AlSiCu Al 3Ni (Si,Fe,Mn) Al 3Ni (Si,Fe,Mn) Al 3Ni Ni d) e) Ni AlSiCu Al 3Ni (Si,Fe,Mn) Al 3Ni AlNi(Si) Al 2Ni 3(Si) Ni Al 3Ni Al 2Ni 3(Si) Al 3Ni (Si,Fe,Mn) Ni Rys. 14. Mikrostruktura poprzecznego przekroju próbki #1539, 226D/Ni, po 15 min badaniach zwil alno ci: Rys. 14. Mikrostruktura poprzecznego przekroju próbki #1539, 226D/Ni, po 15 min badaniach zwilżalności: a) panorama kropli; b),e) centrum kropli; c) prawy brzeg kropli; d) lewa część kropli Fig. 14. Microstructure of sample #1539, cross-section 226D/Ni, after 15 min of wetting tests: a) panoramic view of the drop; b),e) centre of the drop; c) right side of the drop; d) left side of the drop W przypadku 15 minut kontaktu w 700 C wielkość strefy produktów reakcji, wynosi około 20 µm (rys. 14e). Badania strukturalne potwierdziły, że utlenianie podłoża oraz wydłużony czas kontaktu z ciekłym stopem w wysokiej temperaturze nie ma istotnego wpływu na grubość SPR ani na strukturę oraz skład powstałych wydzieleń fazowych. Analiza strukturalna potwierdza, że zwilżalność we wszystkich przeprowadzonych testach ma charakter reaktywny. Reaktywność występuje na skutek zjawiska rozpuszczania się Ni w ciekłym metalu, a także powstawania na granicy kontaktu kropla/podłoże ciągłej warstwy zwilżalnego produktu reakcji Al 3 Ni(Si, Fe, Mn). Strefa produktów reakcji składa się z kilku warstw przejściowych, w których badania na mikroskopie skaningowym (omówione w dalszej części artykułu), potwierdziły In the case of 15-minute contact at 700 C the size of the area of reaction products is approx. 20 µm (Fig. 14e). Structural tests proved that oxidation of substrate and extended contact time with the liquid alloy at high temperature do not have any significant impact neither on RPR thickness nor on the structure and composition of the obtained phase precipitations. The structural analysis proves that wetting in all conducted tests is reactive. Reactivity takes place as a result of a phenomenon of Ni solubility in liquid metal and the creation, on the contact drop/substrate interface, of a continuous layer of Al 3 Ni(Si, Fe, Mn). The area of reaction products consists of a few transformation layers in which a test conducted with the use of a scanning microscope (which is discussed in the following section), proved the presence of four phases Transactions of FRI 3/2013 39

A. Kudyba, N. Sobczak, A. Siewiorek, M. Homa: Wpływ utleniania podłoża niklowego na zwilżanie w układzie stop... występowanie czterech faz: Al 3 Ni(Si, Fe, Mn), Al 3 Ni, Al 2 Ni 3 (Si), AlNi(Si), patrząc od strony kropli w kierunku podłoża. Analiza wyników badań na mikroskopie skaningowym Al 3 Ni(Si, Fe, Mn), Al 3 Ni, Al 2 Ni 3 (Si), AlNi(Si), viewed from the perspective of the drop in the direction of the substrate. Analysis of test results conducted with a scanning microscope a) b) 3 1 2 4 c) 10 5 11 6 7 8 12 9 Al Ni Si Mn Fe Cu Δ, Punkt Faza % wag. % at. % wag. % at. % wag. % at. % wag. % at. % wag. % at. % wag. % at. µm 1 45,8 62,6 38,7 24,3 4,3 5,7 2,8 1,9 8,3 5,5 - - Al3Ni (Si,Fe,Mn) 10 2 45,6 62,4 39,3 24,7 4,4 5,8 2,6 1,7 8,0 5,3 - - Al3Ni (Si,Fe,Mn) - 3 47,2 66,0 52,8 34,0 - - - - - - - - Al3Ni 6 4 47,9 67,3 - - 34,7 22,4 - - - - 17,4 10,4 AlSiCu - 5 49,6 68,2 50,4 31,8 - - - - - - - - Al3Ni 6 6 28,2 45,1 69,0 50,6 2,8 4,3 - - - - - - Al2Ni3(Si) 3 7 27,9 45,1 70,4 52,3 1,6 2,6 - - - - - - AlNi(Si) 2 8 27,1 44,3 71,4 54,0 1,1 1,7 - - - - - - AlNi(Si) 2 9 27,6 45,0 71,4 53,4 1,0 1,5 - - - - - - AlNi(Si) 2 10 35,2 53,2 62,2 43,1 2,6 3,7 - - - - - - AlNi(Si) - 11 30,6 47,7 66,2 47,5 3,2 4,8 - - - - - - AlNi(Si) - 12 6,0 11,9 92,1 84,4 1,9 3,6 - - - - - - - - Rys. 15. Analiza SEM + EDS poprzecznego przekroju próbki #1539, układu 226D/Ni, po 15 minutach badań zwilżalności w temperaturze 700 C, przy powiększeniach: a) 1000, b) 2000, c) 5000 Fig. 15. SEM + EDS analysis of sample #1539 cross-section, 226D/Ni system, after 15 minutes of wetting tests at 700 C at magnifications: a) 1000, b) 2000, c) 5000 Wyniki analizy strukturalnej przedstawione na rysunku 15, wykonanej przy użyciu skaningowego mikroskopu elektronowego, potwierdziły obecność czterech faz w ciągłej strefy produktów reakcji. Patrząc od strony kropli w kierunku podłoża, są to fazy: Al 3 Ni(Si, Fe, Mn) punkt 1 (rys. 15a), Al 3 Ni punkty 3 i 5 (rys. 15a, c), Al 2 Ni 3 (Si) punkt 6 (rys. 15c), AlNi(Si) punkty 7, 8, 9 (rys. 15c). Analiza wskazuje na zróżnicowaną grubość warstw przejściowych odpowiadających poszczególnym fazom i ma tendencję malejącą. Grubość fazy Al 3 Ni(Si, Fe, Mn) znajdującej się najbliżej kropli jest największa i wynosi w przybliżeniu 10 µm (rys. 15a). Wielkość pozostałych trzech faz maleje i wynosi odpowiednio dla fazy Al 3 Ni ~ 6 µm, dla fazy Al 2 Ni 3 (Si) ~ 3 µm, a dla fazy AlNi(Si) stykającej się z podłożem ~ 2 µm (rys. 15c). The results of structural analysis presented in Figure 15 made by a scanning electron microscope, revealed the presence of four phases in the continuous area of reaction products. From the perspective of the drop in the direction of the substrate the phases are as follows: Al 3 Ni(Si, Fe, Mn) point 1 (Fig. 15a), Al 3 Ni points 3 and 5 (Fig. 15a, c), Al 2 Ni 3 (Si) point 6 (Fig. 15c), AlNi(Si) points 7, 8, 9 (Fig. 15c). The analysis proves various thicknesses of transformation phases which corresponds to particular phases and has a downward tendency. The thickness of Al 3 Ni(Si, Fe, Mn) phase which is closest to the drop is the largest and reaches approx. 10 µm (Fig. 15a). The sizes of the remaining phases decrease and are respectively equal to: for Al 3 Ni phase ~ 6 µm, for Al 2 Ni 3 (Si) phase ~ 3 µm and for AlNi(Si) phase, which is adjacent to the substrate, ~ 2 µm (Fig. 15c). 40 Prace IOd 3/2013

A. Kudyba, N. Sobczak, A. Siewiorek, M. Homa: Effect of substrate oxidation of nickel on wetting behaviour in industrial... Analiza wyników pomiaru mikrotwardości Na rysunkach 16 18 zostały przedstawione wyniki pomiaru mikrotwardości badanych par materiałów przy docisku 10 gram (HV 0,1) i 20 gram (HV 0,2). Na podstawie analizy wyników mikrotwardości poszczególnych wydzieleń fazowych możliwa była identyfikacja poszczególnych faz, która jest zgodna z wynikami badań uzyskanymi na mikroskopie skaningowym. Analysis of microhardness tests Figures 16 18 are presented results of microhardness tests of the tested material pairs at 10 g loading (HV 0.1) and 20 g loading (HV 0.2). On the basis of the analysis of microhardness tests of particular phase precipitations it was possible to identify particular phases, which is in accordance with test results achieved with the use of a scanning microscope. Punkt Mikrotwardość HV 0,1 Mikrotwardość HV 0,2 Faza 1 450 - Al2Ni3(Si) 2 710 - Al3Ni 3 781 - Al3Ni 4 909 868 Al3Ni (Si,Fe,Mn) 5 959 661 Al3Ni (Si,Fe,Mn) 6 1674 1188 AlNi(Si) Rys. 16. Wyniki pomiaru mikrotwardości próbki #1510, dla układu 226D/Ni, po 5 minutach badań zwilżalności w temperaturze 700 C na podłożu nieutlenionym Fig. 16. Results of microhardness test for sample #1510, for 226D/Ni system, after 5 minutes of wetting tests at 700 C on unoxidised substrate Punkt Mikrotwardość Mikrotwardość HV 0,1 HV 0,2 Faza 1 909 729 Al 3Ni 2 1135 1009 Al 3Ni (Si,Fe,Mn) 3 1366 1188 Al 3Ni (Si,Fe,Mn) 4 1013 837 Al 3Ni (Si,Fe,Mn) 5 1071 1009 Al 3Ni (Si,Fe,Mn) 6 1135 868 Al 3Ni (Si,Fe,Mn) 7 1205 1093 Al 3Ni (Si,Fe,Mn) 8 1561 1296 AlNi(Si) Rys. 17. Wyniki pomiaru mikrotwardości próbki #1511, dla układu 226D/Ni ox po 5 minutach badań zwilżalności w temperaturze 700 C na podłożu utlenionym Fig. 17. Results of microhardness tests for sample #1511, for 226D/Ni ox system, after 5 minutes of wetting tests at 700 C on oxidised substrate Transactions of FRI 3/2013 41

A. Kudyba, N. Sobczak, A. Siewiorek, M. Homa: Wpływ utleniania podłoża niklowego na zwilżanie w układzie stop... Punkt Mikrotwardość HV 0,1 Mikrotwardość HV 0,2 Faza 1 863 837 Al 3Ni (Si,Fe,Mn) 2 1135 900 Al 3Ni (Si,Fe,Mn) 3 1135 1093 Al 3Ni (Si,Fe,Mn) 4 1071 754 Al 3Ni (Si,Fe,Mn) 5 1013 780 Al 3Ni (Si,Fe,Mn) 6 1135 837 Al 3Ni (Si,Fe,Mn) 7 1013 934 Al 3Ni (Si,Fe,Mn) 8 1071 1019 Al 3Ni (Si,Fe,Mn) 9 1071 971 Al 3Ni (Si,Fe,Mn) 10 1135 868 Al 3Ni (Si,Fe,Mn) 11 1071 868 Al 3Ni (Si,Fe,Mn) 12 1136 868 Al 3Ni (Si,Fe,Mn) 13 1136 934 Al 3Ni (Si,Fe,Mn) 14 1013 900 Al 3Ni (Si,Fe,Mn) 15 1458 1241 AlNi(Si) 16 134 127 Ni Rys. 18. Wyniki pomiaru mikrotwardości próbki #1539, dla układu 226D/Ni po 15 minutach badań zwilżalności w temperaturze 700 C na podłożu nieutlenionym Fig. 18. Results of microhardness tests for sample #1539, for 226D/Ni system after 15 minutes of wetting tests at 700 C on unoxidised substrate Badania wykazały, że najwyższą twardość ma faza AlNi(Si) położona najbliżej podłoża Ni i stanowi ona jedną z czterech warstw strefy produktów reakcji, dla której wartość pomiaru mikrotwardości wynosiła HV 0,1 = 1450 1674. Wydzielenia fazowe Al 3 Ni(Si, Fe, Mn) występujące w osnowie kropli w postaci dużych ziaren mają mikrotwardość HV 0,1 = 990 1136. Wykonano również pomiar mikrotwardości samego podłoża Ni, dla którego wartość HV 0,1 = 134 (punkt 16 na rys. 18). Wnioski 1. Układ 226D/Ni oraz 226D/Ni ox jest bardziej reaktywny i dużo wolniej osiąga stan równowagi termodynamicznej niż układ Al/Ni oraz Al/Ni ox, dla którego stan równowagi termodynamicznej osiągany jest praktycznie natychmiast. 2. Utlenianie podłoża niklowego nie ma wpływu na przebieg kinetyki zwilżania stopu 226D. 3. Zwilżalność w badanym układzie ma charakter reaktywny. Reaktywność występuje na skutek zjawiska rozpuszczania się Ni w ciekłym metalu, a także powstawania ciągłej warstwy zwilżalnego produktu reakcji Al 3 Ni(Si, Fe, Mn). 4. Utlenianie podłoża niklowego nie powoduje pogorszenia właściwości mechanicznych połączenia kropla/podłoże, a uzyskane wyniki wskazują na możliwość stosowania wygrzewania włókien niklowanych na powietrzu (celem wykonania degazacji) przed ich kontaktem ze stopami The tests proved that the highest hardness was achieved by AlNi(Si) phase, which is located closest to Ni substrate, and is one of the four layers of the area of reaction products, for which the value of microhardness was HV 0.1 = 1450 1674. Precipitations of Al 3 Ni(Si, Fe, Mn) phase which occur in the matrix of the drop in a form of large grains achieve microhardness HV 0.1 = 990 1136. Ni substrate alone also underwent microhardness tests, and its value was HV 0.1 = 134 (point 16 in Fig. 18). Conclusions 1. 226D/Ni system and 226D/Ni ox system is more reactive and more slowly reaches thermodynamic equilibrium than Al/Ni system and Al/Ni ox system, for which the state of thermodynamic equilibrium is achieved almost immediately. 2. Oxidation of Ni substrate does not influence the course of wetting kinetics of alloy 226D. 3. Wettability in the tested system is reactive. Reactivity takes place as a result of a phenomenon of Ni solubility in liquid metal and the creation of a continuous layer of Al 3 Ni(Si, Fe, Mn). 4. Oxidation of the nickel substrate does not decrease mechanical properties of the drop/ substrate connection and the achieved results indicate the possibility to apply heating of nickelcoated fibres in the open air (degasification) before their contact with the alloy on Al matrix takes place. Moreover, longer time of storing 42 Prace IOd 3/2013

