Zeszyty Naukowe Akademii Techniczno-Rolniczej im. Jana i Jędrzeja Śniadeckich w Bydgoszczy. Mechanika, z.43 (216), 1998

AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA 
IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 


ZESZYTY NAUKOWE NR 216 


MECHANIKA 43 


.- 


"WSPOŁCZESNE ZAGADNIENIA W MATERIAŁOZNAWSTWIE 
I TECHNOLOGII BEZWlÓROWEJ"- WRZESIEŃ 1998 


BYDGOSZCZ - 1998
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA 
I M. J A N A I J Ę D R Z E JAŚ N I A D E C K I C H 
W BYDGOSZCZY 


ZESZYTY NAUKOWE NR216 


MECHANIKA 43 


BYDGOSZCZ - 1998
>>>
PRZEWODNICZĄCY KOMITETU REDAKCYJNEGO 
prof. dr hab.Ojcumiła Stefaniak 


REDAKTOR NAUKOWY 
dr hab. inż. Maciej Woropay, prof. nadzw. ATR 


OPRACOWANIE REDAKCYJNE I TECHNICZNE 
dr inż. Marek Kochowicz, mgr Zofia Stawicka, 
dr inż. Andrzej Skibicki, inż. Edward Gołata 


Artykuły recenzowane przez Komitet Naukowy Konferencji 
oraz dr hab. Zygmunta Cybulskiego, prof. nadzw. ATR 
i dr hab, Jacka A. Szymurę, prof. nadzw. ATR 


Wydano za zgodą Rektora 
Akademii Techniczno-Rolniczej 
w Bydgoszczy 


Wydanie publikacji dofinansowane przez Komitet Badań Naukowych 


ISSN 0208-6395 


WYDAWNICTWA UCZELNIANE 
AKADEMII TECHNICZNO-ROLNICZEJ W BYDGOSZCZY 
Wyd, I. Nakład 150 egz. Ark. aut. 20,00. Ark. druk. 18,75. Papier druk. ki, III. 
Oddano do druku i druk ukończono we wrześniu 1998 r. 
Zakład Poligraficzny Kubik & Krause 
ul. Cmentarna 84, 85-184 Bydgoszcz, tel. (052) 719546
>>>
KOMITET HONOROWY KONFERENCJI 


dr hab. inż. Janusz Sempruch, prof. nadzw. A TR 
dr inż. Jan Szafrański 


dr hab. inż. Andrzej Zieliński, prof. nadzw. PG 


- Rektor ATR w Bydgoszczy 
- Dziekan Wydziału Mecha- 
nicznego ATR 
dr hab. inż. Bronisław Siołkowski, prof. nadzw. ATR - Prodziekan ds. Nauki Wy- 
działu Mechanicznego A TR 
- Przewodniczący Komitetu 
Budowy Maszyn Polskiej 
Akademii Nauk 
- Przewodniczący Polskiego 
Towarzystwa Materiałoznaw- 
czego, Oddział w Gdańsku 


prof. dr hab. inż. Józef Szala 


KOMITET NAUKOWY KONFERENCJI 


dr hab. inż. Eugeniusz Ranatowski, prof. nadzw. A TR - przewodniczący 
prof. dr hab. inż. Andrzej Barbacki 
prof. dr hab. inż. Leopold Berkowski 
prof. dr hab. inż. Włodzimierz Holubets 
dr hab. inż. Klaudiusz Lenik, pro f. nadzw. PL 
prof. dr hab. inż. Stanisław Mazurkiewicz 
dr hab. inż. Henryk Oleszycki, prof. nadzw. ATR 
prof. zw. dr hab. inż. Czesław Podrzucki 
dr hab. inż. Stanisław Pytel, prof. nadzw. PK 
prof. zw. dr hab. inż. Jan SI. Rączka 
praf. ing. Petr Skocoysky, DrSc. 
praf. dr hab. inż. Włodzimierz Walczak 
dr hab. inż. Andrzej Zieliński, prof. nadzw. PG 


KOMITET ORGANIZACYJNY KONFERENCJI 


dr inż. Marek Kochowicz - przewodniczący 
dr inż, Stanisław Dymski - y-ce przewodniczący 
mgr Zofia Stawicka - sekretarz 
dr inż. Zdzisław Ławrynowicz 
dr inż. Małgorzata Trepczyńska-Łent 
dr inż. Andrzej Skibicki 
mgr inż. Jacek Szczutkowski 
Jerzy Kozuszek
>>>
Spis treści 


str. 


l. Janusz Juraszek, Maciej Hajduga, Jan Nowak - Zastosowanie materiałów 
polimerowych i kompozytowych w membranach półprzepuszczalnych............. 9 


2. Wiesław Dziadur, Antoni Litak - Efekty modyfIkacji poliacetalu kopolimerem 
etylenu.................,......................,.",.,.,....................................,."..............""..,...... 15 


3. Jan Kohout - Kinetics ofwetting, soaking and drying ofpolyarnide composites.... 23 


4. Joachim Zimniak, Wojciech Śliwa - Tworzywa polimerowe kompozytowe 
o specjalnych właściwościach akustycznych......................................................... 31 


5. Ryszard Konieczka, Dariusz Sykutera, Wojciech Kałużny - Procesy składowe 
technologii wytwarzania elementów wykładziny z kompozytu PE-LD/proszek 
gumowy.........................................,............... ...............,..............,............................... 39 


6. Włodzimierz Walczak - Wzdłużno-doczołowe zgrzewanie wybuchowe blach 
z metali jedno- i różnoimiennych...."................. ... .......... .... .... .... .............. '............ 47 


7. Robert Skoblik, Lech Wilczewski - Wpływ podgrzewania miejscowego przy 
prostowaniu płomieniowym na własności blach kadłubowych............................ 57 


8. Jan Sadowski, Tadeusz Szykowny - Dynamiczna odporność na pękanie złączy 
zgrzewanych tarciowo............................,..............................".........,..................... 65 


9. Eugeniusz Ranatowski - Niektóre aspekty oceny stopnia uwrażliwienia na 
proces spajania..............,............,............................................................................ 75 


10. Tomasz Dyl, Marlena Krakowiak - Symulacja komputerowa procesu przepy- 
chania rur stalowych.............................................,.",."......,...""..."..,.,..,...........,... 89 


II. Bogusław Koszla - Optymalizacja doboru pierścieni wstępnie sprężających 
narzędzia do obróbki plastycznej. .... .................... ...... ........"""", ."""",.........,....... 95 


12. Leopold Berkowski - Wpływ sposobu odkształcania na strukturę i twardość 
niskowęglowej stali.....................",........""...,..........,........,..,....,.""",..,.........,....... l O I 


13. Robert Polasik, Maciej M. Kozłowski - Możliwości zastosowania obróbki 
prLez nagniatanie w procesie wytwarzania przedmiotów o małej sztywności..... 109 


14. Maciej M. Kozłowski - Operacje powierzchniowej obróbki plastycznej w proce- 
sach technologicznych części maszyn......................................................................., 117 


15. Jerzy SI. Kowalski - Przemiany temperaturowe kwarcu zjawiskiem determi- 
nującym powstawanie powierzchniowych wad odlewów................................ 123
>>>
6 


16. Krzysztof Smyksy, Krzysztof Schroeder, Krzysztof Sujkowski - Współcze- 
sne problemy krajowych odlewni w zakresie mechanizacji formierni.............. 133 


17. Mirosław Gregoraszczuk, Krzysztof Smyksy, Aleksander Fedoryszyn - 
Przegląd aktualnych zagadnień mechanizacji i automatyzacji odlewniczych 
procesów technologicznych... ..... ....... .,... ..... ....... ..... ................ ... ....................... 139 


18. Edward Guzik, Michał Porębski - Ocena metody sferoidyzowania żeliwa 
przy wykorzystaniu przewodu elastycznego..................................................... 145 


19. Andrzej Modrzyński - Proces odtleniania i odgazowania staliwa węglowego 
w piecu indukcyjno-plazmowym................................................ ........................... 153 