A. Kudyba, N. Sobczak, A. Siewiorek, M. Homa: Effect of substrate oxidation of nickel on wetting behaviour in industrial... na osnowie Al. Również długi czas magazynowania włókien lub preform nie powinien wpływać negatywnie na przebieg procesu infiltracji. 5. Badaniom kinetyki zwilżania czystych i utlenionych podłoży niklowych przez ciekły stop aluminium 226D w próżni w temperaturze 700 C towarzyszy zjawisko zwilżania podczas chłodzenia. W praktyce oznacza to, że istnieje możliwość znacznego ograniczenia czasu kontaktu ciekłego stopu z materiałem zbrojenia w wysokiej temperaturze. Ze względów ekonomicznych ma to dość istotnie znaczenie ponieważ pozwala znacznie obniżyć koszt wytwarzania kompozytów bez utraty jakości połączenia stopu z materiałem zbrojenia. Podziękowania Pracę wykonano w ramach realizacji badawczego projektu międzynarodowego niewspółfinansowanego nr 106/N-DFG/2008/0 pt.: Kompozyty o osnowie aluminiowej ze wzmocnieniem tekstylnym typu 3D (3D-CF/Al-MMC) dla elementów podlegających złożonym obciążeniom w przemyśle samochodowym i w budowie maszyn. Serdeczne dziękuję Pani dr inż. Małgorzacie Warmuzek za wykonanie badań na mikroskopie skaningowym oraz Pani mgr inż. Janinie Radzikowskiej za wykonanie pomiarów mikrotwardości. fibres or preforms should not negatively influence the course of the infiltration process. 5. Kinetics tests of wetting pure and oxidised nickel substrates by aluminium 226D alloy in vacuum at 700 C are accompanied by a phenomenon of wetting while cooling. In practice it means that it is possible to significantly reduce contact time of the liquid alloy with reinforcing material at high temperature. Due to economic reasons, it is quite significant as it allows the reduction of costs of composites manufacturing without the loss of quality of the connection between the alloy and the reinforcing material. Acknowledgements The research was conducted within the framework of the non co-financed international research project No. 106/N-DFG/2008/0 entitled: 3D-textile reinforced aluminum matrix composites (3D-CF/ Al-MMC) for complex stressed components in automobile applications and mechanical engineering. I would like to express my gratitude to Małgorzata Warmuzek PhD, Eng. for conducting scanning microscopy tests, and to Janina Radzikowska MSc, Eng. for performing microhardness tests. Literatura/References 1. Siewiorek A., Sobczak N., Kudyba A. (2010). Wpływ procedury badań oraz utleniania podłoża niklowego na zwilżanie w układzie Al/Ni. Prace Instytutu Odlewnictwa, XLIX(1), 33 33. 2. Patent PL-166953, Urządzenie do badania właściwości powierzchniowych ciekłych stopów, N. Sobczak, J. Schmidt, A. Kazakov, z dn. 26.07.1991. 3. Sobczak N., Singh M., Asthana R. (2006). High-temperature wettability measurements in ceramic-metal systems some methodological issues. Current Opinion in Solid State & Materials Science, 9, 241 253. 4. Sobczak N. (1998). Improvement of wetting in metal/ceramic systems. In: A. Bellosi, T. Kosmac, A. P. Tomsia (ed.), Interfacial Science in Ceramic Joining, Kluwer Academic Publishers, NATO ASI Series, 3. High Technology, 58, 27 42. 5. Sobczak N., Asthana R. (2001). The influence of metallic coatings on the structure, wetting and mechanical strength of ceramic/metal interfaces. In: N. B. Dahotre, J. Hampikian, J. Morral (ed.), Elevated Temperature Coatings: Science and Technology IV, TMS, 233 246. 6. ASTRA Reference Book, IENI, Report (2007). 7. Sobczak N., Książek M., Radziwiłł W., Stobierski L., Mikulowski B. (2001). Trans. JWRI, (Special Issue 30), 125 130. 8. Sobczak J. (2001). Kompozyty metalowe. Kraków-Warszawa: Instytut Odlewnictwa, Instytut Transportu Samochodowego. 9. Górny Z., Sobczak J. (2005). Nowoczesne tworzywa na bazie metali nieżelaznych. Kraków: Instytut Odlewnictwa. 10. Asthana R. (1998). Solidification Processing of Reinforced Metals, Trans Tech Publications. 11. Landry K., Kalogeropoulou S., Eustathopoulos N., Naidich Y., Krasovsky V. (1996). Characteristic contact angles in the aluminium/vitreous carbon system, Scripta Materialia, 34(6), 841 846. 12. Landry K., Kalogeropoulou S., Eustathopoulos N. (1998). Wettability of carbon by aluminum and aluminum alloys. Mater. Sci. and Eng., A254, pp. 99 111. 13. Sobczak N. (1999). Effect of alloying elements on wettability and interfaces in aluminum-carbon system. Proc. EMRS Conf. Light Alloys and Composites. Zakopane, Poland, 341 350. Transactions of FRI 3/2013 43

A. Kudyba, N. Sobczak, A. Siewiorek, M. Homa: Wpływ utleniania podłoża niklowego na zwilżanie w układzie stop... 14. Sobczak N., Oblakowski J., Nowak R., Kudyba A., Radziwill W. (2005). Interaction between liquid aluminium and NiO crystals. Journal of Materials Science 40, 2313 2318. 15. Asthana R., Rohatgi P. K.: A study of metal-ceramic wettability in SiC-Al using dynamic melt infiltration of SiC. Key Eng. Mater. 79 80: 47 62 16. Ip S. W., Sridhar R., Toguri J. M., Stephenson T. F., Warner A. E. M. (1998). Wettability of nickel coated graphite by aluminum. Mat. Science and Engineering, A244, 31 38. 17. Sobczak N., Nowak R., Radziwill W., Budzioch J., Glenz A. (2007). Experimental Complex for Investigation of High- -Temperature Behaviour of Molten Metals in Contact with Refractory Materials. Materials Science and Engineering, A495, 43 49. ASTRA Reference Book, IENI, Report, Oct. 2007. 18. Sobczak J., Sobczak N., Wojciechowski A., Pietrzak K., Rudnik D. (2004). Atlas struktur kompozytów metalowych. Warszawa: Instytut Transportu Samochodowego. 19. Sobczak N., Asthana R., Radziwill W., Nowak R., Kudyba A. (2007). The role of aluminium oxidation in the wetting- -bonding relationship of Al/oxide couples. Archives of Metallurgy and Materials, 52(1), 55 65. 20. Sobczak N., Kudyba A., Nowak R., Radziwill W., Pietrzak K. (2007). Factors affecting wettability and bond strength of solder joint couples. Pure and Applied Chemistry, 79(10), 1755 1769. 44 Prace IOd 3/2013

PRACE INSTYTUTU ODLEWNICTWA TRANSACTIONS OF FOUNDRY RESEARCH INSTITUTE Volume LIII Year 2013 Number 3 DOI: 10.7356/iod.2013.14 NAKŁADANIE WARSTW NIKLOWYCH NA MODELE DO ODLEWANIA PRECYZYJNEGO NICKEL LAYER DEPOSITION ON INVESTMENT CASTING POLYMER PATTERNS Michał Jesiotr, Michał Tarnowski, Beata Kucharska, Dawid Myszka, Tadeusz Wierzchoń Politechnika Warszawska, Wydział Inżynierii Produkcji, Instytut Technik Wytwarzania, ul. Narbutta 85, 02-524 Warszawa Warsaw University of Technology, Faculty of Production Engineering, Institute of Manufacturing Processes, ul. Narbutta 85, 02-524 Warszawa E-mail: michal.jesiotr87@gmail.com Streszczenie W artykule przedstawiono sposób modyfikacji powierzchni form ceramicznych na granicy rozdziału model wytapiany - ceramika poprzez zastosowanie warstwy niklowej na jednorazowym modelu wykonanym z określonego rodzaju polimeru, np. polimetakrylanu metylu (PMMA), a następnie nałożenie na tak przygotowany model warstw formy ceramicznej. Kolejne fazy zakładają usunięcie modelu ze skorupy ceramicznej, tak aby metaliczna warstwa pozostała wewnątrz formy. Do przygotowanej w ten sposób formy, po procesie wyżarzania, możliwe będzie wlanie ciekłego metalu o określonej temperaturze topnienia, np. stopu aluminium. W ten sposób można będzie uzyskać wysokiej jakości powierzchnię odlewu, o określonej chropowatości i braku wad powierzchniowych. Hipotezą badawczą postawioną w artykule jest takie zaprojektowanie metalicznej powłoki w formie ceramicznej, aby uzyskać jej lepszą zwilżalność ciekłym metalem niż przy zastosowaniu konwencjonalnych technik odlewania precyzyjnego. Słowa kluczowe: powłoki niklowe, odlewnictwo precyzyjne, modele odlewnicze, materiały polimerowe Abstract The article presents a method of modification of ceramic mould surface on the boundary between lost-wax model - ceramics by using a layer of nickel on a disposable model made of a specified type of polymer e.g. polymethyl methacrylate (PMMA) and then applying the layers of a ceramic mould to such a model. Successive phases consist in removing the model from the ceramic shell so that the metallic layer remains in the mould. After annealing it will be possible to pour liquid metal of a specific melting point e.g. aluminium alloy, to a mould prepared in this way. This way it is possible to obtain a high quality casting surface, of certain roughness and lack of surface defects. The research hypothesis stated in the article is to design a metallic coating in a ceramic form to get better wettability with molten metal than when using conventional techniques of precision casting. Keywords: nickel layers, precision casting, casting models, polymeric materials Wstęp Tematyka artykułu związana jest ze zjawiskami na granicy rozdziału model wytapiany - forma ceramiczna. Klasycznie w technologiach odlewania precyzyjnego stosuje się jako materiały na modele różne mieszanki woskowe oraz tworzywa sztuczne np. polistyren [1]. Powierzchnia modelu odlewniczego, jej stan powierzchni określony przez parametry chropowatości i falistości wymiernie przekłada się na końcowy efekt odlewniczy. W celu lepszego przylegania mieszanki modelowej do modelu, co w konsekwencji ma zapewnić dobre odwzorowanie, stosuje się różne Introduction The subject of the article is related to the phenomena ocurring on the boundary between lost-wax model - ceramic form. Classically in precision casting technology as materials for models various wax blends and plastics such as polystyrene are used [1]. The surface of a casting model, the condition of the surface defined by roughness and waviness parameters give measurable results in terms of the final effect of casting. To provide better adhesion of the modelling mixture to the model, which in consequence guarantees good imaging, various methods 45

M. Jesiotr, M. Tarnowski, B. Kucharska, D. Myszka, T. Wierzchoń: Nakładanie warstw niklowych na modele... zabiegi modyfikacji powierzchni modeli i pierwszych warstw przymodelowych formy ze względu na zmniejszenie napięcia powierzchniowego metalu. W pracy został zaproponowany sposób modyfikacji granicy model-forma przez zastosowanie cienkiej niklowej warstwy oddzielającej ceramikę od modelu. W pracy skoncentrowano się na metodyce nałożenia powłoki niklowej na cztery różne polimery: ABS, HIPS, PMMA i PA oraz ocenę jej morfologii oraz przydatności w dalszych etapach prac prowadzonych nad modyfikacją powierzchni form ceramicznych oraz modeli. Założeniami tej części badań było uzyskanie powłoki niklowej o szczelnej strukturze i dobrze odwzorowującej polimerowy model. Metodyka badań i wyniki Do badań nakładania warstw niklowych przeznaczono 4 różne rodzaje polimerów: HIPS (wysokoudarowy polistyren), PMMA (polimetakrylan metylu), ABS (akrylonitryl-butadien-styren) oraz PA (poliamid), w postaci płytek o wymiarach 20 20 2 mm. Polimery zostały dobrane ze względu na możliwości ich stosowania na modele usuwalne z form ceramicznych w odlewaniu precyzyjnym. Aby uzyskać lepszą przyczepność powłoki do powierzchni polimerów, zastosowano zabieg piaskowania lub trawienia wpływający na rozwinięcie powierzchni. of modifying the surface of the models and the first layers of the forms due to the reduction in the surface tension of the metal are used. The research proposes a method of modification of the boundary between the model and the mould by using a thin layer of nickel separating the model from ceramics. The conducted study focused on the methodology of applying the nickel layer onto four different polymers: ABS, HIPS, PMMA and PA and assessing its morphology and usability in the following stages of the research on modification of surfaces of ceramic forms and models. The objectives of this part of the study were to obtain a nickel layer of a tight structure and fine mapping of the model. Methodology of the research and the results For the research of applying nickel layers four various types of polymers were used: HIPS (high impact polystyrene), PMMA (polymethyl methacrylate), ABS (acrylonitrile-butadiene-styrene) and PA (polyamide), in the form of plates of dimensions 20 20 2 mm. The polymers were chosen due to the possibility to use them in models removed from ceramic moulds during precision casting. For better adhesion of the coating to the surface of the polymers, the blasting or etching treatment was used affecting the development of the area. Tabela 1. Wybrane właściwości polimerów [2] Table 1. Selected properties of polymers [2] Właściwości/Properties HIPS ABS PMMA PA Gęstość/ Density, g/cm 3 1,04 1,05 1,17 1,20 1,02 1,04 1,14 1,16 Wytrzymałość na rozciąganie / Tensile strength, MPa 26 48 48 76 24 45 70 85 Temperatura użytkowania / Working temperature, C -40 +75-40 +90-20 +80-40 +90 Temperatura mięknienia / Softening point, C 90 105 101 220 Do nałożenia niklowych powłok na wybrane tworzywa sztuczne wykorzystano metodę autokatalitycznego osadzania niklu. Wytworzone w ten sposób powłoki poddano z kolei niklowaniu elektrochemicznemu, w celu uzyskania pożądanej grubości warstwy. W pracy wykorzystano najbardziej rozpowszechnioną wersję kąpieli do niklowania, tj. kąpiel typu Wattsa, bazującą na siarczanie niklu, jako głównym źródle jonów tego pierwiastka [3, 4]. Kąpiele do aktywacji, uczulania i niklowania powierzchni zostały przygotowane ze składników podstawowych wg następujących składów: a) kąpiel do uczulania powierzchni: chlorek cyny (II) SnCl 2 10 g/dm 3 kwas solny stęż. HCl 50 cm 3 /dm 3 For the application of nickel layers on the selected plastic materials the method of autocatalytic deposition of nickel was used. The layers produced this way were subject to electrochemical nickel deposition in order to obtain the desired thickness of the layer. The study was based on the most common version of the nickel plating bath, i.e. the Watts bath, based on nickel sulphate as the main source of ions of this element [3, 4]. Baths for activation, sensitization and nickel deposition on the surface were prepared from the basic ingredients in the following configurations: a) sensitization bath: tin chloride (II) SnCl 2 10 g/dm 3 concentrated hydrochloric acid HCl 50 cm 3 /dm 3 46 Prace IOd 3/2013

M. Jesiotr, M. Tarnowski, B. Kucharska, D. Myszka, T. Wierzchoń: Nickel layer deposition on investment casting... b) kąpiel do aktywacji powierzchni: chlorek palladu (II) PdCl 2 0,2 g/dm 3 kwas solny stęż. HCl 10 cm 3 /dm 3 c) kąpiel alkaliczna do niklowania chemicznego: chlorek niklu (II) NiCl 2 6H 2 O 30 g/dm 3 fosforan (I) sodu NaH 2 PO 2 H 2 O 20 g/dm 3 cytrynian sodu Na 3 C 6 H 5 O 7 2H 2 O 50 g/dm 3 chlorek amonu NH 4 Cl 15 g/dm 3 d) kąpiel do niklowania elektrochemicznego (mikro): siarczan niklu NiSO 4 7H 2 O 250 320 g/dm 3 chlorek niklu NiCl 2 6H 2 O 20 60 g/dm 3 kwas borowy H 3 BO 3 25 45 g/dm 3 e) kąpiel do niklowania elektrochemicznego (nano): siarczan niklu NiSO 4 7H 2 O 250 320 g/dm 3 chlorek niklu NiCl 2 6H 2 O 20 60 g/dm 3 kwas borowy H 3 BO 3 25 45 g/dm 3 sacharyna Wszystkie powłoki na polimerach wytworzono w dwóch wariantach kąpieli w aspekcie wytwarzania powłok o strukturze mikro- i nanometrycznej (oznaczone mikro i nano ) osadzanego niklu. Proces ogólny otrzymywania warstw na tworzywach przebiegał według schematu przedstawionego na rysunku 1. Centra aktywnie osadzonego na powierzchni tworzywa palladu są katalizatorem w reakcji nakłab) activation bath: palladium chloride (II) PdCl 2 0.2 g/dm 3 concentrated hydrochloric acid HCl 10 cm 3 /dm 3 c) alkaline bath for chemical nickel plating: nickel chloride (II) NiCl 2 6H 2 O 30 g/dm 3 phosphate (I) of sodium NaH 2 PO 2 H 2 O 20 g/dm 3 sodium citrate Na 3 C 6 H 5 O 7 2H 2 O 50 g/dm 3 ammonium chloride NH 4 Cl 15 g/dm 3 d) electrochemical nickel plating bath (micro): nickel sulphate NiSO 4 7H 2 O 250 320 g/dm 3 nickel chloride NiCl 2 6H 2 O 20 60 g/dm 3 boric acid H 3 BO 3 25 45 g/dm 3 e) electrochemical nickel plating bath (nano): nickel sulphate NiSO 4 7H 2 O 250 320 g/dm 3 nickel chloride NiCl 2 6H 2 O 20 60 g/dm 3 boric acid H 3 BO 3 25 45 g/dm 3 saccharin All the coatings on the polymers were made in two variants of bath in terms of producing a layer of micro and manometer structure (designated micro and nano ) of the deposited nickel. The general process for obtaining layers on the plastic materials were according to the scheme presented in Figure 1. Rys. 1. Schemat blokowy procesu wytworzenia powłok niklowych na polimerach Fig. 1. Block diagram of the process of production of nickel coatings on polymers Po dokładnym odtłuszczeniu i wypłukaniu powierzchni przeprowadzono operację uczulania, która ma na celu zaadsorbowanie na powierzchni odtłuszczonego i wytrawionego polimeru jonów Sn(II), natomiast dalsza aktywacja potrzebna jest do osadzenia niewielkich ilości metalu palladu w miejsce uprzednio zaadsorbowanych jonów Sn(II) wg reakcji (1): Pd(II) + Sn(II) Pd(0) + Sn(IV) (1) After careful degreasing and rinsing of the surface, sensitivisation was carried out which is aimed at adsorbing Sn(II) ions on the surface of degreased and digested polymer, and further activation is necessary for depositing small amounts of metal palladium in place of previously adsorbed Sn(II) ions in the reaction (1): Pd(II) + Sn(II) Pd(0) + Sn(IV) (1) The centres of palladium actively deposited on the surface of plastic are a catalyst in the reaction of plating with Ni-(P) in the process of chemical nickel Transactions of FRI 3/2013 47

M. Jesiotr, M. Tarnowski, B. Kucharska, D. Myszka, T. Wierzchoń: Nakładanie warstw niklowych na modele... dania powłoki Ni-(P) w procesie niklowania chemicznego [5, 6]. W konsekwencji skutkuje to uzyskaniem cienkiej i ciągłej powłoki na całej powierzchni polimeru warunkującej przewodnictwo elektryczne. Przygotowane w ten sposób podłoża badanych polimerów zostały poddane elektrochemicznemu niklowaniu w dwóch rodzajach kąpieli pozwalających na uzyskanie różnych struktur otrzymanych powłok niklowych. plating [5, 6]. In consequence, it results in obtaining a thin, continuous coating on the whole surface of the polymer to facilitate electrical conductivity. The thus prepared polymer substrates have been subject to nickel electrochemical plating in two types of baths allowing for a variety of structures of the obtained nickel layers. Tabela 2. Parametry techniczne poszczególnych procesów niklowania Table 2. Technical parameters of the particular processes of nickel plating Typ kąpieli / Type of bath Uczulanie powierzchni / Sensitivization of the surface Aktywacja powierzchni / Activation of the surface Niklowanie chemiczne / Chemical nickel plating Niklowanie elektrochemiczne mikro / Electrochemical nickel plating micro Niklowanie elektrochemiczne nano / Electrochemical nickel plating nano Czas/Time min Temperatura/ Temperature C ph Gęstość prądu / Current density A/dm 2 3 20 2,4-3 20 2,2-5 50 5,99-24 60 5,53 3 24 60 2,1 3 Na rysunkach 2 5 przedstawiono mikrostrukturę na przekroju próbek oraz morfologię powierzchni wytworzonych warstw. Z tej analizy wynika, że powłoki mają grubość od kilku do kilkudziesięciu mikrometrów (< 30 µm) grubości. Różnią się również znacznie w zależności od rodzaju podłoża polimerowego, jak również w zależności od parametrów procesu, tzn. mikro czy nano. Warstwy na powierzchniach polimerów: ABS i HIPS są jednorodne. Na powierzchniach o większej chropowatości Ra, dla tworzyw: PMMA oraz PA, warstwy mają inny charakter. Wypełniają wkłęsłości i wypukłości powierzchni w sposób względnie równomierny, ale np. na PMMA (rys. 4) pojawiają się nieciągłości. Szczególnie interesujące z punktu widzenia właściwości odlewniczych i stosowania technik szybkiego prototypowania, zachowuje się powierzchnia drukowana z poliamidu (PA). Warstwa dokładnie wypełnia nawet głębokie zagłębienia i szczelnie pokrywa powierzchnię o znacznej chropowatości (rys. 5). W tabeli 3 przedstawiono wyniki pomiarów chropowatości powierzchni charakteryzowanej przez współczynnik Ra. Pomiarów dokonano na powłokach niklowych typu mikro i nano, oraz dla stanów wyjściowych wszystkich badanych polimerów. Zauważalna jest tendencja do zmniejszania się wartości Ra dla polimerów o rozwiniętej powierzchni (PA i PMMA) po nałożeniu powłok oraz do wzrostu chropowatości dla polimerów ABS i HIPS, również po obróbce galwanicznej. Figures 2 5 present the microstructure of the section of the samples and the morphology of the surface of the produced layers. The analysis shows that the layers are from several to several tens of micrometers (< 30 µm) thick. They differ significantly also depending on the type of the polymer base, as well as on the parameters of the process i.e. micro or nano. Layers on the surface of the polymers: ABS and HIPS are homogeneous. On the surface with greater roughness Ra, for polymers: PMMA and PA, the layers have a different quality. They fill the concavities and convexities of the surface in a relatively uniform way but, e.g., on PMMA (Fig. 4), discontinuities are visible. Of particular interest in terms of the properties of casting and the use of rapid prototyping techniques, is the behaviour on the printed surface of the polyamide (PA). The layer precisely fills even deep cavities and tightly covers the surface to ensure significant roughness (Fig. 5). Table 3 presents the results of the measurements of the surface roughness characterised by the Ra coefficient. The measurements were made on the nickel layers of micro and nano type, and for the initial states of all tested polymers. Noticeable is the tendency to reduce the Ra value for polymers having high surface area (PA and PMMA) after application of the coating and increasing the roughness of the polymers of the ABS and HIPS, even after galvanizing. 48 Prace IOd 3/2013

M. Jesiotr, M. Tarnowski, B. Kucharska, D. Myszka, T. Wierzchoń: Nickel layer deposition on investment casting... a) b) Rys. 2. Morfologia powierzchni (a) i przekrój powłoki niklowej (b) na tworzywie ABS Fig. 2. Morphology of the surface (a) and the section of the nickel layer (b) on ABS a) b) Rys. 3. Morfologia powierzchni (a) i przekrój powłoki niklowej (b) na tworzywie HIPS Fig. 3. Morphology of the surface (a) and the section of the nickel layer (b) on HIPS a) b) Rys. 4. Morfologia powierzchni (a) i przekrój powłoki niklowej (b) na tworzywie PMMA Fig. 4. Morphology of the surface (a) and the section of the nickel layer (b) on PMMA Transactions of FRI 3/2013 49

M. Jesiotr, M. Tarnowski, B. Kucharska, D. Myszka, T. Wierzchoń: Nakładanie warstw niklowych na modele... a) b) Rys. 5. Morfologia powierzchni (a) i przekrój powłoki niklowej (b) na tworzywie PA Fig. 5. Morphology of the surface (a) and the section of the nickel layer (b) on PA Tabela 3. Pomiar parametru Ra chropowatości powierzchni dla badanych powłok niklowych Table 3. Measurement of Ra coefficient of roughness of surface for the studied nickel layers ABS HIPS Pomiar Ra / Ra measurement mikro/ micro nano/ nano stan wyjściowy / preconditions mikro/ micro nano/ nano stan wyjściowy / preconditions 1 1,9 1,05 0,53 1,79 1,12 1,14 2 1,58 0,97 0,14 1,73 1,21 1,15 3 1,05 1,2 0,4 1,27 1,13 1,12 Średnia wartość / Average value 1,51 1,07 0,36 1,60 1,15 1,14 PA PMMA Pomiar Ra / Ra measurement mikro/ micro nano/ nano stan wyjściowy / preconditions mikro/ micro nano/ nano stan wyjściowy / preconditions 1 13,29 11,41 15,24 2,83 1,79 3,43 2 13,59 11,86 13,26 2,77 1,9 3,52 3 13,7 11,92 12,6 2,97 1,85 3,97 Średnia wartość / Average value 13,53 11,73 13,70 2,86 1,85 3,64 Z technologicznego punktu widzenia istotny jest efekt zmniejszania się parametru chropowatości dla powierzchni polimerów, które w stanie wyjściowym posiadały bardziej rozwiniętą powierzchnię. Uzyskany efekt wygładzania powierzchni poprawia odwzorowanie modelu. From a technological point of view, it is essential to reduce the effect of the surface roughness parameter of polymers which in the initial state have a more developed surface. The resulting effect of smoothing of the surface Improves the reproduction of the model. 50 Prace IOd 3/2013

M. Jesiotr, M. Tarnowski, B. Kucharska, D. Myszka, T. Wierzchoń: Nickel layer deposition on investment casting... Podsumowanie wyników Poprzez zastosowanie chemicznego autokatalitycznego osadzania niklu na uprzednio aktywowanych podłożach z materiałów polimerowych możliwe jest wytworzenie warstwy niklowej o określonej grubości na drodze niklowania elektrochemicznego. W każdym z przypadków, rozpatrywanych dla poszczególnych polimerów wytworzono ciągłą powłokę metaliczną o określonej chropowatości i grubości w zależności od topografii powierzchni oraz od rodzaju użytego elektrolitu. (Powłoka niklowa podczas zalewania formy ulega połączeniu o charakterze dyfuzyjnym z odlewem. Stwierdzono, większe rozwinięcie powierzchni powłoki niklowej przy zastosowaniu niklowania elektrochemicznego w kąpieli typu mikro. Powłoki niklowe zwiększyły chropowatość powierzchni polimerów o niskim parametrze Ra w stanie wyjściowym. Natomiast w przypadku materiałów polimerowych o wysokiej chropowatości (PMMA oraz PA), powłoka niklowa spowodowała wypełnienie nierówności powierzchni materiału, co skutkowało zmniejszeniem parametru chropowatości Ra. Zastosowanie tak zmodyfikowanych modeli odlewniczych na bazie tworzyw sztucznych stwarza nowe możliwości w procesach odlewnictwa precyzyjnego w aspekcie kształtowania ich warstwy wierzchniej. Podziękowania Pracę wykonano w ramach realizacji projektu badawczego numer UMO-2011/03/N/ST8/05573 finansowanego przez Narodowe Centrum Nauki. Summary of the results Through the use of autocatalytic chemical deposition of nickel on pre-activated surfaces of polymeric materials it is possible to produce a nickel layer of a certain thickness by means of electrochemical nickel plating. In each of the cases examined for each polymer, a continuous metallic coating of a certain roughness and thickness was produced depending on the topography and the type of electrolyte used. The nickel-plated mould during casting acts in combination with cast diffusion. It was found that greater development of the surface of the nickel layer is obtained by using an electrochemical nickel plating bath of micro type. The nickel layers increased the roughness of the surfaces of the polymers with low values of the Ra parameter in the initial state. And in the case of polymers with high roughness parameters (PMMA and PA), the nickel layer caused filling the surface roughness of the material which caused a lowering of the Ra parameter. The use of such modified casting models based on plastics creates new opportunities in the precision casting process in terms of the formation of the surface layer. Acknowledgments The work was carried out in the framework of the research project number UMO-2011/03/N/ST8/05573 financed by the National Science Center. Literatura/References 1. Haratym R. (1997). Procesy odlewania precyzyjnego w formy ceramiczne. Warszawa: Tempus. 2. Saechtling H. (2000). Tworzywa sztuczne. Warszawa: Wydawnictwo Naukowo-Techniczne. 3. Praca zbiorowa (2006). Poradnik galwanotechnika. Warszawa: Wydawnictwo Naukowo-Techniczne. 4. Bonora P. L., Lekka M., Creazzi L. (2003). Nanotechnologia w powłokach. Ochrona przed Korozją, 46(4), 130 131. 5. Kucharska B., Trzaska M. (2010). Odporność korozyjna warstw kompozytowych Ni-P/MoS2 wytwarzanych metodą redukcji chemicznej na aluminium. Ochrona przed Korozją, 43(11), 590 592. 6. Weber J. A., Socha J. (2008). Podstawy elektroosadzania powłok metalowych. Warszawa: Instytut Mechaniki Precyzyjnej Monografie. Transactions of FRI 3/2013 51

PRACE INSTYTUTU ODLEWNICTWA TRANSACTIONS OF FOUNDRY RESEARCH INSTITUTE Volume LIII Year 2013 Number 3 DOI: 10.7356/iod.2013.15 Wpływ modyfikacji na strukturę i udarność mosiądzu aluminiowego CuZn30Al3 Influence of modification on the structure and impact strength of aluminium brass CuZn30Al3 Ferdynand Romankiewicz, Remigiusz Romankiewicz Uniwersytet Zielonogórski, Wydział Mechaniczny, ul. Prof. Z. Szafrana 4, 65-516 Zielona Góra University of Zielona Góra, Faculty of Mechanical Engineering, ul. Prof. Z. Szafrana 4, 65-516 Zielona Góra E-mail: f.romankiewicz@ibem.uz.zgora.pl Streszczenie Badania nad modyfikacją mosiądzu aluminiowego CuZn30Al3 wykazały, że stosowane łącznie dodatki 0,01 0,02% boru i 0,025 0,05% tytanu spowodowały korzystną zmianę struktury badanego stopu. W efekcie tego nastąpił istotny wzrost udarności mosiądzu spowodowany zmianą charakteru przełomu. Zwiększył się udział przełomu plastycznego. Słowa kluczowe: modyfikacja, struktura, mosiądz aluminiowy Abstract Studies on the modification of aluminum brass CuZn30Al3 have shown that the additives used in combination 0.01 0.02% boron and 0.025 0.05% titanium resulted in a favorable change in the structure of the tested alloy. As a result, there has been a significant increase in impact strength caused by changes in the character brass breakthrough. There has been an increase in the contribution of the ductile fracture. Key words: modification; structure; aluminium brass Wprowadzenie Mosiądz aluminiowy CuZn30Al3 cechuje się dobrymi właściwościami odlewniczymi, dobrą odpornością na korozję i na ścieranie oraz dobrą skrawalnością. Jest stosowany na armaturę i części maszyn dla przemysłu okrętowego [1, 2]. Odlewy z tego mosiądzu wykazują jednak strukturę mniej korzystną aniżeli aluminiowe mosiądze wieloskładnikowe z udziałem żelaza i manganu. Uzasadnia to celowość badań nad możliwością rozdrobnienia struktury i poprawą właściwości mechanicznych tego mosiądzu poprzez modyfikację [3, 4]. Opis badań Badania nad modyfikacją mosiądzu aluminiowego CuZn30Al3 przeprowadzono na stopie o składzie: 66,8% Cu, 2,63% Al, 0,12% Sb, 0,06% Fe, 0,05% Pb, 0,02% Sn, 0,031% Si i 0,01% Ni, reszta Zn. Zabiegi modyfikacji przeprowadzono przy przegrzaniu Introduction Aluminium brass CuZn30Al3 is characterized by good casting properties, good corrosion resistance and abrasion resistance and good machinability. It is used in the production of armature and machines parts for the marine industry [1, 2]. Aluminium brass castings show less favourable structure than multicomponent aluminium brasses involving iron and manganese. This justifies the desirability of research into the possibility of fragmentation of the structure and improving the mechanical properties of brass through modification [3, 4]. Description of the study The research on modification of aluminium brass CuZn30Al3 was conducted on an alloy of the following compositions: 66.8% Cu, 2.63% Al, 0.12% Sb, 0.06% Fe, 0.05% Pb, 0.02% Sn, 0.031% Si and 0.01% Ni; the remainder being Zn. The modification process was 53