20. Andrzej Modrzyński, Krzysztof Grześkowiak - Analiza matematyczna kine- 
tyki odgazowania w układzie ciekły metal-atmosfera........................................... 161 


21. Petr Skocovsky, Radomila Konecna - Kontrast kolorowy i jego zastosowanie 
w badaniach struktury odlewów i złącz spawanych.............................................. 171 


22. Andrzej Zieliński - Mechanizmy naprężeniowego pękania korozyjnego stopów 
aluminium......................".................................,..................................................... 177 


23. Maria Głowacka, Waldemar Serbiński - Rola czynników strukturalnych, me- 
chanicznych i eksploatacyjnych w korozyjnym niszczeniu wymienników cie- 
pła............................................."............................................................................ 185 


24. Krzysztof Adamaszek, Maciej Hajduga, Zbigniew Jurasz - Wysokotemperatu- 
rowe utlenianie stali (metoda obliczania czasów utleniania i pomiaru głęboko- 
ści warstw odwęglonych).............. ..........,.... ............... ................ ...... ..................... 193 


25. Stanisław Dymski - Analiza mikrofraktograficzna żeliwa sferoidalnego harto- 
wanego z przemianą izotermiczną.................................................................... ..... 199 


26. Stanisław Dymski, Henryk Oleszycki - Przemiana izotermiczna austenitu 
w górny bainit w żeliwie sferoidalnym.............................................................. 207 


27. Małgorzata Trepczyńska-Łent - Mikrosegregacja krzemu i manganu po wy- 
żarzaniu sferoidyzującym w żeliwie z grafitem kulkowym.........,..,.................,.. 217 


28. Tadeusz Szykowny, Jan Sadowski - Przemiana eutektoidalna w żeliwie sfe- 
roidalnym austenityzowanym z podchłodzeniem................................................. 227 


29. Jan Kohout, Stanislav Vechet, Eduard Dorazil - Some specifics in deformation 
and ftacture behaviour of austempered ductile cast iron....................................... 235 


30. Stanislav Vechet, Eduard Dorazil, Jan Kohout - Influence of matrix structure 
on fatigue properties of nodular cast iron............................................................. 243
>>>
7 


31. Adam Tabor - Wpływ miedzi na przebieg II-go stadium grafityzacji żeliwa 
ciągliwego..................................,.........,.......,...,...,..".........,......,.................,.,.....".. 251 


32. Dariusz Matuszkiewicz, Stanisław Kotas, Bogusław Major - Cienkie warstwy 
na bazie tytanu osadzane laserem pulsacyjnym..................................................... 257 


33. Brra,u;rn.HIp rorry6eu, OrreKcaH,.1W TIaYCTOBCKHH - lopMRpOBaHHe IIoBepXHoc- 
THoro crrOH MeTaJIrra 3rreKTpoHcKpOBbIM rrerRpoBamreM................................. 265 


34. Janusz Lisak - PrLemiany przechłodzonego austenitu podczas chłodzenia cią- 
głego stali konstrukcyjnej zawierającej 10 % niklu.............................................. 275 


35. Zdzisław Ławrynowicz - Ocena wybranych metod szacowania współczynnika 
dyfuzji węgla w austenicie..................................................................................... 283 


36. Zdzisław Ławrynowicz - Przemiana bainityczna: ocena doboru współczynnika 
dyfuzji węgla w austenicie w oparciu o zmierzoną grubość warstw austenitu 
szczątkowego.............................................................,............................................ 289
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


ZASTOSOW ANIE MATERIAŁÓW POLIMEROWYCH 
I KOMPOZYTOWYCH W MEMBRANACH 
PÓŁPRZEPUSZCZALNYCH 


Janusz Juraszek, Maciej Hajduga, Jan Nowak* 


Politechnika Łódzka Filia w Bielsku-Białej, Wydzial Budowy Maszyn, 
ul. Willowa 2, 43-300 Bielsko-Biała 
*OBR "Bosmal' ., ul. Sami Stok 93. 43-300 Bielsko-Biała 


W pracy przedstawiono możliwości zastosowania membran z materiałów poli- 
merowych i kompozytowych w odzieży ak1ywnej. Przeprowadzono badania 
struk1ury. Właściwy dobór poszczególnych warstw zapewnia: wymagan'l. prze- 
puszczalność pary wodn
j a zarazem zewnętrzn'l. wodoodporność i wiatrood- 
porność. Zaproponowano koncepcję powtórnego wykorzystania (recyklingu) 
zużytych tworzyw. 


l. WSTĘP 


Czlowiek od zarania ludzkości boryka I się z problemem właściwego ubioru. Współ- 
czesna odzież winna zabezpieczyć uzasadnione potrzeby fizyczne, psychiczne ludzi tak. 
by mogli oni osiągnąć stan zadowolenia ze środowiska cieplnego, które ich otacza. Orga- 
nizm człowieka wymaga utrzymywania stalej temperatury wnętrza ciala niezależnie od 
znacznych nawet wahań temperatury otoczenia. 
Kompleksowe oddzialywanie otoczenia [l] można przedstawić w postaCi zespołu 
cZYlmików termicznych, na który się skladają: temperatura powietrza, względna wil- 
gotność powietrza, ruch powietrza, promieniowanie podczerwone, ciśnienie powietrza 
oraz zanieczyszczenie powietrza. 
Stosowane obecnie membrany pólprzepuszczalne mają na celu zapewnienie od- 
powiedniej: 
- wiatroszczelnoścL wedlug normy DIN 53887, przepuszczalność 30 l/min/lOO cm" 
zapewnia wystarczającą szczelność przed wiatrem, 
- wodoodporności, według normy DIN 53888, próba ciśnienia wody 100 mb ar, 
- oddychalności, przepuszczalności pary wodnej według normy DIN 53122, oraz 
próba Lyssy L80, gdzie próbka umieszczana jest na granicy dwóch komór: 
w jednej panuje stan nasycenia parą wodną a druga jest zupelnie sucha.
>>>
10 


J. Juraszek, M. Hajduga, 1. Nowak 


2. RODZAJE MATERIAŁÓW POLIMEROWYCB 


Obecnie istnieje bardzo duża ilość materiałów polimerowych stosowanych do pro- 
dukcji odzieży sportowej. Poniżej przedstawiono te, które najbardziej nadają się do pro- 
dukcji odzieży aktywnej, to jest takiej, która wspomaga procesy tennoregulacji ustroju. 
Zewnętrzne pokrycie stanowią najczęściej laminaty powstałe przez zgrzewanie lub 
przyklejanie do materiału nośnego cienkiej powłoki półprzepuszczalnej (membrany) 
grubości 0,025 mm. Jest to miękka folia z politetratluoroetylenu, w której na l cm 2 
powierzchni przypada blisko 2 miliardów porów. Są one tak małe, że woda pod ciśnie- 
niem odpowiadającym 2000 mm słupa wody nie może przez nie przeniknąć. Z drugiej 
strony średnica mikroporów jest około 700 razy większa od średnicy cząsteczek pary 
wodnej, dzięki czemu może ona swobodnie przeniknąć na zewnątrz. Tym samym za- 
pewniona jest wiatro- i wodoszczelność przy zapewnieniu możliwości odprowadzania 
pary wodnej na zewnątrz. Membrany są wrażliwe na przebicie. Szwy powodują po- 
wstanie otworów przez które może przenikać woda i wiatr, dlatego bardzo ważnym 
czynnikiem jest uszczelnienie miejsc szytych. Wykorzystuje się w tym celu specjalną 
technologię zgrzewania lub podklejania taśmą izolacyjną szwów. 
Przegląd membran rozpoczniemy do Aditexu. Jest to membrana poliuretanowa 
zawierająca bardzo dużą liczbę mikropor6w o znacznej wytrzymałości mechanicznej. 
Główne zastosowanie - na odzież dla sportowców. Helsapor to mlecznobiała, mikropo- 
rowata membrana o wodoszczelności (do 7 m słupa wody) i dużej odkształcalności (do 
200 %). Sympatex jest bezbarwną membraną poliestrową z hydrofilowymi komponen- 
tami o grubości 0,015 mm. Zapewnia nacisk słupa wody do 10 m oraz wytrzymałość 
mechaniczną we wszystkich kierunkach. Znajduje zastosowanie w odzieży przeciw- 
deszczowej, do turystyki górskiej, rowerowej, narciarstwa. Isofilm YS-21 to lekka 
(10-;.-15 glm 2 ) membrana z wysokoelastycznego poliuretanu przedzielonego licznymi 
szczelinami próżniowymi. Wodoszczelność - 1,8 m słupa wody przy odkształcalności 
do 500 %. 