F. Romankiewicz, R. Romankiewicz: Wpływ modyfikacji na strukturę i udarność mosiądzu aluminiowego CuZn30Al3 stopu do temperatury 1323 K (1050ºC). Do modyfikacji stopu stosowano bor w postaci wstępnego stopu CuB2 oraz tytan w postaci wstępnego stopu CuTi30 w ilościach podanych w tabeli 1. Próbki do badań odlewano po upływie 5 minut po dodaniu zapraw modyfikujących. Wpływ stosowanych dodatków na zmianę struktury mosiądzu oceniano na próbkach o średnicy 30 mm i wysokości 45 mm odlewanych w metalowej kokili podgrzewanej do temperatury 473 K. carried out with overheating the alloy to 1323 K (1050ºC). The alloy was modified with boron in the form of a preliminary alloy CuB2 and titanium in the form of a preliminary alloy CuTi30 in the amounts presented in Table 1. Samples for the research were cast after 5 minutes after adding modifying components. The impact of the used additives on the change of the brass structure was evaluated on samples of diameter 30 mm and height 45 mm cast in a metal mould heated to a temperature of 473 K. Tabela 1. Wpływ warunków modyfikacji na udarność mosiądzu CuZn30Al3 Table 1. The influence of the conditions of modification on impact strength of brass CuZn30Al3 Lp./Item Warunki modyfikacji / Conditions of modification Udarność/ Impact strength J/cm 2 1 Bez modyfikacji / No modification 42,9 2 Modyfikacja dodatkiem 0,02% B / Modification with 0.02% B 44,5 3 4 Modyfikacja dodatkiem 0,01% B i 0,025% Ti / Modification with 0.01% B and 0.025% Ti Modyfikacja dodatkiem 0,02% B i 0,05% Ti / Modification with 0.02% B and 0.05% Ti 50,0 54,0 Efekty modyfikacji oceniano w oparciu o badania metalograficzne oraz badania udarności wg PN-EN 10045-1:1944. The effects of the modification were assessed on the basis of metallographic tests and impact tests according to PN-EN 10045-1:1944. a) b) c) d) Rys. 1. Makrostruktura próbek mosiądzu aluminiowego CuZn30Al3 (pow. 1 ): a) bez dodatków, b) z dodatkiem 0,02% B, c) z dodatkiem 0,01% B i 0,025% Ti, d) z dodatkiem 0,02% B i 0,05% Ti Fig. 1. Macrostructure of samples of aluminium brass CuZn30Al3 (over 1 ): a) without additives, b) with the addition of 0.02% B, c) with the addition of 0.01% B and 0.025% Ti, d) with the addition of 0.02% B and 0.05% Ti 54 Prace IOd 3/2013

F. Romankiewicz, R. Romankiewicz: Influence of modification on the structure and impact strength of aluminium brass Wpływ modyfikacji na zmianę makrostruktury mosiądzu ilustruje rysunek 1. Stop w stanie niemodyfikowanym (rys. 1a) wykazuje strukturę o charakterze ziaren kolumnowych usytuowanych promieniowo. Centralna strefa próbki wykazuje duże ziarna równoosiowe. Zabieg modyfikacji mosiądzu dodatkiem 0,02% B (rys. 1b) spowodował zadowalające rozdrobnienie struktury do postaci drobnych równoosiowych ziaren. Łączne dodatki 0,01% B i 0,025% Ti (rys. 1c) spowodowały dalszy wzrost skuteczności rozdrobnienia struktury. Dalsze zwiększenie ilości dodatków modyfikujących do 0,02% B i 0,05% Ti (rys. 1d) nie spowodowało istotnej zmiany stopnia rozdrobnienia struktury. Wpływ modyfikacji na zmianę mikrostruktury mosiądzu ilustruje rysunek 2. Wynika z niego, że mosiądz bez modyfikacji (rys. 2a) cechuje się dużym udziałem iglastych wydzieleń fazy α o równoległym rozmieszczeniu. W próbce stopu modyfikowanego dodatkiem 0,02% B (rys. 2b) występuje większy udział drobnych wydzieleń fazy α. Łączny dodatek 0,01% B i 0,025% Ti (rys. 2c) spowodował rozdrobnienie oraz zwiększenie udziału fazy α. Zwiększenie ilości dodatków do 0,02% B i 0,05% Ti (rys. 2d) nie spowodowało istotnej zmiany mikrostruktury mosiądzu. The influence of the modifications on the change of the brass macrostructure is illustrated in Figure 1. The unmodified alloy (Fig. 1a) shows a structure of columnar grains laid out radially. The central part of the sample shows large, equiaxial grains. The procedure of modifying brass with the addition of 0.02% B (Fig. 1b) caused satisfactory fragmentation of the structure to form fine equiaxed grains. The combined addition of 0.01% B and 0.025% Ti (Fig. 1c) caused a further increase in the effectiveness of fragmentation of the structure. Further addition of modifying additives 0.02% B and 0.05% Ti (Fig. 1d) did not cause any significant increase in fragmentation of the structure. The influence of the modification on the change in the structure of brass is illustrated in Figure 2. It shows that brass without modification (Fig. 2a) is characterized by a high proportion of coniferous α phase precipitates in a parallel arrangement. In the sample of the alloy modified with 0.02% B (Fig. 2b) there is a higher proportion of fine precipitates of phase α. Combined addition of 0.01% B and 0.025% Ti (Fig. 2c) caused fragmentation and an increase of the share of phase α. Further addition of modifying additives 0.02% B and 0.05% Ti (Fig. 2d) did not cause any significant change to the microstructure of brass. a) b) c) d) Rys. 2. Mikrostruktura próbek mosiądzu aluminiowego CuZn30Al3 (pow. 250 ): a) bez dodatków, b) z dodatkiem 0,02% B, c) z dodatkiem 0,01% B i 0,025% Ti, d) z dodatkiem 0,02% B i 0,05% Ti Fig. 2. Microstructure of samples of aluminium brass CuZn30Al3 (over 250 ): a) without additives, b) with the addition of 0.02% B, c) with the addition of 0.01% B and 0.025% Ti, d) with the addition of 0.02% B and 0.05% Ti Transactions of FRI 3/2013 55

F. Romankiewicz, R. Romankiewicz: Wpływ modyfikacji na strukturę i udarność mosiądzu aluminiowego CuZn30Al3 Badania nad wpływem modyfikacji na udarność próbek mosiądzu CuZn30Al3 (tabela 1) wykazały dużą zgodność osiągniętych wskaźników udarności z przedstawionymi zmianami mikrostruktury. Wynika z nich, że próbki mosiądzu modyfikowanego dodatkami boru i tytanu wykazały silny wzrost udarności. Wpływ ten można zaobserwować na rysunku 3, na którym zauważa się silniejsze rozwinięcie profilu przełomu próbek mosiądzu z dodatkami boru i tytanu (rys. 3c i 3d). Jest to związane z większym udziałem plastycznej fazy α w tych próbkach. The research on the influence of modifications on the impact strength of brass CuZn30Al3 samples (Table 1) showed a large convergence of impact indicators of the reported microstructure. These indicate that the samples of brass modified with boron and titanium additives showed a strong increase in impact strength. This influence can be observed in Figure 3, which points to a stronger development of breakthrough profile of brass samples with additions of boron and titanium (Fig. 3c and 3d). It is connected with a greater proportion of plastic phase α in these samples. a) b) c) d) Rys. 3. Profile przełomów próbek mosiądzu aluminiowego CuZn30Al3: a) bez dodatków, b) z dodatkiem 0,02% B, c) z dodatkiem 0,01% B i 0,025% Ti, d) z dodatkiem 0,02% B i 0,05% Ti Fig. 3. Profiles of the sections of samples of aluminium brass CuZn30Al3: a) without additives, b) with the addition of 0.02% B, c) with the addition of 0.01% B and 0.025% Ti, d) with the addition of 0.02% B and 0.05% Ti Wpływ modyfikacji na morfologię przełomów próbek mosiądzu ilustruje rysunek 4. Wynika z niego, że próbki mosiądzu modyfikowanego cechują się bardziej urzeźbionym stanem powierzchni przełomu. Dotyczy to zwłaszcza próbek mosiądzu modyfikowanego dodatkami boru i tytanu (rys. 4c i 4d). The influence of the modifications on the morphology of the brass samples is illustrated in Figure 4. It shows that the samples of modified brass are characterized by a more carved surface of the section. It refers mainly to the samples of brass modified with boron and titanium additives (Fig. 4c and 4d). 56 Prace IOd 3/2013

F. Romankiewicz, R. Romankiewicz: Influence of modification on the structure and impact strength of aluminium brass a) b) c) d) Rys. 4. Morfologia przełomów próbek mosiądzu aluminiowego CuZn30Al3: a) bez dodatków, b) z dodatkiem 0,02% B, c) z dodatkiem 0,01% B i 0,025% Ti, d) z dodatkiem 0,02% B i 0,05% Ti Fig. 4. Morphology of the sections of samples of aluminium brass CuZn30Al3: a) without additives, b) with the addition of 0.02% B, c) with the addition of 0.01% B and 0.025% Ti, d) with the addition of 0.02% B and 0.05% Ti Wnioski Badania wykazały, że modyfikacja mosiądzu aluminiowego CuZn30Al3 dodatkami boru oraz boru i tytanu zapewnia dobry efekt modyfikacji. Dodatki 0,01 0,02% boru i 0,025 0,05% tytanu spowodowały korzystne rozdrobnienie struktury mosiądzu oraz wzrost udziału plastycznej fazy α. W efekcie tych zmian nastąpił istotny wzrost udarności próbek badanego mosiądzu przy wyraźnym zwiększeniu udziału przełomu plastycznego. Conclusions The research showed that modification of aluminium brass CuZn30Al3 with boron, and boron and titanium provides a good effect of modification. Addition of 0.01 0.02% boron and of 0.025 0.05% titanium caused favourable fragmentation of the structure of brass and an increase of the plastic phase α. In effect a significant increase of impact strength of the samples of the tested brass occurred with a clear increase in the proportion of the plastic section. Literatura/References 1. Górny Z. (1989). Odlewnicze stopy metali nieżelaznych. Warszawa: Wydawnictwo Naukowo-Techniczne. 2. Górny Z., Sobczak J. (2005). Nowoczesne tworzywa odlewnicze na bazie metali nieżelaznych. Kraków: Wydawnictwo ZA-PIS. 3. Romankiewicz F., Rybakowski M. (1995). Einfluss der Kornfeinung auf das Gefüge und die Zugfestigkeit von Aluminiummessing CuZn30Al3. Praktische Metallographie, Series: Fortschritte in der Metallographie: Progress in Metallography, 27, 277 280. 4. Romankiewicz F. (1999). Modyfikacja miedzi i jej stopów. Poznań-Zielona Góra: Komisja Nauki o Materiałach PAN, Oddział w Poznaniu, Politechnika Zielonogórska. Transactions of FRI 3/2013 57

PRACE INSTYTUTU ODLEWNICTWA TRANSACTIONS OF FOUNDRY RESEARCH INSTITUTE Volume LIII Year 2013 Number 3 DOI: 10.7356/iod.2013.16 KONSTRUKCJA PALETY PODSTAWOWEJ OPRZYRZĄDOWANIA TECHNOLOGICZNEGO DO OBRÓBKI CIEPLNEJ STRUCTURE OF GUIDE GRATE IN HEAT TREATMENT TECHNOLOGICAL EQUIPMENT Andrzej Drotlew 1, Małgorzata Garbiak 1, Jerzy Kubicki 1, Bogdan Piekarski 1, Paweł Siluk 2 1 Zachodniopomorski Uniwersytet Technologiczny w Szczecinie, Wydział Inżynierii Mechanicznej i Mechatroniki, Instytut Inżynierii Materiałowej, Al. Piastów 17, 70-310 Szczecin 2 Kabel-Technik-Polska Spółka z o.o., ul. Pławieńska 5, 78-550 Czaplinek 1 West Pomeranian University of Technology Szczecin, Faculty of Mechanical Engineering and Mechatronics, Institute of Material Engineering, 17 Piastów Ave., 70-310 Szczecin 2 Kabel-Technik-Polska Spółka z o.o., ul. Pławieńska 5, 78-550 Czaplinek E-mail: bpiekarski@ps.pl Streszczenie W pracy przedstawiono sposób postępowania umożliwiający ilościową ocenę porównawczą elastyczności różnych rozwiązań konstrukcyjnych odlewu palety podstawowej. Paleta podstawowa jest głównym elementem wchodzącym w skład konstrukcji wszystkich typów oprzyrządowania technologicznego służącego do ułożenia i transportu wsadu w piecu podczas zabiegów obróbki cieplnej. Jest ażurową i cienkościenną konstrukcją. Określono wartość sił i naprężeń tworzących się w zaproponowanych konstrukcjach palety wskutek ich odkształcenia o zadaną wartość. Na tej podstawie wskazano najkorzystniejsze rozwiązania jej konstrukcji. Słowa kluczowe: żarowytrzymałe staliwo austenityczne, odlewy dla zakładów obróbki cieplnej, palety Abstract The paper presents a procedure that allows a quantitative comparative assessment of the flexibility of different design solutions of guide grate cast. Guide grate is an essential component part in all types of technological equipment structures used for arranging and transporting charge in furnaces during heat treatment. It is an openwork and thin-walled construction element. Values of forces and stresses created in the proposed guide grates due to deformation are specified. On this basis, the most advantageous structure solutions are indicated. Keywords: creep resistant austenitic cast steel, castings for heat treatment plants, grates Wprowadzenie Żarowytrzymałe elementy wyposażenia pieców do obróbki cieplnej dzieli się na dwie grupy [1 4]: 1. Oprzyrządowanie technologiczne służące do uformowania i transportu wsadu. Zalicza się do niego: palety podstawowe (rys. 1) i pośrednie, kosze oraz zawieszki. Ich kształt zależy przede wszystkim od kształtu, wielkości i ilości części obrabianych cieplnie, a zewnętrzne wymiary dostosowane są do kształtu i rozmiarów komory roboczej pieca. 2. Elementy konstrukcyjne pieców. Są nimi zamontowane w piecu na stałe takie części, jak: wirniki, rury promieniujące czy tory rolkowe (rys. 1). Ich Introduction The creep resistant elements of equipment of heat treatment furnaces can be divided into two groups [1 4]: 1. Technological equipment used to arrange and transport charge. It includes: guide grates (Fig. 1), intermediate grates, and baskets and hangers. Their shape depends primarily on the shape, size and number of heat treated parts, and the external dimensions are adjusted to the shape and size of the working chamber of the furnace. 2. Structural elements of furnaces. These are the elements permanently fixed in furnaces such as: 59

A. Drotlew, M. Garbiak, J. Kubicki, B. Piekarski, P. Siluk: Konstrukcja palety podstawowej oprzyrządowania kształt wynika z pełnionych funkcji, a wymiary uzależnione są od wielkości komory pieca i jego typu. rotors, radiant tubes or roller tracks (Fig. 1). Their shape results from their function, and the dimensions depend on the size of the chamber of the furnace and its type. Rys. 1. Żarowytrzymałe elementy wyposażenia pieca komorowego do nawęglania Fig. 1. Creep resistant equipment parts of a chamber furnace for carburising Elementy wyposażenia pieców wykonuje się głównie z żarowytrzymałych stopów o osnowie austenitycznej, odlewniczych, jak i przerobionych plastycznie. Kształt większości elementów sprawia, że najprostszą i najtańszą techniką ich wytwarzania jest odlewanie [1 5]. Analiza trwałości żarowytrzymałego wyposażenia pieców pozwala na stwierdzenie, że trwałość oprzyrządowania technologicznego jest wielokrotnie niższa niż trwałość elementów konstrukcyjnych [1 5]. Odlewy elementów oprzyrządowania technologicznego, poza nielicznymi wyjątkami, wykonywane są metodą odlewania grawitacyjnego w formach piaskowych. Formowane są ręczne lub maszynowo [4]. Poprawne zaprojektowanie oprzyrządowania ma decydujące znaczenie dla kosztów eksploatacji pieców. Wynika to z następujących faktów [1, 4]: ukształtowanie oprzyrządowania zależy głównie od rodzaju i kształtu części obrabianych cieplnie, co powoduje, że w większości przypadków jest ono w części lub w całości projektowane indywidualnie, obecność oprzyrządowania w komorze pieca wpływa zarówno na wydajność, jak i przebieg procesu obróbki cieplnej, ponieważ jego masa stanowi nawet do 50% masy wsadu załadowywanego do pieca, awaria oprzyrządowania w piecu może spowodować bardzo duże straty. W przypadku, gdy jego uszkodzenie spowoduje zablokowanie pieca, zachodzi konieczność jego wyłączenia i ostudzenia w celu usunięcia wsadu. Zwykle też brakuje się części obrabiane cieplnie. The elements of the equipment of furnaces are usually made of creep resistant alloys with austenitic matrix, cast as well as wrought. The shape of the majority of the elements makes casting the easiest and the cheapest method of manufacturing them [1 5]. The analysis of resistance of the creep resistant elements of equipment of furnaces leads to the conclusion that the durability of technological equipment is many times lower than the durability of structural elements [1 5]. Casts of the elements of technological equipment, with a few exceptions, are made by gravity casting in sand molds. They are manually or machine formed [4]. The correct design of the equipment is critical as far as the operating costs of furnaces are concerned. It results from the following facts [1, 4]: the shaping of the equipment depends mainly on the type and shape of the heat treated parts which results in it being partially or as a whole designed individually, the presence of the equipment in the chamber of a furnace influences both the performance as well as the course of the process of heat treatment, because its weight is up to 50% of the charge weight loaded to the furnace, failure of equipment in the furnace may result in very large losses. In the case when its damage causes blockage of the furnace it is necessary to turn it off and cool down to remove the charge. The heat-treated parts are also usually scraped. 60 Prace IOd 3/2013