+!t. .""
"t? ; 


l
. ..... ..:I,. 


....,.. . 


..'
 
1.0
.'; 
..-
 


. 

i 
4
 


t:.y..;: : 
'ĄA 
 ,p;."y": :
. 
.. ,t"".: j- , ..... 




 ?- 


.


\ *' 
:;..
 ..w
' 


"
v "»- 
" 


1'; 


"-
 
":}..' 



 
J!! 




:1:v 
-..j' :.. 
. ::
 


.
:. .
, 


J0:
 
'-."':: 


-"-....- 

- 


i, 


F
: :"Y-;,"-. 



.Ę
 




 




.
 ":!:r. 
 
r.r
.::",!,,-= 


. .. 
". ....:..... 'iłf."'
 


,-4.-.'i ".. 


. 
':;':"':
'.,: 


't,,,, 



: 
..;.

 


:"". 
. "" ... 
. 


'.
.
'
' 





 


fl;'Y"


. . 
.:t.7 . 



. 



.
 
;i% 


. 
no .
... 
'h. _,.0»"0 


, 
........ 


.s"'.
. 
:6: . 
..  


_..-.!'" 


""V' 
'
" .........1"-;:. 




.
,,_,:
 on 



 


..!f 
:;0 
..v;.s 


.""" 


 


-.' 
.
..
. 
.-(-_. '. 

.:f' 


... 
."':.J' 


. v.

 


. 
.
 

- 


R ys.l. Struktura membran półprzepuszczalnych
>>>
. = 
."L "'., 
,. .. . . : 
 . '.'. .. w . . .. ;.

i,:" 
 
.!!!- ,';". ./
"
': '.':. 

 -' :


. " ..
.. . 

,("'" . . :,." __: 
 


:;  "

":. .


 
.
 

:.
 .. 
. ,"'" ;3:. "
 
.L..,/ ; .:
 
 .
.::i "," 


.
....- '........... 


8m+ 
.
.. 
':.i
/1
. 


.... 


.. 1?" 
.y= 
":"'
£
:
.:;. 


"," si. '.... ". ". 

".,.:.... 


Zastosowanie materiałów polimerowych... 


11 


". 

 

"L
 


. -:
i-" 
.. 


f 
- 

., 


.. .-;':'..,.-.Jo.
 


clio-- 


." 


. . 

; 
:" ,11,'.' 


-.............:-

.:.i\:
 
.....,. 
C';"f"
'
 d" 

 

. .:; n: 


 
v.::

:. .l"" 
". ":'c:.:Io 
 


..'j# 


." 

..::
". 


.........: 
,........ .': 


łoc
 
-,."11;. 


"'
=.
t::;
.:.. 


:.".
 
 .

. 
I 


'
'...' 


. ..
-:": 


,,: 
f.
 no::" 

. 


:;."f:"' 




- . 



" "f
 


'"" 
,
 ". 


4. . 
. 
..... 
'
.... . 


. 
':
.: .. 


. }:. 
oj"" 




k:':: :'I

 I 


.
......r' 


'\
i ,- 


',.;.. "'
 


ir

 


, 
 




:;


: 
"?"-,:::- if-'::.... 

f
 
.
 


--
: 




 


-ę;o;Ó' 

i:;,
t!.).:; 
 
,'
. 
.-... 


/. 


'"", 


'''-':''.''.} 


Rys.2. Struktura warstwy ocieplającej 


Thintech (3M) to membrana zbudowana z porowatego materiału nośnego pokrytego 
gładką zamkniętą powierzcłmią z polimeru hydrofobowego zapewniającego przepusz- 
czalność pary wodnej. Osiąga ona wodoszczelność dochodzącą do 70 m słupa wody. 
Główne zastosowanie to odzież narciarska, rękawiczki, obuwie. Inne przykłady mem- 
bran półprzepuszczalnych to WB-400, membrana poliuretanowa o grubości 0,02 mm 
ciężarze 20 glm 2 stosowana do wyrobu odzieży narciarskiej, żeglarskiej i motocyklo- 
wej. Przedstawione przykłady membran łączą w sobie wysoki poziom odporności na 
wodę i wiatr z możliwością swobodnego oddychania skóry. Na rysunku l przedsta-
>>>
12 


J Juraszek, M. Hajduga, J Nowak 


wiono stronę zewnętrzną i wewnętrzną typowej membrany. Następną warstwą wystę- 
pującą w prezentowanym systemie odzieży aktywnej jest ocieplenie oparte na mikro- 
włóknach. Składają się one z włókien o masach liniowych poniżej O, l dtex, dzięki cze- 
mu odznaczają się wysokimi walorami użytkowymi. Stosowane mikrowłókna mogą 
mieć różny przekrój poprzeczny: kołowy pełny, eliptyczny lub przekroje z jednym lub 
trzema otworami (rys.2). Przekroje pełne eliptyczne charakteryzuje najlepsza odkształ- 
calność i zdolność powrotu do stanu pierwotnego. Przekroje z otworami charakteryzują 
z kolei korzystniejsze własności izolacyjności cieplnej. 
Materiały typu polar są to cienkowłókniste przędze poliestrowe często łączone 
z wełną, bawełną, jedwabiem, włóknami poliuretanowymi. Pierwowzór o nazwie Po- 
lartec w seriach 100, 200, 300 wyprodukowano przez firmę Malden MiUs w zależności 
od grubości. Dwie grubości 200 i 300 posiadają specjalną hydrofobową powierzchnię, 
dzięki której woda spływa nie powodując zwilżenia lub przemoknięcia. Materiały tego 
typu posiadają więc dużą zdolność do oddychania, chroniąc przed zimnem i deszczem. 
Powlekanie hydrofoliowe dzięki stosowaniu polimerów poliuretanowych z dodat- 
kiem tlenku polietylenu umożliwia powstawanie porów umieszczonych w strukturze 
polimeru. Stanowią one drogę transportu pary wodnej na zewnątrz, jednocześnie za- 
pewniając właściwą wodoopomość - rysunek 3. 


_ .
m 

,,:. ".
 y:.':::
7 

.4.., fi". :
:;\H
j... 


h "
.:'::
.': p
 ;.
;...,.


., 


'. 
:. 

:
*1i 
:.
 


m,
;':j
:;;;;; 

}'/ 
f. y..... mh.. .:
:;:::.W:"
 



.f 
.'
' 


.......... :
; =-.::
 :
.:--. 


2i: ":"", 
, .. 


.(
 ;
 


/ .... mł,\ 


.Y,. 



,..f,;.:
 ; 



 .$ 


"' 

 .-'"' i . 
.$ 

.:' 
:'(.fi-::"" 
{.... 


..# 


....,..::. 
'Y 


.,.':...:
 
u.-:"'t'v 
,..",,';;0" 


\;: 



 . . 


.ym:,...o;.{m. 


/: 


-:-,' 
'\ 


O.. 
-" 0.0( 


;;;p. 



1:t
 


-.Ai ., 


.(,: ,:.. . 1-- 
.....,. 
 
. -.i
' 


Rys.3. Powlekanie hydrofoliowe 


Zastosowanie membran półprzepuszczałnych i cienkich laminatów o dużej prze- 
puszczalności pary wodnej porównywalnej z przepuszczalnością skóry ludzkiej umoż- 
liwiło znaczne zmniejszenie objętości ocieplenia. W przypadku kombinezonów stoso- 
wanych w wyprawach na ośmiotysięczniki udalo się zmniejszyć ciężar ociepłenia 
z 10 kg do 1,7 kg, co jest równoznaczne z czterokrotnym zmniejszeniem ciężaru ekwi- 
punku przy zapewnieniu nawet większego komfortu cieplnego. Wynika to z faktu, że 
przy mniejszej grubości ocieplenia pozostaje w nim nmiejsza strefa obszaru, w którym
>>>
Zastosowanie materiałów polimerowych. .. 


13 


ulega wykropIeniu para wodna, a cieńsze laminaty zewnętrzne szybciej transportują 
parę wodną na zewnątrz. Porównanie tradycyjnego systemu odzieży o stosunkowo 
największej grubości i ciężarze jednostkowym, nowoczesnego systemu wykorzystują- 
cego membrany półprzepuszczalne lecz stosunkowo grube i systemu thermoactive 
przedstawiono na rysunku l. 
Wprowadzona technologia podklejania szwów umożliwiła uzyskanie jeszcze lep- 
szej wiatroszczelności i wodoodporności eliminując zjawiska penetracji wilgoci i po- 
wstawania filmu wodnego w okolicy szwów. Zastosowanie cieńszych laminatów powo- 
duje szybsze otwieranie mikroporów i szybsze wysuszanie membrany, mniejszą strerę 
wilgoci. 


3. MATERIAŁY PRZYSZŁOŚCI 


Współczcsna chcmia polimerów poszukuje nowych bardzo wyspecjalizowanych 
materiałowo Opracowano włókna na bazie węglowodorów aromatycznych typu parafin 
121 dające możliwość wykorzystania erektów cicpłych prL.emian fazowych. Parafiny te 
/.Ostały wprowadzonc do rdzcnia włókicn. W czasie wysiłku fizycznego będzie zapcw- 
niony stały komfort cieplny (użytkownik nie będzie odczuwał gorąca), gdyż cieplo 
wydzielone przez organizm będzie zużytc na topienie parafin wprowadzonych do włó- 
kicn. W czasic spoczynku nie bcdzie odczuwał chłodu, ponieważ stopiona parafina 
bcdzic stopniowo oddawać clcpło. Jcst to właściwie dobrany material do cyklicznie 
powtar;:ajlcych siC; czynności wysiłku i odpoczynku. W japoTIskich laboratoriach opra- 
cowano włókna, którc reagują na zmiany wilgotności [3 J. W zależności od stmktury 
!llog:1 one prl:Y /wickszcniu po/iol1lu wilgotności znmiejszać swoją średnicę i ulcgać 
rozprostO\\aniu, co ;:wi\:kszl pr;:e\vicwność, lub zagęszczać się, gdy spadnie deszcz. 


--ł. ZAGADNIENIA RECYKLINGU 


Zaproponowano konccpcjc produkowania v"ykrojó\v u produccnta laminatów. 
Wnnaga to opracowani c elektromcZllcgo systcmu zamawiania, przesyłania wzorów 
wykrojów oraz elastyczności produccnta. lecz umożliwi powtórne \vykorzystanie mate- 
riałów poJimcrmvych bcz kOl1lccZl1ości kłopotliwego gromadzcnia odpadów przez pro- 
duccntów od/ieży. Prezentowanc materiały polimcrowc. którc ulcgły zużyciu, mogil 
byc rowlllc/ powtórnie wykorzystanc. 


LITERATURA 


[11 Fourt L.. Com fort and FUllction. M Dekker, IN C. , New York 1970. 
[2] Patent USA 4.756.95X. 
131 Patcnt Japan J610 19816 Tejin. 


POL YMER AND COMPOSITE MATERIALS 
IN THE SEMI-PERMEABLE MEMBRANE 


Summary 


In this art i ci c the polymer and composite high-tech materiais in th serni-permeable mem- 
hrane are presented. Structure and properties of semi-permeable membrane has the best weather 
ability (water and wind resistence). There were proposed recycling or polymer materiais.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


EFEKTY MODYFIKACJI POLIACETALU 
KOPOLIMEREM ETYLENU 


Wieslaw Dziadur, Antoni Litak* 


Politechnika Krakowska, Instytut Materialoznawstwa i Technologii Metali, 
Al. Jana Pawła II 37, 308-64 Kraków 
*Politechnika Krakowska, Instytut Mechaniki i Podstaw Konstrukcji Maszyn, 
Al. Jana Pawła II 37, 308-64 Kraków 


Celem pracy bylo poznanie możliwości zwiększania ciągliwości poliacetalu na 
drodze modyfikacji jego struktury. Jako modyfikatora użyto kopolimer etylenowy 
(surlyn) o merach Jonizowanych przez atomy cynku i grupę kwasu akrylowego. 
Zbadano wplyw różncJ zawartości surlynu (od \O do 30 %) na strukturę krysta- 
licznq i własności mechaniczne poliacetalu. Przeanalizowano parametry stereo- 
logiczne struktury i ich powiqzama z własnościami modyfikowanego tworzywa. 


l. WPROWADZENIE 


Zastosowanie poliacctalu (POM) jako tworzywa konstrukcyjnego wynika z jego 
odpowiednio wysokich własności mechanicznych jak i technologicznych. Powszechni c 
jest stosowany w budowic maszyn i urządzeń głównie na wirniki pomp i wentylatorów, 
koła zębate, panewki i pierścienie łożysk oraz armaturę. Korzystne wlasności mecha- 
nicZIle POM wynikają z cechjego struktury, głównic z wysokiej jego krystaliczności na 
poziomic 70 'x,. Krystaliczność POM objawia się lokalnym uporządkowamem makro- 
molekuł w agregatach lamelopodobnych (fibrylach), które to grupują się w postaci 
ziarn nazwanych srcroIitallli. 
W niektórych zastosowaniach jak bieżnie cłementów tocznych POM wymaga 
lIlod
ifikacji w cclu wzrostu podatności, a przcz to obniżki nacisków kontaktowych 
prowadzących do równoczesnego zmniejszcnia współczynnika tarcia. Jedną z metod 
osiilgnięcia tego celu jest kształtowanie odpowiedniej mikrostruktury (np. poprzez 
wprowadzenie plastyunego elastomcru w postaci odrębnej razy o dużej dyspersji) bez 
naruszcnia nadlllolekularncgo uPorzildkowania tworzywa. W niniejszej pracy przed- 
stawiono erek ty takiej modyfikacji POM za pomocą jonomerycznego kopolimeru etyle- 
nu o nazwie surlyn 9020(SU) produkcji firmy Du Ponl.
>>>
16 


W. Dziadur, A. Litak 


2. ZAKRES I METODYKA BADAŃ 


Badania przeprowadzono na próbkach POM (Tarnoform 300) oraz ich mieszani- 
nach o następujących udziałach wagowych: 10, 20 i 30 % surlynu. Własności mecha- 
niczne określono w próbie rozciągania, na próbkach plaskich wiosełkowych (na ma- 
szynie wytrzymałościowej Instron), oznaczając naprężenie maksymalne a z zwane gra- 
nicą plastyczności i rzeczywiste naprężenie zrywające a rz oraz moduł sprężystości Er. 
Ocenę mikrostruktury analizowanych tworzyw wykonano na zgładach i przełomach 
uzyskanych w temperaturze ciekłego azotu, przy użyciu mikroskopu skaningowego BS 
300 (produkcji czeskiej). Ilościową analizę wydzielonej razy modyfikatora w strukturze 
POM przeprowadzono na przełomach, oznaczając metodą liniową: ułamek objętościo- 
wy V v modyfikatora, liczbę jego wydzieleń na jednostkę powierzchni Na oraz średnią 
cięciwę wydzieleń lir. Wyniki pomiarów przedstawiono w tabeli l. 


Tabela I. Wyniki pomiarów wybranych cech stereologicznych dla poliacetalu modyfikowane- 
go surlynem 


Tworzywo Vv,% lir, mm Na, mm. 2 
POM +10 %SU 6,35 2,88 8982 
POM +20 %SU 15,06 3,43 14343 
POM +30 %SU 21,12 433 18638 


Przeprowadzone dodatkowo badania rentgenograficzne wykazały brak działania 
surlynu na nadmolekularne uporządkowanie POM. 