A. Drotlew, M. Garbiak, J. Kubicki, B. Piekarski, P. Siluk: Structure of guide grate in heat treatment technological Konstrukcja palety podstawowej Paleta podstawowa jest bazowym elementem wchodzącym w skład konstrukcji oprzyrządowania technologicznego [1 6]. Ma masę od 8 kg do 120 kg i więcej. Odlew palety podstawowej, ze względu na kształt należy zaliczyć do grupy odlewów płaskich typu rama/kratownica wytwarzanych z udziałem licznych, prostych rdzeni. Rozmiary oraz zwykle cienkościenna, ażurowa struktura geometryczna sprawiają jednak, że jest to odlew trudny zarówno konstrukcyjnie, jak i technologicznie. Wynika to głównie z faktu, że dla zapewnienia dobrej trwałości i niezawodności należy dostosować jego konstrukcję do warunków pracy w zmiennym polu temperatury, uwzględniając jednocześnie odpowiednią współpracę z innymi elementami oprzyrządowania technologicznego. Paleta ma kształt prostokąta, kwadratu lub koła w wyniku dopasowania jej do kształtu podstawy komory pieca (np. pieca komorowego rys. 1, przepychowego czy wgłębnego). Wnętrze palety jest wypełniane ściankami, których wzajemny układ może uwzględniać ilość, kształt i wymiary części obrabianych cieplnie. Stosuje się ścianki proste, bądź ścianki ukształtowane w proste figury. W takich konstrukcjach są obecne wszystkie rodzaje rozwiązań połączeń ścianek typu X, T, Y, V, L oraz І (rys. 2). Przyjęcie określonego rozwiązania zależy od warunków eksploatacji oprzyrządowania [1 5]. Construction of guide grate A guide grate is a basic element of the construction of the technological equipment [1 6]. It weighs from 8 kg to 120 kg and more. The guide grate cast due to its shape is included in the group of flat casts of frame/truss type produced with the participation of numerous simple cores. The size and usually thin-walled and openwork construction make this cast a difficult type both in terms of construction and technology. It results mainly from the fact that in order to provide appropriate durability and reliability its construction should be adjusted to the conditions of work in variable temperature field, taking into account simultaneous appropriate cooperation with other elements of the technological equipment. A grate can be rectangular, square or circular due to its adjustment to the shape of the base of the furnace (e.g. chamber furnace Fig. 1, pusher furnace or pit furnace). The inside of the grate is filled with walls whose layout can take into account the number, shape and dimensions of the heat-treated parts. Straight walls are used or walls formed in simple shapes. In such constructions there are all types of joints between walls of X, T, Y, V, L and І type (Fig. 2). The choice of the given solution depends on the conditions of use of the equipment [1 5]. Rys. 2. Typowe połączenia ścianek odlewu ażurowego wg [7]: a) krzyżowe połączenie typu X, b) plaster miodu Y, c) faliste T Fig. 2. Standard joints of the openwork cast walls acc. to [7]: a) cross X type joint, b) honey comb Y, c) wavy T W obszarach łączenia ścianek odlewów, ze względu na większe skupienie masy metalu (węzły cieplne), wzrasta prawdopodobieństwo tworzenia się wad wewnętrznych rzadzizn i jam usadowych. Ograniczenie objętości węzła cieplnego dokonuje się przez odpowiedni dobór promieni technologicznych i stosowanie wybrań w materiale odlewu (rys. 3). Zasady konstruowania odlewanych maszyn i urządzeń wskazują praktyczne przykłady sposobów zmniejszania objętości węzłów cieplnych w odlewach [4 8]. In the areas of joint of the walls of the cast, due to greater concentration of metal mass (hot spots) the likelihood of formation of internal defects microshrinkages and shrinkage cavities increases. Limiting the volume of the hot spot is accomplished by proper selection of radiation technology and applying recesses in the material of the cast (Fig. 3). The rules of construction of cast machines and equipment show practical methods of decreasing the volume of hot spots in casts [4 8]. Transactions of FRI 3/2013 61

A. Drotlew, M. Garbiak, J. Kubicki, B. Piekarski, P. Siluk: Konstrukcja palety podstawowej oprzyrządowania Przykłady rozwiązań konstrukcji poszczególnych fragmentów palety zwiększających jej trwałość przedstawia rysunek 3. The examples of construction of the individual elements of grates increasing its durability are presented in Figure 3. Rys. 3. Rozwiązania konstrukcyjne zwiększające trwałość palety: 1 rozcięcie w pasie zewnętrznym, 2 żebra wzmacniające, 3 i 5 wybrania w materiale odlewu zmniejszające objętość węzła cieplnego, 4 wygięcie odprężające Fig. 3. Design solutions increasing grate durability: 1 outer wall cut, 2 strengthening ribs, 3 and 5 recess of cast material diminishing the volume of hot spot, 4 stress relieving camber Konstrukcja oprzyrządowania technologicznego odpowiada warunkom krzepnięcia jednoczesnego, dlatego podczas jego projektowania należy unikać rozwiązań sprzyjających tworzeniu się w odlewach wad wewnętrznych oraz nadmiernych naprężeń odlewniczych. Mogą one stwarzać niebezpieczeństwo powstawania odkształceń i pęknięć w konstrukcji palety w czasie stygnięcia [8]. Usunięcie lokalnego zwiększenia objętości i masy odlewu sprzyja jednocześnie poprawie równomierności jego nagrzewania się/chłodzenia podczas obróbki cieplnej. Zmniejsza to prawdopodobieństwo powstawania dużej koncentracji naprężeń w tych obszarach konstrukcji w porównaniu do obszarów sąsiednich (wartości naprężeń cieplnych w grubych i cienkich ściankach odlewu są odwrotnie proporcjonalne do pola powierzchni przekrojów ścianek). Charakterystyka obiektu badań. Cel pracy i jej zakres Artykuł przedstawia sposób postępowania w trakcie opracowania skutecznych procedur umożliwiających rzetelną ocenę rozwiązań konstrukcyjnych na etapie ich projektowania. Przemyślenia zostały wywołane koniecznością zaprojektowania dla jednej z dużych firm samochodowych na terenie Polski, nowej palety podstawowej wykorzystywanej w budowie różnych wariantów oprzyrządowania służącego do formowaniu wsadu podlegającego obróbce cieplno-chemicznej. Programy komputerowe do symulacji różnego rodzaju procesów są w stanie wskazać miejsca, The construction of the technological equipment meets the requirements of simultaneous coagulation, thus during the process of designing it solutions facilitating formation of internal defects in castings and excessive stresses should be avoided. They may pose a danger with the creation of deformations and cracks in the construction of grates during cooling [8]. Removing the local increase of volume and weight of the cast at the same time facilitates the improvement of its uniformity of heating/cooling during heat treatment. It decreases the probability of large concentration of stresses in these areas of a construction compared to neighbouring areas (values of thermal stresses in thick and thin-walled castings are inversely proportional to the surface area of the wall sections). Characteristics of the object of the research. The aim of the work and its scope The article presents the procedure relating to the development of effective procedures for the reliable assessment of construction solutions when designing. The reflections have been caused by the need to design a new basic grate used in the construction of various elements of equipment used for the formation of the charge being subject to heat and chemical treatment in one of the large Polish car companies. Computer programmes simulating various processes are able to point to the areas where most probably problems will occur. However, in most cases they do not inform how to solve these problems. One 62 Prace IOd 3/2013

A. Drotlew, M. Garbiak, J. Kubicki, B. Piekarski, P. Siluk: Structure of guide grate in heat treatment technological w których najprawdopodobniej pojawią sie problemy. W większości przypadków nie informują jednak, jak te problemy rozwiązać. Można oczywiście działać na zasadzie prób i błędów, powoli zbliżając się do właściwego rozwiązania. Takie działanie jest jednak bardzo pracochłonne. W podejmowaniu właściwych decyzji z całą pewnością pomaga doświadczenie. Im większa wiedza i umiejętności projektanta, tym szybciej można opracować właściwe rozwiązanie konstrukcji danej palety. Proponowana analiza ma służyć poszerzeniu świadomości konstruktorów, którzy stawiają sobie za zadanie projektowanie elementów eksploatowanych w warunkach szybkich zmian temperatury. Obiekt badań paletę przedstawiono na rysunku 4a. Wchodzi ona w skład oprzyrządowania technologicznego (rys. 4b c). Elementami oprzyrządowania są jeszcze palety pośrednie, przekładki czy zawieszki w zależności od asortymentu części obrabianych cieplnie. Wsad układa się bądź zawiesza wewnątrz oprzyrządowania. Wprowadzenie dodatkowych elementów zwiększa stabilność załadowywanego wsadu, gwarantuje bardziej równomierny przepływ strumienia atmosfery piecowej, ale też jest czynnikiem podwyższającym ładowność oprzyrządowania [1 4]. can of course operate on the principle of trial and error, slowly approaching the appropriate solution. However, such a method is very labour-intensive. In making the right decisions experience certainly helps. The greater the knowledge and the skills of the designer, the faster the correct solution for the construction of a given grate can be developed. The proposed study is designed to expand the manufacturers awareness to set themselves the task of designing elements operating in conditions of rapid changes of temperature. The subject of the research the grate is presented in Figure 4a. It is one of the elements of the technological equipment (Fig. 4b c). The equipment also includes intermediate grates, dividers and hangers depending on the assortment of the heat treated parts. The charge is arranged or suspended inside the equipment. Introducing additional elements increases the stability of the loaded charge, guarantees more even flow of furnace atmosphere, but it is also a factor of increasing the loading capacity of the equipment [1 4]. Rys. 4. Paleta (a) i oprzyrządowanie technologiczne złożone z jej użyciem (b c) Fig. 4. Grate (a) and technological equipment with use of base grate (b c) Początkowe, dobre właściwości użytkowe oprzyrządowania ulegają degradacji podczas eksploatacji w piecu wskutek procesów [4]: starzenia, korozji wysokotemperaturowej oraz zmęczenia cieplnego. The initial, good performance characteristics of the equipment are subject to degradation during exploitation in the furnace due to the processes of [4]: aging, high temperature corrosion and thermal fatigue. Transactions of FRI 3/2013 63

A. Drotlew, M. Garbiak, J. Kubicki, B. Piekarski, P. Siluk: Konstrukcja palety podstawowej oprzyrządowania Końcowy efekt zniszczenia oprzyrządowania technologicznego wynika ze współdziałania ze sobą bądź nakładania się ww. procesów. W efekcie ich oddziaływania, w warstwie wierzchniej i we wnętrzu materiału, zachodzą przemiany fizykochemiczne niekorzystne dla jego właściwości, a następnie deformacja i/lub pękanie ścianek oprzyrządowania oraz ubytki jego fragmentów [4]. Uszkodzenia tworzące się w badanej palecie przedstawia rysunek 5. The final effect of damage of the technological equipment results from interaction or overlap of the mentioned processes. As a result of their impact on the surface and inside the material physical-chemical changes detrimental to its properties occur. Then deformation and/or cracking of the walls of the equipment as well as the loss of its fragments also occur [4]. The failures occurring in the researched grate are presented in Figure 5. Rys. 5. Paleta podstawowa (rys. 4) po roku eksploatacji: a) widok ogólny, b c) fragmenty Fig. 5. Base grate (Fig. 4) after 1-year exploitation: a) general view, b c) fragments Oprzyrządowanie technologiczne / paleta podstawowa podlega w piecu w trakcie eksploatacji gwałtownemu oddziaływaniu temperatury, co generuje duże gradienty temperatury w konstrukcji. Przy dużej ich wartości i sztywnej konstrukcji palety, może dochodzić do jej pękania. Proces ten może zostać przyspieszony wskutek korozyjnego oddziaływania atmosfery piecowej na przykład nawęglającej, co prowadzi do zmian właściwości materiału (rys. 6). Gdy wytrzymałość na rozciąganie materiału palety zostaje przekroczona podczas nagrzewania, wówczas dochodzi do pęknięć użebrowań wewnętrznych nagrzewający się szybko obrys zewnętrzny powoduje powstanie naprężeń rozciągających w wewnętrznych rejonach palety, a sam podlega ściskaniu. Kiedy taka sytuacja nastąpi podczas chłodzenia, wówczas dochodzi do tworzenia się pęknięć w obrysie zewnętrznym, ponieważ podlegał on rozciąganiu wskutek gwałtownego zmniejszania się wymiarów liniowych. Taki proces niszczenia palety można poprzeć wieloma przykładami pochodzącymi z praktyki inżynierskiej [4]. W warunkach rzeczywistych stan naprężeń jest inny wskutek zmiany właściwości fizycznych Instrumentation technology and the guide grate during operation in the furnace are subject to rapid thermal effects which generate large temperature gradients in the construction. When their values are high and the construction of the grate is stiff, cracks may occur. This process may be facilitated due to the corrosive impact of the furnace atmosphere for example carburising, which leads to change of the characteristics of the material (Fig. 6). When the tensile strength of the material is exceeded during heating it causes cracking of the internal ribs the fast heating outer contour causes tensile stresses in the internal areas of the material, while it is subject to compression. When such a situation occurs during cooling it causes cracks in the outer contour because it was subject to tension due to the rapid decrease in the linear dimensions. This process of grate degradation can be supported with many examples from engineering experience [4]. In real conditions the status of stress is different as a result of changes in the physical and mechanical properties of cast steel as a function of temperature (Fig. 6). The difference between the value of tensile stress, causing only plastic deformation (R 0.2 ), and 64 Prace IOd 3/2013

A. Drotlew, M. Garbiak, J. Kubicki, B. Piekarski, P. Siluk: Structure of guide grate in heat treatment technological i mechanicznych staliwa w funkcji temperatury (rys. 6). Różnica pomiędzy wartością naprężeń rozciągających, powodującą tylko odkształcenie plastyczne (R 0,2 ), a wartością naprężeń, powodującą zerwanie ciągłości materiału (R m ) jest bardzo duża w zakresie do 600 C dla materiału poddanego tylko oddziaływaniu temperatury (rys. 6a wyżarzanie). Natomiast już po 340 godzinach pracy w atmosferze nawęglającej (rys. 6a nawęglanie) różnice między wartościami tych naprężeń stają się minimalne i niezależne od wartości temperatury. Wynika to zarówno ze spadku wartości wytrzymałości na rozciąganie, jak również ze wzrostu granicy plastyczności dla materiału nawęglonego. the value of stress causing material discontinuity (R m ) is very large in the temperature range to 600 C for the material subject only to temperature (Fig. 6a annealing). However, after 340 hours of operation in the carburising atmosphere (Fig. 6a carburising) those differences between the values of these stresses become minimal and irrespective of temperature. It results both from the decrease of tensile strength and from the increase of the yield point for the carburised material. Rys. 6. Wpływ temperatury na właściwości mechaniczne staliwa G-X35NiCrSi36-18 (a) [9] oraz zmianę współczynnika rozszerzalności liniowej warstwy nawęglonej i nienawęglonym rdzeniu w staliwie G-X40CrNiSi25-20 (b) [10] Fig. 6. Influence of temperature on mechanical properties of cast steel G-X35NiCrSi36-18 (a) [9] and on the change of linear expansion coefficient of carburised zone and non carburised core of G-X40CrNiSi25-20 cast steel (b) [10] Prawidłowa konstrukcja palety powinna charakteryzować się dużą możliwością odkształceń sprężystych w płaszczyźnie poziomej i dużą sztywnością w kierunku pionowym. Plan badań, by możliwie szeroko przeanalizować to zagadnienie, podzielono na trzy etapy: 1. Ocenę zasadności zastępowania prostych ścianek żeber wewnętrznych prostymi figurami w celu zmniejszenia sztywności konstrukcji palety. 2. Uelastyczniania większych fragmentów konstrukcji palety poprzez zastępowanie łączenia ścianek pod kątem prostym, ściankami zakrzywionymi. 3. Analizę całej struktury geometrycznej palety przy różnym ukształtowaniu połączenia ścianek. Struktura geometryczna nowych rozwiązań palety, w porównaniu do jej wyjściowej postaci (rys. 4a) musiała zachować wymiary zewnętrzne oraz rozstaw otworów, z uwagi na współpracę z innymi elementami oprzyrządowania (rys. 4b c). W pierwszym etapie, który miał charakter jedynie poznawczy przeprowadzono analizę kształtu ścianek konstrukcji palety ze względu na możliwość sprężystego jej odkształcania pod wpływem powstających naprężeń (tab. 1). The correct construction of the grate should be characterized with high horizontal elasticity and high vertical stiffness. The plan of the research was divided into three stages to address the issue as widely as possible: 1. The assessment of the merits of replacing the straight walls internal ribs with simple shapes to decrease stiffness of the grate. 2. Flexibilisation of larger fragments of the grate structure by replacing wall joints at right angles with curved walls. 3. Analysis of the whole geometric structure of the grate with different shaping of the walls joints. The geometric structure of the new solutions for grates, compared to its initial form (Fig. 4a) had to maintain the outer dimensions and hole spacing due to integration with other elements of equipment (Fig. 4b c). In the first stage, which was only of a purely cognitive nature, the analysis of the shape of the walls of the grate construction was performed due to the possibility of plastic deformations because of occurring tensions (Table 1). Transactions of FRI 3/2013 65

A. Drotlew, M. Garbiak, J. Kubicki, B. Piekarski, P. Siluk: Konstrukcja palety podstawowej oprzyrządowania Tabela 1. Figury proste składające się na wewnętrzną konstrukcję palety (1 6) oraz wartości siły F wymuszającej odkształcenie L = 0,25 mm *) [11, 12] Table 1. Simple figures made up an inner structure of grate (1 6) and values of F force giving deformation L = 0.25 mm *) [11, 12] Rozmiar obrysu elementu / Size of the contour of the element, mm Figury proste / Simple figures 1 2 3 4 5 6 F, MN 50 50 85 12,5 11,5 10,2 8,9 0,75 75 50 57 10,5 9,3 7,5 7,5 0,65 50 75 85 3,8 3,6 3,3 2,7 0,19 *) Dla porównania poszczególnych elementów (1 6) przyjęto ujednolicone ich wymiary w osi X i Y 50 mm. Grubość ścianek i wymiary w osi prostopadłej do płaszczyzny rysunku (oś Z) przyjęto 7 mm. Symulację odkształcania wykonano za pomocą programu SolidWorks Simulation. Obciążenie przyłożono wzdłuż osi pionowej elementów (oś Y) / For comparison between the different elements (1 6) standardised dimensions on axis X and Y were adopted 50 mm. Thickness of walls and dimensions on the axis perpendicular to the surface of the drawing (axis Z) assumed 7 mm. The simulation of the deformation performed with the SolidWorks Simulation software. The load is applied along the vertical axis of the elements (axis Y) Określono wartość siły F wprowadzającej ich odkształcenie L = 0,25 mm (tab. 1) ustalono wpływ zmiany wartości proporcji i rozmiarów różnych prostych figur na ich sprężystość. Dodatkowo uwzględniono również zmiany ich kształtu zwiększono wymiar o 50% w osi Y, następnie w osi X (tab. 1). Przyjęto, że czynnikiem zwiększającym trwałość konstrukcji jest element o większej sprężystości/ podatności ponieważ wymaga zastosowania mniejszej siły F dla odkształcenia o tą samą wartość. W warunkach rzeczywistych taki mechanizm odkształcenia palety odpowiada zablokowaniu rozszerzania się określonego elementu jej konstrukcji wskutek zmiany wartości temperatury. Reakcją jest odpowiednia wartość siły F, większa dla większej sztywności elementu blokowanego i większej wartości temperatury. Analiza wartości siły F (tab. 1) wskazuje, że konstruktor może prognozować sprężystość projektowanej palety w szerokim zakresie poprzez wprowadzanie do konstrukcji elementów składowych o różnym kształcie geometrycznym zamiast ścianek prostych. Ponadto dobór smukłości elementów umożliwia dalszą poprawę tej cechy użytkowej palety. Na przykład, dla figur zamkniętych (kształt 3 6, tab. 1) wydłużenie ich wymiaru (obrys 75 50 mm, tabe- The value of force F causing the deformation L = 0.25 mm (Table 1) was determined the impact of changes in the proportions and sizes of various simple shapes on their flexibility was also determined. Additionally, changes to their shape were also taken into account the dimension on the Y axis was enlarged by 50%, and then on the X axis (Table 1). It was assumed that the factor increasing the stability of the structure is an element with greater resilience/compliance because it requires less force F for the deformation of the same value. In real conditions such a mechanism of grate deformation refers to blocking the expansion of a given element of its construction due to the change of temperature. The reaction is the appropriate value of force F, which is higher to provide better stiffness of the blocked element and a higher temperature. The analysis of the value of force F (Table 1) shows that the designer can predict the resilience of the designed grate to a great extent by introducing to the construction new elements of various geometrical shapes instead of straight walls. In addition the choice of slenderness of the elements further improves this functional feature of grates. For example, for closed figures (shape 3 6, Table 1) lengthening their dimension (contour 75 50 mm, Table 1) causes a decrease 66 Prace IOd 3/2013

A. Drotlew, M. Garbiak, J. Kubicki, B. Piekarski, P. Siluk: Structure of guide grate in heat treatment technological la 1) powoduje zmniejszenie wartości siły koniecznej do odkształcenia L = 0,25 mm w zakresie od 6,7% do 26,5% w porównaniu do kształtu wyjściowego (obrys 50 50 mm, tab. 1). Stosowana analiza porównawcza jest wystarczająca dla wstępnej oceny podatności/sprężystości elementów konstrukcyjnych palety, pomimo przyjęcia wielu uproszczeń. W warunkach rzeczywistych stan naprężeń jest inny wskutek zmiany właściwości fizycznych i mechanicznych staliwa w funkcji temperatury, jak już wcześniej to wykazano. W drugim etapie prowadzonych analiz wykazano, że zmiana kształtu pojedynczych elementów konstrukcji wewnętrznej palety przekłada się na podatność większych jej fragmentów (rys. 7). Wyniki przeprowadzonych obliczeń [11] wskazują, że segment palety z prostymi ściankami (rys. 7a) będzie oddziaływał siłą o wartości 6 7 razy większą na współzależne elementy jej konstrukcji niż segment, w którym zakrzywiono ścianki w płaszczyźnie wymuszonego odkształcenia (rys. 7b). Stwierdzić więc można, że drugie rozwiązanie konstrukcyjne (rys. 7b) jest korzystniejsze ze względu na trwałość odlewu stosowanego w zmiennym polu temperatury. Przyjmując do analizy wartość odkształcenia L = 0,25 mm, założono, że odpowiada ono w warunkach rzeczywistych eksploatacji palety przyrostowi jej wymiarów spowodowanemu chwilową różnicą temperatury rzędu 300 C pomiędzy jej fragmentami, na przykład na początku procesu grzania. Założenie takie daje możliwość analizy zagadnienia, przy wykorzystaniu do obliczeń właściwości materiału w temperaturze otoczenia. Łatwiej i wygodniej jest ją przeprowadzić w takich warunkach dla wymuszeń siły i wydaje się, że takie postępowanie jest wystarczające do wstępnej oceny podatności konstrukcji. Jednocześnie można zaakceptować niewielkie odstępstwa od warunków rzeczywistych. Dlatego też do dalszych rozważań przyjęto taką wartość przyrostu długości jako wystarczającą do scharakteryzowania sztywności/elastyczności różnych konstrukcji palety. Zastoin the force needed for deformation L = 0.25 mm in the range from 6.7% to 26.5% compared to the initial shape (contour 50 50 mm, Table 1). The applied comparable analysis is sufficient for the initial assessment of the compliance/resilience of the elements of the grate, despite the adoption of a number of simplifications. In real conditions the status of stress is different as a result of changes in the physical and mechanical properties of cast steel as a function of temperature, as shown previously. During the second stage of the performed analyses it was shown that the change of shape of individual elements of the internal construction of the grate results in a greater compliance of its bigger fragments (Fig. 7). The results of the calculations [11] show that the segment of the grate with straight walls (Fig. 7a) affected the interdependent elements of its construction with a force 6 7 times greater than the segment in which the walls in the area of forced deformation were curved (Fig. 7b). It can be thus concluded that the second constructional solution (Fig. 7b) is more favourable due to the durability of the casting used in a variable temperature field. Rys. 7. Segment konstrukcji palety oraz wartości siły F powodującej odkształcenie L = 0,25 mm [11, 12]: a) wyjściowy, b) zmodyfikowany Fig. 7. Segment of grate structure and values of F force giving deformation L = 0.25 mm [11, 12]: a) initial, b) modified Taking into account the analysis for the value of deformation L = 0.25 mm it was assumed that it corresponds to the actual operating conditions to the increase of its dimensions caused by the instantaneous temperature difference of 300 C between its fragments, for example, at the beginning of the heating process. Such an assumption provides the possibility to analyse the issue with the use of properties of the material at ambient temperature for the calculations. It is easier and more convenient to conduct it in such conditions as for extortions of strength and it seems that such a procedure is sufficient for the initial assessment of compliance of the construction. At the same time, slight deviations from the real conditions can be accepted. Thus, for the remaining considerations such a value of increase in length was assumed as sufficient for characterising stiffness/flexibility of various Transactions of FRI 3/2013 67

A. Drotlew, M. Garbiak, J. Kubicki, B. Piekarski, P. Siluk: Konstrukcja palety podstawowej oprzyrządowania sowano metodę porównawczą, tzn. wyniki pomiarów charakteryzujących podatność do odkształcania się palety o różnej strukturze geometrycznej odniesiono do konstrukcji palety wyjściowej (rys. 4a), dotychczas stosowanej. W trzecim etapie badań projektowano różne struktury palety. Zastępowano dotychczasowe jej fragmenty, które uznano za sztywne, elementami podatnymi. Takie postępowanie przedstawiają rysunki 8 i 9. constructions of the grate. A comparative method was used i.e. the results of the measurements showing the susceptibility to deformation of grates of various geometric structures were referenced to the construction of the initial grate (Fig. 4a), used up to now. In the third stage of the study there were designed a range of different grates. The fragments assumed to be stiff were replaced with compliant parts. Figures 8 and 9 show such a procedure. Rys. 8. Konstrukcja naroża palety wg [12]: a) o dużej sztywności, b) po modyfikacji Fig. 8. Structure of grate corner acc. to [12]: a) of high stiffness, b) after modification Rys. 9. Konstrukcja segmentu środkowego palety wg [12]: a) o dużej sztywności, b) po modyfikacji Fig. 9. Structure of inner part of grate acc. to [12]: a) of high stiffness, b) after modification Analizowano 21 struktur geometrycznych. Przykładowe zestawiono na rysunku 10. Porównano sztywność wyjściowej konstrukcji (rys. 10a) ze sztywnością konstrukcji projektowanych z użyciem różnego typu elementów podatnych (rys. 10b e). Wartość siły F potrzebnej do odkształcenia palety L = 0,25 mm jest zawsze największa dla konstrukcji wyjściowej, niezależnie od sposobu obciążenia dłuższa lub krótsza ścianka konstrukcji (patrz rys. 10a, tab. 2). Zmiana ukształtowania ścianek wewnętrznych palety, przy zachowaniu rozstawu otworów niezbędnych do mocowania wsadu, umożliwia Twenty-one geometric structures were analyzed. The examples are presented in Figure 10. The stiffness of the initial construction (Fig. 10a) was compared to the stiffness of the constructions designed with the use of various types of compliant elements (Fig. 10b e). Value of force F necessary for deformation of the grate L = 0.25 mm is always the largest for the initial construction, irrespective of the localisation of the load longer or shorter wall construction (see Fig. 10a, Table 2). The change in the internal shaping of the walls of the grate, while maintaining the necessary spacing 68 Prace IOd 3/2013

A. Drotlew, M. Garbiak, J. Kubicki, B. Piekarski, P. Siluk: Structure of guide grate in heat treatment technological znaczące zmniejszenie wartości siły koniecznej do jej odkształcenia. of holes for fixing the charge, allows for a significant decrease of the value of force necessary for deformation. Rys. 10. Konstrukcja palety wg [11, 12]: a) wyjściowa, sztywna konstrukcja, b e) po modyfikacji; zaznaczone pola szare konstrukcji uznano za podatne (rejony elastyczne) Fig. 10. The structure of the grate; initial stiff structure (a) and modified (b e) (acc. to [11, 12]); the marked grey fields are acknowledged as elastic regions Obliczona wartość siły F (tab. 2) dla poszczególnych rozwiązań konstrukcji palety określa reakcję konstrukcji oprzyrządowania na ograniczanie swobody odkształceń cieplnych zarówno podczas nagrzewania, jak i chłodzenia wraz ze wsadem. The calculated value of force F (Table 2) for the individual solutions for the construction of the grate defines the reaction of the construction of the equipment to limiting the ease of thermal deformations both during heating and cooling with the charge. Tabela 2. Wartość siły F wymuszające odkształcenie palet (rys. 10) w zależności od sposobu ich obciążenia wg [12] Table 2. The value of F force giving deformation of grate (Fig.10) depending on the way of loading acc. to [12] Sposób obciążenia palety / Method of loading the grate Konstrukcje palety (rys. 10) / Constructions of the grate (Fig. 10) a b c d e Wartość siły F powodująca odkształcenie palety ΔL = 0,25 mm / Value of force F causing deformation of the grate ΔL = 0.25 mm, MN 287 122 152 165 155 175 95 65 89 92 Transactions of FRI 3/2013 69