3. WYNIKI BADAŃ I ICH DYSKUSJA 


Niemodyfikowany Tarnororm 300 posiada mikrostrukturę charakterystyczną dla 
poliacetali o wysokim stopniu krystaliczności. Podstawowymi jego składnikami struk- 
turalnymi są gruboziarniste agregaty krystaliczne, w rozgałęzieniach których występują 
niewielkie obszary amorficzne (rys. 1 ). Agregaty te wykazują budowę typową dla sfero- 
litów o lamelarnym ułożeniu składników (rys.2). 
Elektronooptyczne obserwacje struktur modyfikowanego POM - w badanym za- 
kresie stężeń - wskazują, że modyfikator nie ulega homogenizacji z polimerem bazo- 
wym. Tworzy on oddzielną razę w postaci długich walcopodobnych lub sreroidalnych 
cząstek, których typowe kształty pokazano na rysunkach 3, 5 i 7. Ich ilość (wyrażana 
przez V v i Na) jak i przeciętna wartość wskaźnika rozmiaru (opisywana przez lir) wzra- 
sta wraz z zawartością modyfikatora. Wymiary cząstek modyfikatora zawierają się 
w granicach od l !-lm do 20 !-lm, przy czym we wszystkich przypadkach modyfikacji 
najwięcej wydzieleń osiąga przeciętną cięciwę mieszczącą się w przedziale 2-7-4 1-t1l1 
(tab.l). Dodatkowe badania rraktograficzne przełomów - uzyskanych w temperaturze 
ciekłego azotu - analizowanych próbek, wskazują na brak adhezji cząstek modyfikatora 
z poliacetalową osnową (rysA, 6 i 8). Niski wagowo udział surlynu (lO %) nie powo- 
duje istotnych zmian wielkości srerolitów POM (rys.3 i 4). Wyższym jego zawarto- 
ściom (20 i 30 %) towarzyszy umiarkowane rozdrobnienie agregatów krystalicznych 
osnowy (rys,6 i 8). Mechanizm tego rozdrobnienia można wyjaśnić lokalnym oddzia- 
ływaniem cząstek surlynu na rozrost srerolitów podczas krystalizacji POM. Mała ilość
>>>
Efekty modyfikacji poliacetalu... 


-
 -

 
i
:¥, 
::


 


I 
20 f-lm i 

 - 


Rys. l. PGM niemodyfikowany, zgład 


-1,,,.'1£ :- 




 .
'. 
'1:. 


 - '" 


.;
 


't. 


. .


;: 
,


 


, ..: 
L 
.L;,;.:" 
 
łf:: l!.' 


;,
.t
 .. 

 
, 


!\rE.. 
S"'" 


.
::
f{::
:. 
-:;
 



 
i;

 ;
. 


, 


.. 
.,..'h' 

";

. (. 


..
.. 


,.-',¥ 


:
 


;
¥ i 
'. F :,et.:; 


20 f-lm 
I----ł 


.

{ 


ih 
.
; 
 


Rys.3. PGM modyfikowany 10 % SU, zgład 


-.
:.:."""- . 



. . 


17 


'n) 


.. )"7  
'\.t\. 
j" -..
 
i .. " .

"  
i$l\ 

 
." .w...- .. ;l;;#*
 


"'
r.:. 


.
: 



.. 
{.: 


\ 
.
' 


.'ix:
: 
';
" 


.. 
 


;..". 
'4 

"* 


.:t
 
.-1- 
.
.' 


:;:
. 


-
..I.
 


. 
.
: 


), 
f ;ł" 


j;:" 



.: 



h
.., 

1
 .}
. 


""--
,... 


.i:r 


¥ 


...t j 

J 


. .1J' 
- 
I 

."''fi:.
. 


..
 
{ 


:



 


-fi- 


-iti.. .,.
 
'. .

.-. 

,¥..:ł'. ........
9:.'" 


:
i
:.. 



( 
(;\ 


ł. :
ł'. 
 
.
:
: 


. 


20 f-lm 
l-----! 


:: --l'-. .
.
: 


i. 


Rys.2. PGM niemodyfikowany, przełom N 2 


,:¥,; ł .



 


",y"" 


.:
.. 


,;fi
 


, ........;1f
 '. 


"1"'.- 
:"s.
 


20 f-lrn 


r
;.' 


.,. 
"»{' I----ł 


RysA. POM modyfIkowany 10 % SU, przełom N
>>>
18 


W. Dziadur, A Litak 


:.-_.:::::
' 


, 
-

,!
 
__ :-...nł: 
", -:;;to- 
_
 
.l' 


';f
/ 



i''j: 


.
: 
: 

 ;"i' 
: 

 :. 




.'V.. 
t. f
!. 
. 
:\fi' 

 


i 


....::
v..
 


,. 


20 p.m 
I---ł 


ł
m 
t-.: . 
 
,:#" 
:'::r 
Jj .\t 


:
.
 


r- 


.t

 


-#' 
i
 


. . .
. 


.;"
. 


\
. 


z'f 

.

-!: :'"::;.-
 .
. 


\.. 
/ 


., 
m,,:,_," 
-,

\;.:::" 

.:. . 



. 
74/ 

. 



:;.
 


....: 


.{W. 


.\ 
.} 


20 p.m 
ł-----ł 


Rys.5. POM modyfikowany 20 % SU, zgład 


Rys.6. POM modyfikowany 20 % Su, przełom N 2 


!1ł 
-?-
ft: 
.

-

 
1
. 
::..,:: 


\. .; .. 


i::' 


\ 


.
 .
. 
1.-- 


.. 
-%.v.J..;rc 


l 
t 
-
 
: ;;
. 
-I 
 -o..iI.
 


"

 
 
it 
.
; 



- 
:
a 
/1, 



...: :::.t
. 
l." .... 


::f,
" '" 


20 Jlm 
ł---ł 




 
:7 


. . 
. . 
.....-.-' 


_H 
:;.:
..... 
. '
4-r 


'
.-:'t: 


.c"i '
:
'I ..:::
::
: 


.ł. .""". 
'c7 
 . 
 . .. . }
!: .1lW'  
.. 1.::-' ....  

:f.j 
:.$ 
'.'...... 
?:....'..
. f:' 



'/""" 
:;:#, 
,r 
., 


.,! .
. . .. 

. .IJ': :

;

:.' 
 ?{'\i: 
,.j 
i.
; i'

. . 
'':4
...;.':
::' 


:
 


"f 


l 


'1/" 
.

 
"" 


;l
j 
0' 
.
 



. 
 


. . 
'

"ł:'
' 
,..-ii' 


.: ;., 




. 



,t:
. 


.
. 


.1 


."" 


'i 
4,
1 

 . . 
.-..1 


.


.:/ 
:
:::' . 


1".. 
..' 
ł..t 


. 
  
:ł .
 
::". 


. . t--:
 
. i/.: 


..
 


20 Jlm 
ł----ł 


Rys.B. PGM modyfikowany 30 % SU, przełom N 


-
--


- 


Rys.7. PGM modyfikowany 30 % SU, zgład
>>>
Efekly modyfikacji poliClcetCllu... 


19 


cząstek surlynu nie przeszkCldzCl rozwojowi ClgregCltów krystCllicznych, ZClŚ przy więk- 
szej ilości ograniczają one rozrosI sferolitów (rysA, 6 i 8). Stwierdzone efekly wskClzu- 
ją, że surlyn powoduje głównie lzw. zewnąlrzpClczkową plClstyfikClcję POM. 


70 
60 
ro 50 

 40 
e 30 [ . -:j 
b 20 
N 
b 10 _ III __Q'z 
o 
o 10 20 30 
V v , %SU 


Rys.9. Zależność granicy plastycznosci eT, i rzeczywistego naprężenia zrywającego eT", przy roz- 
ciąganiu od ułamka objętościowego V v surlynu w rOM 


3000 
2500 
ro 2000 

 1500 
1000 . 
u.r 
500 
O. 
o 


... 


5 


10 


15 


20 


25 


V v , % SU 


Rys.IO. 7,ale;.ność modulu Er pl7.y rozci'lganiu od ulamka objęlościowego V v surlynu w I'OM 


ObserwowClnym zmiClnom w slrukturze poliacetClIi Z dodCltkClmi surlynu towClrzy- 
szy wzrost ich piCIstyczności przy jednoczesnym spCldku wytrzymClłości. Wrn ze wzro- 
slem ilości modyfikCltorCl obserwuje się monoloniczny spadek wyznaczClnych włClsności 
mechanicznych (a z , a rz orClz Er) badanych poliClcetali (rys.9 i 10). TClkie zClchowanie się 
lworzywa jest naj prawdopodobniej konsekwencją dwóch przeciwstawnych 7JClwisk 
struklurCllnych. Wynikiem niewielkiej (lub brClku) rozpuszczCllności modyfikCltorCl 
w POM jest pojawienie się jego cząslek w postClci odrębnej fClZY, których ilość jest pro- 
porcjonalna do ilości wprowCldzonego surlynu. o mal
j adhezji obu składników. Pro- 
wadzi to w konsekwencji do redukcji wysokowytrzymalej matrycy. zaś niskowytrzy- 
mały modyfikator w znikomym stopniu uczestniczy w przenoszeniu obciążeń tworzywCl 
(efekt "perforacji"). Stwierdzone rozdrobnienie agregCltów krystCllicznych (przez blo-
>>>
20 


W. Dziadur, A. Litak 


kujące działanie cząstek modyfikatora podczas krystalizacji) nie jest w stanie zrekom- 
pensować osłabienia osnowy (spowodowanej pojawieniem się w strukturze jego czą- 
stek). Dekohezja mieszanin polega na kruchym złomie osnowy POM. zaś włókniste 
cząstki są z niej wyciągane i później ulegają ciągliwemu zniszczeniu. Jednakże postać 
i silna ciągliwość wydzieleń surlynu mogą mieć pozytywny wpływ na własności tribo- 
logiczne tworzywa. W warunkach tarcia z poślizgiem, miękkie i łatwo wyciągalne 
z matrycy cząstki surlynu powinny zapewniać samosrnarowanie się współpracujących 
powierzchni. Ten modyfikator zachowuje bowiem ciągliwość nawet w temperaturze 
ciekłego azotu, co widać na rysunku 11. Cząstki surlynu na powierzchni przełomów 
próbek z temperatury ciekłego azotu są silnie odkształcone, a ich zniszczenie poprze- 
dza szyjkowanie. 


l
:
 


'. .":,,;;.' 
.. '.,.."#:
, 
'\ 


:- ".: ::11 
". , 
'ł. 
 



;r 



:.:" ' 


.. ...,"" 


f, 


l
 


;/}, 
,'t.;..",. 
w... 

:
 


"1: ,



'. . ;Ą 

":
;:i.::/ - 

: '
:


;-.'
.,
.

 


'
'". 


::\::. 


., 



., 
: .


 
;;o';
 ' 
'" . 




..... 


.;f/ 
,,-.,- ".'. 


tJ.lm 

 



;

 
 
.,. 


f
'''' 


Rys.ll. POM modyłikowany 20 % SU, przełom N2 


4. WNIOSKI 


I. Stwierdzono, że w mieszaninach z poliacetalem surlyn wydziela się w postaci od. 
rębnej fazy o słabej adhezji między oboma składnikami. 
2. Faza surlynu w znikomym stopniu uczestniczy w przenoszeniu zew:1ętrznych ob- 
ciążeń tworzywa, działając przede wszystkim jako peńorator poliacetalowej ma- 
trycy mieszaniny. 
3. Postać i silna ciągliwość wydzieleń surlynu stwarzają szansę uzyskiwania efektu 
samosmarowania się przy tarciu tak modyfikowanego POM. 


LITERATURA 


[1] Dziadur W., Kucie! S., Litak A., Tomaszewska V.: Materiały vm Seminarium Tworzywa 
Sztuczne w Budowie Maszyn, s.160. 1997. 
[2] Kuciel S., Litak A: Materiały VI Konłerencji, Nowe kierunki modyfikacji i zastosowart 
tworzyw sztucznych, 1995.
>>>
Efekty modyfikacji poliacetalu... 


21 


THE EFFECTS OF MODIFICATJONS OF POLIACETALE BY IONOMERIC 
COPOL YMER OF ETHYLENE 


Summary 


In thc papcr thc rcsults 01' the influence 01' dit1crent Surlyn additions (10 to 30 %) on mi- 
crostructural and mechanical changes 01' POM is presented. Investigations were carried out on 
scctions and Iractures ohtamed at liquid N 2 temperature. II was shown that smali additions ol' 
Surlvn (up to lO ex,) modificd invcstigaled struclures much morc. Moreover, in this paper therc 
IS dcscnbcd qualitatlvc and lIuantitativc role 01' Surlyn on typical features 01' ohserved structures 
01' 1l1vcstigatcd polymers.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


KINETICS OF WETTING, SOAKING AND DRYING 
OF POLYAMIDE COMPOSITES 


Jan Kohout 


Dcparlrncnl o[ Physics. Mililary Academy. 
Kounicova 65, CZ - 612 00 Brno 


i\rtlck prcs.:nls th.: resulls ol' m.:asuremcnls ol' wcight and dimensional changes 
or JetaIls maJe !rom polyamicles filleJ with short glass fihres during wetting in 
air wilh Jlllcrent humiJity, soaking in water at dirrerent tcmperatures and drying 
11\ hot aJr al dirtcrent temperatures. TemporaI and temperaturc dependences ol' 
the changes ar.: JcscnheJ with kmctic equations ot" dilTusion and with Arrhenius 
equatlOn !()r their ! ate constants. OhtameJ knowledge allows simple detennilla- 
tlOn of optllnum tcchnologlcal paramcters (temperature, tunc and medium) ror 
any tcchnologlcal step in which given change ot" water amount is asked. 


1. INTRODUCTlON 


Polyanudes arc one o[ polY'IJ1cr Iypcs which can conlain certain anlOunt or water. This 
aIllounl has llppcr limil (2.5 lo ] weighl pcr ccnt ror P A 6,6; ],5 to 4 per cent ror PA ó) 
\\ hich is JO\\er [or fillcd poly:unidcs (about half ror 35 volume per cent glass fibrcs). Watcr 
conlenl intluenccs significantly abovc all mcchanical iUld clcclrical propertics. For delails 
\\ llh high accuracy dcmands Ihe dimensionaJ changcs can play important rolc. On the other 
hand \\cIght changes arc llsually not vcry significant but thcy can be detem1ined very sim- 
ply I I' polyamidc dclail is loadcd in bcnding or torsion not onJy total watcr amount but aIso 
lIS diqributllJn in the cross scction is 1ll1portant. 
Drying as \\eJl as \\clting or soaking ol' polyalllidc dctails can be importillt step or 
tccl1l10Jogical procedurc c.g. when Ihc pohamidc granllles are dried before iI
cclion 
nHJulding or \\hcn the cagcs (scparalors) o[ rolling bcarings arc wcttcd berorc the rolling 
cklllcnts :lle prcssed Jl1 (heIll Thcrcforc Ihe kinellCs orthc changcs orwater content is uscrnl 
lu slll(h 
C'dllnbUllon prescnls the rcsults ol' llleasurcll1cnls ol' wcight and dimensional 
changcs ol' cOlllposite cagcs dllnng wctting in air with di[[ercnt humidities, soaking in 
\\alcr with dirrerent lempcratures and dry'ing at difrcrent temperatures. To previously 
obtaincd partial rcsults ol' preliminaryl tests [1.2] expcrimental results of new tests and 
computational rcsults or rcgression analysis we re added. Temporai dependences of
>>>
24 


1. Kohout 


weight and dimensional chang
s are described with kinetic equations of diffusion (or 
more generally with Avrami equation) and their temperaturc dependences consist in 
temperature depcndences of rate constants in kinetic equations according to Arrhenius 
equation [3]. The most complicated case is soaking in water where also the washing up 
of low-molecular chains can play significant role. 
Very important parameter inf1uencing the rate of water content changes is the 
thickness of studied sample. In the case of bearing cages with very complicated shapcs 
the equivalent thickness can be defined as the quotient of volume and half-surface 
which well corresponds to the thickness of thin piane plate. In the article only two 
types of cages with different equivalent thicknesses are studied what does not allow to 
find general dependence on thickness. 
Obtained knowledge about the kinetic of changes of watcr content in composite 
details are used for determination of optimum parameters of technological step in 
which asked water content or asked water distribution in the cross section or detail 
have to be obtained in asked time. 