A. Drotlew, M. Garbiak, J. Kubicki, B. Piekarski, P. Siluk: Konstrukcja palety podstawowej oprzyrządowania Wnioski 1. Zaproponowany tok postępowania przy ocenie podatności struktury geometrycznej palety do odkształceń umożliwia ilościowe scharakteryzowanie tego zagadnienia, uniezależniając ją od oceny subiektywnej. 2. Powszechnie dostępny program SolidWorks Simulation jest narzędziem wystarczającym do wyznaczenia parametrów charakteryzujących elastyczność elementów konstrukcji palety. Jego zastosowanie znajduje uzasadnienie, gdy konstruktor nie dysponuje bardziej złożonymi narzędziami do oceny zachowania konstrukcji stosowanych w zmiennym polu temperatury [13, 14]. 3. Zastępowanie prostych elementów konstrukcji palety figurami także o prostej geometrii oraz odpowiedni dobór ich proporcji jest postępowaniem skutecznym, prowadzącym do zmniejszenia sztywności całej jej konstrukcji. 4. Zastąpienie czterosegmentowego, sztywnego fragmentu konstrukcji palety, czterosegmentowym fragmentem elastycznym powoduje prawie siedmiokrotne zmniejszenie sił powstających podczas szybkich zmian temperatury. 5. W skrajnych warunkach możliwe jest ponad czterystukrotne zwiększenie elastyczności elementów palet, co daje bardzo duże możliwości podczas ich konstruowania. 6. Dalsze badania powinny prowadzić do: a) ilościowego określenia elastyczności skomplikowanych, powtarzalnych fragmentów konstrukcji palety oraz proporcji prostych jej elementów składowych na zmianę jej charakterystyk, b) ilościowego określenia wpływu położenia różnych elastycznych elementów konstrukcji na elastyczność całej konstrukcji, c) opracowania równań regresji wiążących wartości siły powodującej zadane odkształcenie z ilością, rodzajem i sposobem rozłożenia elementów elastycznych w konstrukcji. 7. Opracowanie biblioteki rozwiązań konstrukcyjnych elementów elastycznych wraz z ich charakterystykami będzie bardzo pomocne przynajmniej dla tych projektantów konstrukcji stosowanych w wysokiej temperaturze, którzy dopiero gromadzą własne doświadczenia w tym zakresie. Conclusions 1. The proposed procedures of assessing the susceptibility of a geometric structure to deformation, allows for quantitative characterisation of this issue, freeing it from subjective evaluation. 2. Widely available SolidWorks Simulation software is a tool sufficient to determine the parameters characterising the flexibility of structural components of the grate. Its use is justified when the designer does not have access to more complex tools assessing the behaviour of constructions used in a variable temperature field [13, 14]. 3. Replacing simple elements of the grate with figures of simple geometry and appropriate choice of their proportions is an effective treatment, leading to reduction in the stiffness of the whole structure. 4. Replacing the 4-segment fragment of the construction of the grate with a 4-segment elastic fragment causes almost sevenfold reduction in the forces generated during rapid temperature changes. 5. In extreme conditions, it is possible to increase the flexibility of the elements of the grates over 400 times, which offers greater opportunities during construction. 6. Further research should lead to: a) quantitative assessment of flexibility of complex, repeated fragments of the construction of the grate and the proportions of its simple elements to the change of its features, b) quantitative assessment of the influence of the localisation of various elastic elements of the construction to the flexibility of the whole construction, c) developing regression equations involving the force causing the set deformation, the type and the pattern of elastic elements in the design. 7. Developing a library of solutions for the elastic construction elements along with their characteristics would be very helpful at least for those designers who are gathering their own experience in this field. 70 Prace IOd 3/2013

A. Drotlew, M. Garbiak, J. Kubicki, B. Piekarski, P. Siluk: Structure of guide grate in heat treatment technological Literatura/References 1. Lai G. Y. (1991). Heat-Resistant Materials for Furnace Parts, Trays, and Fixtures. ASM Handbook, 4, 510 518. 2. Dossett J. L., Boyer H. E. (2006). Practical Heat Treating. ASM International, 2 nd ed. 3. Grzyb J., Trzciałkowski J. (1975). Urządzenia do obróbki cieplnej w atmosferach regulowanych. Warszawa: Wydawnictwo WNT. 4. Piekarski B. (2012). Odlewy ze stopów żarowytrzymałych w piecach do obróbki cieplnej. Szczecin: Wydawnictwo Zachodniopomorskiego Uniwersytetu Technologicznego w Szczecinie. 5. Piekarski B., Drotlew A. (2008). Konstruowanie odlewów pracujących w warunkach cyklicznej zmiany temperatury. Archiwum Technologii Maszyn i Automatyzacji, 3(28), 95 102. 6. Steinkusch W. (1987). Hitzebeständiger Stahlguß für Wärmebehandlungsanlagen. Gas Wärme Inter., 6, 340 346. 7. Píšek F. (1956). Konstrukce otlitků. Praha: SNTL. 8. Skarbiński M. (1968). Zasady konstruowania odlewanych części maszyn. Warszawa: Wydawnictwo WNT. 9. Gutowski P., Piekarski B. (1988). Zmiana własności mechanicznych staliwa typu 17/36 w zakresie temperatur 293 1173 K. Materiały XIV Sympozjum Naukowego ITMO AGH, Kraków, 123. 10. Yoshikawa K., et al. (1986). The Relation between Carburization Resistance and Surface Oxide Film of Heat Resistant Steels for Petrochemical Plants. Sumitomo Search, 33, 45. 11. Siluk P., Drotlew A., Piekarski B. (2011). Projektowanie odlewów palet stosowanych w piecach do obróbki cieplnej. Prezentacja na VII Seminarium Studenckiego Koła Naukowego Odlewników SFEROID w Katedrze Odlewnictwa WM T Polit. Śląskiej w Gliwicach, Ustronie Jaszowiec, 2 4 czerwca 2011 r. 12. Siluk P. (2012). Analiza naprężeń występujących w nośnikach wsadu pracujących w piecach do obróbki cieplnej. Szczecin: Zachodniopomorski Uniwersytet Technologiczny w Szczecinie (praca magisterska). 13. Nandwana D., et al. (2010). Design, Finite Element analysis and optimization of HRC trays used in heat treatment process. Proceedings of the World Congress on Engineering WCE 2010, (II), 1149 1154. 14. Piekło J., Pysz S. (2000). Kształtowanie wytrzymałościowe odlewu palety transportowej stosowanej w piecach tunelowych na podstawie analizy numerycznej pola temperatury i stanu naprężenia. Biuletyn Instytutu Odlewnictwa, 1(3), 3 13. Transactions of FRI 3/2013 71

PRACE INSTYTUTU ODLEWNICTWA TRANSACTIONS OF FOUNDRY RESEARCH INSTITUTE Volume LIII Year 2013 Number 3 DOI: 10.7356/iod.2013.17 Porównanie mikrostruktury i właściwości mechanicznych żeliwa sferoidalnego ausferrytycznego oraz stali poddanych dynamicznej deformacji w teście Taylora The comparison of the microstructure and the mechanical characteristics of austempered ductile cast iron and steel subject to dynamic deformation using the Taylor test Dawid Myszka, Tadeusz Cybula Politechnika Warszawska, Wydział Inżynierii Produkcji, ul. Narbutta 85, 02-524 Warszawa Warsaw University of Technology, Faculty of Production Engineering, ul. Narbutta 85, 02-524 Warsaw E-mail: d.myszka@wip.pw.edu.pl Streszczenie W artykule podjęto próbę porównania odporności na dynamiczne obciążenia żeliwa sferoidalnego ausferrytycznego i stali S215. Próbki poddano badaniom z zastosowaniem metodyki testu Taylora przy różnych prędkościach odkształcenia, w celu określenia charakterystycznych cech materiałowych (rys. 1). Stwierdzono znaczny wzrost twardości w obszarach silnie zdeformowanych oraz zmiany w mikrostrukturze wskazujące na umocnienie materiału. Określono, iż badane właściwości są porównywalne w stali i w żeliwie po obróbce cieplnej na podstawie oceny dynamicznej granicy plastyczności oraz współczynnika umocnienia. Wyniki badań obu materiałów mogą służyć do oceny ich przydatności do produkcji części urządzeń eksploatowanych w ekstremalnych warunkach obciążenia. Słowa kluczowe: żeliwo sferoidalne ausferrytyczne, dynamiczne odkształcenie, umocnienie, austenit Abstract The article attempts to compare the resistance of austempered ductile cast iron and S215 steel to dynamic loads. The samples were subject to research using the Taylor test methodology at different speeds of deformation, in order to determine the characteristics of the material (Fig. 1). There was a significant increase in hardness in the highly deformed areas, and changes in the microstructure indicating the strengthening of the material. It was determined that the studied properties are comparable in steel and in iron after heat treatment on the basis of assessment of dynamic yield limit and the strengthening coefficient. The results of both materials may be used to assess their suitability for the production of equipment operating under extreme load conditions. Keywords: austempered ductile cast iron, dynamic deformation, strengthening, austenite Wprowadzenie Materiałom stosowanym w przemyśle rolniczym, górniczym, specjalnym, etc. stawiane są coraz to nowe wymagania należy do nich również odporność na dynamiczne obciążenia. Ze względu na złożoność zjawisk podczas tego typu oddziaływań materiały poddawane są specyficznym, innym niż statyczne, rodzajom badań. Określają one właściwości w sposób, pozwalający na nowo charakteryzować znany już materiał i pozwalają znaleźć dla niego nowe zastosowania. Jednym z takich specjalnych rodzajów badań jest test Taylora, w którym wyznacza się dynamiczną Introduction The materials used in agricultural, mining, special industries, etc., have to meet more and more demands to which also belongs the resistance to dynamic loads. Due to the complexity of the phenomenon during this type of interaction, materials are subject to specific types of tests. They define the properties in a way that allows re-characterizing the already known material which allows finding new uses for it. One of these special types of tests is the Taylor test during which the dynamic yield limit is determined [1, 2]. It is 73

D. Myszka, T. Cybula: Porównanie mikrostruktury i właściwości mechanicznych żeliwa sferoidalnego ausferrytycznego granicę plastyczności [1, 2]. Jest on niezwykle przydatny ze względu na możliwość szerokiego porównania z innymi materiałami oraz możliwość przełożenia jego wyników na aplikacyjne możliwości badanego materiału. Test Taylora zakłada dynamiczną deformację cylindrycznej próbki, która uderza z założoną prędkością w nieodkształcalną przegrodę (rys. 1). Parametry uderzenia oraz stopień deformacji próbki, który jest możliwy do określenia za pomocą geometrycznych pomiarów, jest miarą dynamicznych właściwości badanego materiału. Zastosowanie wyznaczonych w teście parametrów uderzenia oraz stopnia deformacji próbki do zależności (1) podanej przez Taylora pozwala na wyznaczenie tzw. dynamicznej granicy plastyczności. Zależność ta umożliwia porównanie różnych materiałów w warunkach dynamicznych obciążeń. incredibly useful due to the possibility to make a wide comparison with other materials and the possibility to translate the results to the application possibilities of the tested material. The Taylor test assumes the dynamic deformation of a cylindrical sample that hits with the assumed speed in a non-deformable barrier (Fig. 1). The parameters of the hit and the level of deformation of the sample, which can be identified with geometric measurements, is a measure of the dynamic properties of a material. The use of the parameters set in the impact test and the level of deformation of the sample to dependance (1) given by Taylor test allows for determining the so called dynamic yield limit. This dependance allows the comparison of different materials under dynamic loads. R 1 2 ρv 1 l L 1 L L l L l (1) Rys. 1. Założenia testu Taylora: a) próbka po deformacji, b) próbka przed deformacją; zależność (1), gdzie: R d dynamiczna granica plastyczności, ρ gęstość materiału, V prędkość uderzenia próbki, L długość próbki przed uderzeniem, L f długość próbki po uderzeniu, l f długość nieodkształconej części próbki po uderzeniu [2] Fig. 1. Taylor Test Assumptions: a) sample after deformation, b) sample before deformation; dependence (1), where: R d dynamic yield limit, ρ material density, V speed of hitting the sample, L length of the sample before the hit, L f length of the sample after the hit, l f length of the undeformed part of the sample after the hit [2] Żeliwo sferoidalne ausferrytyczne W dzisiejszych czasach znane są nowoczesne gatunki żeliwa (np. żeliwo sferoidalne ausferrytyczne, żeliwo wermikularne) znakomicie konkurujące ze stalą lub przewyższające ją swoimi unikalnymi właściwościami [3, 4, 5]. Gęstość o 10% mniejsza od stali, zdolność tłumienia drgań, odporność na obciążenia udarowe, wytrzymałość na rozciąganie sięgająca 1700 MPa, doskonała odporność na zużycie, odporność na korozję, możliwość kształtowania wyrobów o dowolnym kształcie metodami odlewniczymi itd. Pozwalają myśleć o tym materiale jako o alternatywie dla wielu rozwiązań. W świetle nowych badań żeliwo sferoidalne ausferrytyczne posiada unikalną cechę dynamicznego reagowania na zadane obciążenia [6]. Cecha ta związana jest z obecnością w jego mikrostrukturze metastabilnego austenitu, który ulega efektowi TRIP (ang. TRansformation Induced Plastisity) [7]. Efekt ten nie został do końca zbadany w żeliwie, jednak teoretyczne podstawy oraz wyniki badań kilku autorów z Polski, Anglii oraz Ausferritic ductile cast iron Nowadays, modern types of iron are known (e.g. austempered ductile cast iron, vermicular graphite iron) competing very well with steel or exceeding its unique properties [3, 4, 5]. With a density of 10% less than steel, the ability to reduce vibrations, impact resistance, tensile strength reaching 1700 MPa, excellent wear resistance, corrosion resistance, the possibility to form products of any shape by casting, etc. allow us to think of this material as an alternative to many solutions. In the light of new research austempered ductile cast iron has a unique feature of giving dynamic response to given loads [6]. This feature is connected with the presence of metastable austenite in its microstructure, which undergoes the TRIP effect (TRansformation Induced Plasticity) [7]. This effect has not been thoroughly researched yet in cast iron but theoretic bases and the results of studies by a few authors from Poland, England and Spain suggest that it will have great importance from the point of view of the unique characteristics of the material [8, 9, 10]. 74 Prace IOd 3/2013

D. Myszka, T. Cybula: The comparison of the microstructure and the mechanical characteristics of austempered ductile Hiszpanii pozwalają sądzić, że będzie on miał duże znaczenie z punktu widzenia unikalnych właściwości tego materiału [8, 9, 10]. Wykonanie próbek Badaniom poddano próbki walcowe ø 8 30 mm ze stali i żeliwa o składzie chemicznym przedstawionym w tabeli 1. Obróbka cieplna dla próbek z żeliwa została zrealizowana z wykorzystaniem pieca komorowego Nabertherm oraz złoża fluidalnego na bazie SiC o wielkości ziarna około 100 µm w Zakładzie Odlewnictwa Politechniki Warszawskiej. Żeliwo było austenityzowane w temperaturze 900 C w czasie 60 minut, a następnie hartowane izotermicznie w temperaturze 370 C w czasie 60 minut (materiał oznaczono: ADI_370_060). Sampling The research covered cylindrical samples ø 8 30 mm made of steel and cast iron, whose chemical composition is presented in Table 1. The heat treatment of cast iron samples was performed with the use of Nabertherm chamber furnace and fluidized bed based on SiC having particle size of about 100 µm in the Department of Casting of the Warsaw University of Technology. The cast iron was austenitised in 900 C for 60 minutes, and then subject to isothermal quenching in 370 C for 60 minutes (material marked: ADI_370_060). Tabela 1. Skład chemiczny materiałów poddanych badaniom, % wag. Table 1. Chemical composition of the tested materials, % of weight. Materiał/oznaczenie Material/mark Żeliwo/ADI_370_060 Cast iron/adi_370_060 Stal/S215 Steel/S215 C Si Mn P S Ni Mg Cu Mo 3,40 2,80 0,28 0,035 0,015 0,02 0,055 0,72 0,27 0,15 0,33 1,00 0,030 0,025 0,10-0,10 - Oznaczenie/Mark Tabela 2. Właściwości mechaniczne materiałów poddanych badaniom Table 2. Mechanical properties of the tested materials Wytrzymałość na rozciąganie / Tensile strength Umowna granica plastyczności / Agreed yield limit Wydłużenie/ Elongation Twardość/Hardness R m, MPa R p0,2, MPa A 5, % HB ADI_370_060 961 584 15,7 313 S215 471 380 18,4 181 Wyniki testu Taylora Do wyznaczenia dynamicznej granicy plastyczności żeliwa sferoidalnego ausferrytycznego wykorzystano stanowisko badawcze przedstawione na rysunku 2. Stanowisko składa się z uniwersalnego przyrządu balistycznego (UPB) (1), na którym zamontowano prochowy układ miotający (2). W przedniej części stanowiska znajduje się układ wychwytywania próbki (4), zestaw bramek fotoelektrycznych (7) oraz rejestrator prędkości uderzenia próbki w kowadło (8). Przebieg ciśnienia gazów prochowych w układzie miotającym rejestrowany jest przez rejestrator ciśnienia (9). Układ miotający ma za zadanie nadanie próbce wymaganej prędkości wylotowej. W układzie do miotania wykorzystano lufę balistyczną 12,7 99 mm o zmniejszonej długości Taylor test results To determine the dynamic yield limit of the austempered ductile cast iron the scientific stand presented in Figure 2 was used. The stand includes a universal ballistic instrument (1), on which gunpowder propellant system is mounted (2). In the front part of the stand there is a sample capture system (4), a set of photoelectric gates (7) and the impact speed of the sample recorder (8). The layout of the gunpowder gases in the propellant system is recorded by the pressure recorder (9). The propellant system is designed to give the sample the required discharge speed. In the propellant system a ballistic barrel 12.7 99 mm was used but the threaded part was shortened. The capture system included: resistive frame (4) and anvil (5) rigidly connected to the resistive plate. Transactions of FRI 3/2013 75