2. EXPERIMENTAL MATERIAL AND TECHNIQUE 


Studied material was polyamide composite UItramid A3HG5 (producer BASF) 
what is polyamide 6,6 filled wit h 25 volume per cent of short glass fibres with diamc- 
ters 10 flm and mean length about 0,5 mm. Its materials properties are known from 
studies using sampies with simple form (usually piane plates). Therefore the cages as 
final details with very complicated shapes were studied (they are in principle closc or 
exceptionally open rings with close or open pockets for roll ing elements). Properties of 
final details with complicated shape depend not only on materials properties but sub- 
stantially also on the level ofproduction technology, in this case injection moulding. 
For studies the cages of cylindrical roller bearing NU 310 (bearing ror general use 
made by all important producers) and needle roller bearing PLC 43-18 (special inland 
bearing used in gear box of some Skoda cars) were used. The former is close with close 
pockets and equivalent thickness about 3.5 mm, the latter is open with close pockets 
and equivalent thickness about 2 mm. During and after exposurcs the weight (mass) 
and diameter were determined. Weight (about 14,5 g for cages NU 310 and 3,6 g for 
cages PLC 43-18) were determined on laboratory balance with accuracy 10- 4 g. The 
diameter (about 88 mm - only cages NU 310 were measured) was determined with 
contact micrometer in two perpendicular directions defined by the gate of sprue with 
accuracy better than 10- 2 mm and the mean was considered. Relatively high dispersion 
of diameter measurements is the consequence of high compliance or cages - the resuIts 
of measurements are extremely dependent on thrust force of dimension gauge which is 
difficult to hold perfectly constant. For further data processing the relative changcs of 
weight and diameter were used. 


3. PROCESSES INFLUENCING WATER CONTENT 


3.1. Wetting in humid air 


Wetting was made at room temperature in air with relative humidity (52:t2) and 
(l00:t2) per cent (hereafter 50 and 100 %). 80th media were realized in desiccators - 
the former above the level of saturated solution of sodium dichromate K2Cr207. the
>>>
Kinetics of wetting... 


25 


latter above the level of distilled water. Tested cages were pre-dried 3 days in hot air at 
temperature 80 oc. Experimental results of wetting for both cage typ es and both hu- 
midities are presented in fig. I, where (and hereafter) the cage type is determined with 
equivalent thickness. As regression function Avrami equation was used 


L1p + P max [1- exp(- e t" )] 


(I) 


where Pmax is maximum content of water (wettability) for given cage type and given 
humidity. Exponent n "" 0,5 is the evidence that substance of wetting is diffusion for 
which n = 0,5. Rate constant for thinner cages is higher according to the expectations. 
Values PmJX are different for different humidities (the balance of humidities inside and 
inside or material) but they should be the same or near for different types of cages. 
Substantially lower values for thicker cages is the evidence of fact that the predrying 
was not sufficient. 


8 
o 50 % 3.5 mm 
7 
O 100 % 3.5 mm 
. 50 % 2 mm 
6 . 100 % 2 mm 

 5 

 
..... 4 
Q) 
ro 

 
'ł- 3 
o 
..... 
c: 
Q) 
..... 
c: 2 
o 
o 


o 


0,1 


10 
time [hours] 


100 


1000 


Fig. I Wetting ol' polyamide cages with ditferent equivalent thickness in alr with ditrerent 
humidity 


To reach the bal ance d water content as quickly as possible the combination of 
higher and final humidity is used. An example of such combination (but not the 
quicker) is presented in fig. 2 where 100 percentage humidity is folIowed by 50 per- 
centage one. As regression function the doubled Avrami equation is used and values 
n "" 0,5 are again obtained.
>>>
26 


1. Kohout 


8 
7 
6 
;g 5 
o 

 
'- 4 
2 
m 

 
C 3 2 mm 
.... 
c 
2 
c: 2 
o 
u 
3.5 mm 
100% 50% 
O humidity 
0,1 10 100 1000 10000 
time [hours] 


Fig.2. Wetting orpolyamide cages with ditlerent equivalent thickness in air with humidity jump 


3.1. Soaking in water 


The cages of roBer bearing were soaked in distilled water at temperatures 23. 47 
and 70 oC, the cages of needle bearings at temperatures 23, 38 and 70 oC Stability of 
temperature was 1°C for elevated temperatures and 3 oC for room temperaturc. Thc 
time of tests at room temperatilre was Iimited to onc year by biological contamination 
of water. Nor the most careful treatment could avoid it and no chemical prescIVative 
was used not to influence the results. Weight increase during soaking for both cagc 
types is presented in fig. 3 and 4, diameter increase for cagcs of roBer bearing having 
larger dispersion is presented in fig. 5. Because the soaking is attended with washing 
up of low-molecular chains the regression function was supplied with exponcntial 
function deseribing this effect 

 p = Pl max [ l - exp( - k In t n ) ] - P2 max [ l - exp( - k 2 t)] (2 ) 


where PItna)( is maximum content of water (absorption capa city) and P2max is maximum 
content of washed up low-molecular components. Temperature dependence or 
p con- 
sists in temperature depcndence of rate constants according to Arrhenius equation 


, ( Gż ) n [ Ć', ( l l J ] 
k, (T) = k,w exp - KT = k(7()) exp - --; T - T() 


(3) 


where s, are activation enthalpies ofboth processes, K is Boltzmann constant and To is 
suitable relative (e. g. room) temperature (absolute temperatures are considered).
>>>
5 
OJ 
(/) 

 4 
'- 
u 
c 
1:: 3 
.
 
OJ 

 


Kinetics of wetting... 


27 


8 


7 


6 


2 


o 
0,1 


10 100 
time [hours] 


1000 


10000 


Fig.3. Soaking ol' polyamide cages ot' roBer bearing in water at mentioned temperatures 


8 
7 
6 
::R 5 

 
OJ 
(/) 
re 4 

 
u 
c 
1:: 3 
O 
Qj 
3: 
2 


o 
0,1 


10 


100 
time [hours] 


1000 


10000 


FigA. Soaking ol' polyamide cages ol' needle bearing in water at mentioned temperatures
>>>
28 


1. Kohout 


Regression of weight increases gave the values n in the region 0,48 to 0,67 what 
is not as near to the value 0,5 as in previous cases. Important concIusion is that for 
each or temperatures different value Plmax must be taken because absorption capacity is 
the lower the high er is the temperature. The amount of washed up components P2111ax 
for cages of needle bearing (0,95 :t 0,15) % seems to be correct but regression result ror 
roIler bearing cages (2,78 :t 0,21) % is too large and probably incorrcct what can be the 
consequence of unsuccessful regression (covariant coefficient between Pl max and P2max is 
extremely cIose to l). While in fig. 4 the decrease ror long times about I % is easy to 
see, in fig. 3 nearly no decrease can be seen what also makes the value near1y 3 'y., 
dubious. For the cages of roller bearing the increase of diameter is available but it 
cannot contribute to the solution or this problem because here no saturated region oc- 
curs (see fig. 5 - upper level for room temperature is not yet probably saturated region). 