D. Myszka, T. Cybula: Porównanie mikrostruktury i właściwości mechanicznych żeliwa sferoidalnego ausferrytycznego części gwintowanej. W skład układu wychwytującego wchodzą: rama oporowa (4) oraz kowadło (5) sztywno połączone z płytą oporową. Rys. 2. Schemat stanowiska badawczego do wyznaczania dynamicznej granicy plastyczności: 1 łoże UPB, 2 12,7 mm układ miotający, 3 piezoelektryczny czujnik ciśnienia, 4 rama do mocowania kowadła, 5 kowadło, 7 zestaw bramek fotoelektrycznych, 8 rejestrator prędkości, 9 rejestrator ciśnienia gazów prochowych Fig. 2. A scheme of the scientific stand used for determining the dynamic yield limit: 1 the bed of the universal ballistic instrument, 2 12.7 mm propellant system, 3 piezoelectric pressure sensor, 4 anvil frame, 5 anvil, 7 a set of photoelectric gates, 8 speed recorder, 9 pressure of gunpowder gases recorder W badaniu wykorzystano specjalnie skonstruowane naboje rozdzielnego ładowania. Nabój taki składał się z: zaspłonkowanej łuski z umieszczonym wewnątrz ładunkiem miotającym oraz pocisku badawczego. Pocisk badawczy (rys. 3) składał się z sabotu (2) wykonanego z tworzywa sztucznego oraz próbki (1) wykonanej z badanego materiału umieszczonej wewnątrz sabotu. The study used specially designed rounds for separate charge. Such a round consisted of a shell closed with a detonating cap with the expelling charge and research bullet inside. The research bullet (Fig. 3) consisted of a sabot (2) made of plastic and the sample (1) made of the researched material placed inside the sabot. Rys. 3. Pocisk badawczy: 1 próbka, 2 sabot Fig. 3. Research bullet: 1 sample, 2 sabot Przedmiotem badań były 4 próbki wykonane z żeliwa sferoidalnego ausferrytycznego i stali S215 po 2 próbki z każdego materiału. Badania przeprowadzono w układzie miotającym do wyznaczania dynamicznej granicy plastyczności metodą testu Taylora zgodnie z metodyką IMiP WIP Politechniki Warszawskiej. Zastosowano naboje badawcze standardowe pokazane na rysunkach 3 i 4. W badaniach oddano 4 strzały z pomiarem prędkości próbek i ciśnienia gazów prochowych w lufie. Wyniki testu przedstawiono w postaci uproszczonej w tabeli 3. W tabelach przedstawiono wyznaczoną prędkość Rys. 4. Próbka po deformacji w teście Taylora Fig. 4. The sample after deformation in Taylor test The subject of the research were 4 samples made of austempered ductile cast iron and S215 steel 2 samples of each material. The research was conducted in the propellant system used for determining the dynamic yield limit with the Taylor test according to the methodology of the Institute of Mechanics and Printing of the Faculty of Production Engineering at the Warsaw University of Technology. The used standard research bullets are presented in Figures 3 and 4. In study 4 shots were fired at the speed of the samples and the pressure of powder gases in the barrel was measured. The results of the 76 Prace IOd 3/2013

D. Myszka, T. Cybula: The comparison of the microstructure and the mechanical characteristics of austempered ductile każdej próbki, obliczoną dynamiczną granicę plastyczności oraz umowną granicę plastyczności, którą określoną w wyniku badań statycznych. Wyznaczono również tzw. współczynnik wzmocnienia k, który jest stosunkiem dynamicznej granicy plastyczności do umownej granicy plastyczności. test in a simplified form are presented in Table 3. The tables show the determined speed of each sample, calculated dynamic yield limit and the agreed yield limit, which was set as a result of statistical research. Also the so called k coefficient was determined which is the relation of the dynamic yield point to the agreed yield point. Tabela 3. Wyniki badań dla próbek odkształconych w teście Taylora Table 3. Results of the research of the samples deformed in Taylor test Oznaczenie/Mark Prędkość/Speed Umowna granica plastyczności / Agreed yield limit Dynamiczna granica plastyczności / Dynamic yield limit Współczynnik wzmocnienia / Strengthening coefficient V, m/s R p0,2, MPa R d, MPa k = R d / R p0,2 ADI_370_060_1 306 584 947 1,62 ADI_370_060_2 237 584 997 1,71 S215_1 302 380 619 170 S215_2 282 380 698 1,91 Z analizy wyników obliczeń wynika, że zarówno żeliwo, jak i stal uległy umocnieniu, na co wskazuje wyraźnie wyższa dynamiczna granica plastyczności w porównaniu z umowną, określoną w próbie statycznego rozciągania. Wskazuje na to również współczynnik k, chociaż jego wartości są wyższe dla niższych prędkości uderzenia próbek w kowadło, tj. dla próbki ADI_370_060_2 oraz S215_2. W obu tych przypadkach materiał uplastycznił się bardziej niż dla próbek wystrzeliwanych z wyższymi prędkościami (rys. 5). An analysis of the calculation results shows that both cast iron and steel have been strengthened, as indicated by significantly higher dynamic yield limit compared to the agreed one, as defined in the static tensile test. It is also shown by the k coefficient although its values are higher for lower speeds of samples hitting the anvil i.e. for sample ADI_370_060_2 and S215_2. In both cases the material plasticized more than in the case of samples fired at higher speeds (Fig. 5). S215_1 S215_2 Rys. 5. Zależność współczynnika wzmocnienia k od rodzaju materiału poddanego testowi Taylora Fig. 5. The relation of the strengthening coefficient k to the type of material subject to Taylor test Badania właściwości materiałowych Wszystkie odkształcone próbki następnie przecięto wzdłuż osi i na przekroju wykonano szereg badań materiałowych: pomiar twardości, ocenę makro- i mikroskopową oraz pomiary magnetyczne. Pomiary twardości metodą Vickersa przy obciążeniu 100 g zrealizowano w postaci rozkładu od powierzchni Testing the material properties All the deformed samples were then cut along the axis and various tests were conducted on the section of the sample: hardness measurement, macro- and microscopic assessment and magnetic measurements. The hardness measurement with Vickers method with a load of 100 g was conducted Transactions of FRI 3/2013 77

D. Myszka, T. Cybula: Porównanie mikrostruktury i właściwości mechanicznych żeliwa sferoidalnego ausferrytycznego czołowej odkształconej próbki w kierunku części nieodkształconej. Ocenę makroskopową wykonano na mikroskopie stereoskopowym badając stopień odkształcenia oraz sposób deformacji powierzchni czołowej próbek. Obserwacje mikroskopowe LM i SEM przeprowadzono na zgładach metalograficznych nietrawionych i trawionych 3% Nitalem dla powiększeń 200 i 1000, identyfikując zmiany w części czołowej każdej z próbek z żeliwa i stali. Pomiary magnetyczne zrealizowano na próbkach żeliwnych za pomocą ferrytomierza, wykorzystując metodę prądów wirowych, oceniając udział faz ferromagnetycznych w czterech charakterystycznych punktach próbki: A, B, C i D (oznaczonych na wykresie), z tym, że punkt A leżał najbliżej krawędzi odkształconej. as a distribution from the face of the deformed sample to the undeformed part. The macroscopic assessment was performed with a stereoscopic microscope studying the degree of deformation and the way of deformation of the face of the samples. The microscopic observations of LM and SEM were conducted on metallographic sections digested and undigested with 3% Nital for 200 and 1000 enlargements identifying changes in the face section of each cast iron and steel sample. The magnetic measurements were performed on the cast iron samples with a ferritometer, using the eddy current method and assessing the share of ferromagnetic phase in the four characteristic points of the sample: A, B, C and D (marked on the graph), where point A was the closest to the deformed part. Tabela 4. Wyniki badań materiałowych dla próbek odkształconych w teście Taylora Table 4. Results of the material tests of the samples deformed in Taylor test Tabela 4. Wyniki bada materia owych dla próbek odkszta conych w te cie Taylora S215_2 S215_1 ADI_370_060_2 ADI_370_060_1 W tabeli 4 zamieszczono wyniki obserwacji makroskopowych w skojarzeniu z wykresami rozkładów twardości. Widoczne na zdjęciach odkształ- Table 4 presents the results of the macroscopic observations associated with graphs presenting the layout of hardness. The frontally deformed samples 78 Prace IOd 3/2013

D. Myszka, T. Cybula: The comparison of the microstructure and the mechanical characteristics of austempered ductile cone czołowo próbki wykazują we wszystkich przypadkach wzrost twardości w strefie zdeformowanej uderzeniem zarówno przy niższych, jak i wyższych prędkościach uderzenia. Uwagę zwraca fakt zniszczenia próbki żeliwnej dla prędkości 306 m/s oraz nieosiowo zdeformowana próbka S215_1. Zarówno pęknięcie, jak i nieosiowość deformacji mogą być spowodowane niecentrycznym uderzeniem próbki o kowadło. Interesującym będzie porównanie próbek: żeliwnej i stalowej odkształconych z niższą prędkością: ADI_370_060_2 i S215_2. Obie próbki mają wyraźną strefę deformacji plastycznej, z tym, że próbka stalowa bardziej grzybkowaty charakter, natomiast żeliwna beczkowaty. Obie w strefie odkształconej mają silnie zwiększoną twardość w porównaniu do nieodkształconych części próbki. Próbka żeliwna wykazuje jednak zdecydowanie wyższy stopień utwardzenia (rys. 6) sięgający wartości 550 HV. Taki przyrost twardości może sugerować przemiany fazowe, jakie zaszły w wyniku deformacji na powierzchni czołowej próbki. visible in the pictures in all cases show an increase of hardness in the area deformed from the hit both at lower and at higher speeds of the hit. Attention is drawn to the fact that the cast iron sample was damaged at speed 306 m/s and that sample S215_1 was deformed eccentrically. Both the crack and the misalignment of the deformation can be the result of an eccentric hit of the sample into the anvil. The comparison of cast iron and steel samples deformed at lower speed will be very interesting: ADI_370_060_2 and S215_2. Both samples have a very distinct area of plastic deformation, however, the steel sample is more mushroom-shaped, and the cast iron one barrel-shaped. In the deformed area both of them have much higher hardness in comparison to the undeformed areas of the samples. The cast steel sample shows a higher level of hardness (Fig. 6) reaching 550 HV. Such a raise in hardness may suggest phase transitions brought by the deformation to the front part of the sample. S215_1 S215_2 Rys. 6. Przyrost twardości na próbkach różnica pomiędzy najwyższą twardością zmierzoną na czole próbki a twardością części nieodkształconej Fig. 6. The increase of hardness of the samples the difference between the highest hardness measured in the front of the sample with the hardness of the undeformed part W tabeli 5 zamieszczono zbiorcze wyniki oceny mikroskopowej od czoła każdej z próbek odkształconych uderzeniowo. Stwierdzono znaczną deformację kulek grafitowych w obszarze odkształconym do głębokości min. 1 mm dla próbek żeliwnych. Świadczy to o znacznym zasięgu deformacji, co jednak nie przekłada się na zmodyfikowanie mikrostruktury osnowy zmiany w osnowie ausferrytycznej są nierozpoznawalne dla zastosowanych powiększeń 1000 i należy je szacować objętościowo, za pomocą innych technik badawczych, np. badania magnetyczne. W próbkach stalowych na niewielkiej głębokości (do kilkuset mikrometrów) widoczne są zdeformowane ziarna ferrytu i perlitu (rys. 7b). Dla stali widoczne jest również mniejsze utwardzenie w strefie odkształconej. Deformacja próbek z żeliwa i stali poprzez uderzenie w nieodkształcalne kowadło powoduje zniekształcenie ziaren w mikrostrukturze tych mate- Table 5 presents collective results of microscopic evaluation of the front part of each of the samples deformed by hitting. Significant deformation was found in the graphite balls in the area deformed to the depth of at least 1 mm in cast iron samples. This reflects the large coverage of deformation which does not translate into modified structures of the matrix the transformations in the austempered matrix are unrecognizable for the used 1000 enlargements and their volume has to be estimated with other research techniques e.g. magnetic tests. In steel samples at shallow depths (up to several hundred micrometers) there are deformed grains of ferrite and perlite visible (Fig. 7b). In steel there is also less hardening in the deformed area. Deformation of the cast iron and steel samples while hitting an aundeformable anvil causes deformation of the grains in the microstructure of these Transactions of FRI 3/2013 79

D. Myszka, T. Cybula: Porównanie mikrostruktury i właściwości mechanicznych żeliwa sferoidalnego ausferrytycznego riałów. W stali, w strefie deformacji, obserwuje się wydłużone, zgniecione ziarna ferrytu, pomiędzy którymi obecny jest perlit (rys. 7b). W żeliwie ziarna płytkowego ferrytu nabierają wyraźnej kierunkowości (rys. 7a). Niewidoczne jednak są zmiany mikrostruktury, które oprócz zgniotu mogłyby wpłynąć na tak znaczący wzrost twardości w strefie odkształconej żeliwa. materials. In steel the deformation area is elongated, crushed ferrite grains between the perlite can be observed (Fig. 7b). In cast iron the lamellar ferrite grains become clearly directional (Fig. 7a). However, the transformations of the microstructure are not visible while they apart from crushing could influence this significant increase of hardness in the deformed area of the cast iron sample. Tabela 5. Wyniki obserwacji mikroskopowych LM dla próbek odkształconych w teście Taylora Table 5. Results of the LM microscopic observations of the samples deformed in Taylor test S215_2 S215_1 ADI_370_060_2 ADI_370_060_1 80 Prace IOd 3/2013

D. Myszka, T. Cybula: The comparison of the microstructure and the mechanical characteristics of austempered ductile a) b) c) Rys. 7. Mikrostruktura próbek w części bliskiej krawędzi zdeformowanej uderzeniem w kowadło : a) zniekształcony grafit w żeliwie sferoidalnym, b) ausferrytyczna osnowa żeliwa sferoidalnego, c) mieszanina ziaren ferrytu i perlitu w stali Fig. 7. Microstructure of the samples on the area close to the edge deformed after hitting the anvil : a) deformed graphite in ductile cast iron, b) austempered matrix of ductile cast iron, c) mixture of ferrite and perlite grains in steel Rys. 8. Zawartość faz ferromagnetycznych na przekroju próbek żeliwnych po teście Taylora Fig. 8. The content of ferromagnetic phases on the section of cast iron samples after Taylor test Bazując na wiedzy o mikrostrukturze żeliwa sferoidalnego ausferrytycznego, wiadomo, że pod wpływem odpowiednio dużego odkształcenia pewna część austenitu w osnowie tego materiału przemienia się w twardy martenzyt [4]. Stąd tak wysoka twardość w strefie odkształconej uderzeniem oraz wyraźny przyrost zawartości faz ferromagnetycznych w stosunku do miejsc nieodkształconych próbki On the basis of the knowledge about the microstructure of austempered ductile cast iron it is known that under the influence of a sufficiently large deformation some proportion of austenite in the matrix of the material is transformed into hard martensite [4]. Hence, such a high hardness in the deformed area and pronounced increase in the content of ferromagnetic phases in relation to the undeformed areas of Transactions of FRI 3/2013 81