0,4 


0,3 
E 
.ś 
ID 
OJ 
'" 0,2 

 
() 
.s 
ID 
., 
E 
'" 
'6 0,1 


0,0 
0,1 


o 0,4 
0,3 
 
ID 
OJ 
'" 
ID 
t 
0.2:: 
ID 
., 
E 
ro 
'6 
0,1 
0,0 
10 100 1000 10000 
time [hours) 


Fig.5. Soaking orpolyamide cages ol' roll er bearing in water at mentioned temperatures lollowt.:d 
by diameter increase 


lncrease of diameter (sec fig. 5) is very important from the point of view or di- 
mensional accuracy. The dccreasc of mea n diameter ror long times can be not only thc 
consequence of washing up of low-molecular components but also the consequencc or 
crystallinity increase of polyamide which decreases volume but thc weight rcmains 
scIf-cvidentIy without any change. The higher the tcmpcrature is, thc largcr increase of 
crystaIlinity can be expected what is in agreement with diameter decrease in fig. 5. 
Careful look at the beginnings or curves in fig. 5 shows enormous dispcrsion of 
experimental resuIts ror times shorter than 10 hours. In rac t the results ror l and (J 
hours arc significantIy lower and results for 2, 3, 4 and 5 hours significantly highcr. It 
is difficuIt to find the reason causing such unusual rcsults in first day of measurements. 
Besides mean diameter also the differcnce of two diamcters measured in perpen- 
dicular directions can be determincd as a criterion of ovality. Its time and tempcraturc 
dependences are very interesting as wcIl as uscful but therc is not place enough to 
present them. It seems that the erystallinity changes play in ovality the most important 
role.
>>>
Kinetics of wetting... 


29 


].]. Drying in hot air 
Drying was made in hot air oven at tempcraturcs 65 and 80°e. Experimental rc- 
sults for both tcmperaturcs and both cagc typcs are presented in fig. 6. For regression 
the modified A vrami equation (I) was used 
t!.P=Pmaxexp(-etn) (4) 
where PWa)( is again the maximum water content in polyamide. For temperature de- 
pendencc of rate constant Arrhenius equation (3) can bc again uscd. 


6 


o 65°C 35 mm 
D 80°C 3 5 mm 
. 85°C 2 mm 
. 80.C 2 mm 


5 


*' 


1.4 


Q; 
W 3 
(; 


C 
."! 2 
c 
° 
o 


o 


0.1 


10 
bme [hoursJ 


100 


1000 


FIg.6 Drying ol' polyarnide cages with ditlerent equivalent thickness in air with ditTerent hu- 
rnidity 


While in all other fi,gures primary results are presented, for fig. 6 they had to be 
converted to obtain their asymptotes cqual to zero. The problem consists in the fact that 
the weight of cages without any water cannot be known before the tests. The dcpen- 
dences also show that often recommended drying procedure 3 days at tcmperature 
80 oC can be barely sufficient for thinner cages (limit value 0,2 % of watcr content is 
usually considered for dry polyamide) but 110t for thicker cages for which even one 
weck or drying is not sufficient. Sornetirnes the drying temperature only 65 oC is rec- 
ommended to avoid thermal oxidation of polyamide but from fig. 6 it is elear that the 
timcs for reaching 0,2 % water content are too long for practical use cven for thinner 
cagcs. 


4, DlSCUSSION 


Prcscnted experimental results and proposed regression functions lead to some 
valuable results and conelusions. On the other hand many other measurements at other 
conditions should be made to assure that th
 results and above all the conelusions have 
gencral validity. Some measuremcnts (e. g. the beginnings of diamctcr increase) 
should be repcated being rather dubious. Also it is necessary not to stop measurement 
berore saturated region is sufficiently covered.
>>>
30 


J. Kohout 


Another problem consists in sufficient frequency of measurements. Especially 
first night and first weekend (measurements were made only in working days) create 
unpleasant gaps in all figures where logarithmic time axis is used. When the disper- 
sion of results is very low (see fig. 3 and 6), all nights before first weekend arc 
consplcuoUS. 
Some conclusions (e, g. about erystallinity changes) are rather speculative and di- 
rect measurements (e. g. X-ray analysis) would be very usefiIl. 


5. CONCLUSIONS 


l. Presented results allow to find approximate conditions for realization of given 
changes of water content in polyamide composite (at least for tested types of cages). 
2. Discrepancy between weight and diameter increase at high temperatures are proba- 
bly the consequences of erystallinity increase which should be directly studicd. 


ACKNOWLEDGEMENTS 


The work was supported by project MO 50170896306 of Ministry of Defence. 


REFERENCES 


[I] Kohout J.: Ageing and wetting 01' polyamide cages ol' rolling bearings. Proceedings ol' seml- 
nar Climatotechnology, ZVŁ PS, p. 39 (in Czech) Povazska Bystrica 1989. 
[2] Kohout 1.: Kinetics ol' degradation and wetting of polyamide injection moulded detalis. 
Proceedings ol' 6 th state cont
ence Polyamides '90. DTCSVTS, p. 109 (in Czech) Ceske 
Budejovice 1990. 
[3] GOST 9.707-81 Unitied system ol' corrosion and ageing protection. Polymeric materials. 
Methods of accelerated c1imatic ageing tests (in Russian). 


KINETYKA PROCESÓW I SUSZENIA KOMPOZYTÓW POLIAMIDOWYCH 


Streszczenie 


W artykule przedstawiono wpływ warunków suszenia i nawilżania (w powietrzu o różnej 
wilgotności i w wodzie) na zmianę masy i wymiarów liniowych próbek wykonanych z poliami- 
du wzmocnionego włóknem szklanym. Zależności zmian od czasu i temperatury opisano za 
pomocą kinetycznych równań dyruzji oraz równania Arrheniusa. Uzyskane wyniki umożliwiają 
proste określenie optymalnych parametrów technologicznych (temperatura, czas, warunki oto- 
czenia) dla dowolnej operacji technologicznej podczas której zachodzą pożądane zmiany 
zawartości wody w elemencie.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR2l6 - MECHANIKA (43) - 1998 


TWORZYWA POLIMEROWE KOMPOZYTOWE O SPECJALNYCH 
WŁAŚCIWOŚCIACH AKUSTYCZNYCH 


Joachim Zimniak, Wojciech Śliwa 


Akademia Techniczno-Rolnicza w Bydgoszczy, Wydział Mechaniczny, 
ul. S. Kaliskiego 7,85-796 Bydgoszcz 


W przetwornikach hydroakustycznych szerokopasmowych istnieje duże za- 
potrzebowanie na tworzywa sztuczne polimerowe kompozytowe. W artykule 
przedstawiono wyniki badań nad tworzywami, które spełniają wymagania 
stawiane prlez technikę ultradźwiękową. 


1. WSTĘP 


Tworzywa sztuczne polimerowe ze względu na specyficzne właściwości znalazły 
szerokie zastosowanie w różnych dziedzinach, m.in. w technice, medycynie, rolnictwie 
i innych, w których stosowanie tradycyjnych materiałów metalowych jest utrudnione 
lub wręcz niemożliwe [5,6,11]. Przykładem takiego zastosowania jest technika ultra- 
dźwiękowa, która w ostatnich kilkunastu latach osiągnęła znaczny postęp (zwłaszcza \v 
systemach hydroakustycznych) dzięki osiągnięciom elektroniki. Tworzywa sztuczne ze 
względu na swoje korzystne właściwości znalazły szerokie zastosowanie w przetwor- 
nikach akustycznych, które jak wiadomo pracują w specyficznych warunkach 
[1.3,7,10]. Na rysunku l pokazano w sposób schematyczny działanie takiego prze- 
twornika hydroakustycznego. 
Urządzeniom hydroakustycznym pracującym w trudnych warunkach eksploata- 
cyjnych (głębokość pracy do 100 m pod wodą, zmienne temperatury pracy od 0-:-40 oC 
i inne), stawia się wiele wymagań w zakresie właściwości akustycznych, dielektrycz- 
nych, mechanicznych, chemicznych i innych [1,4,8,9]. Ważnym podzespołem urz"ł- 
dzenia hydroakustycznego jest tzw. głowica ultradźwiękowa, której zadaniem jest wy- 
emitowanie na zewnątrz fali akustycznej o określonym kształcie i paśmie przenoszenia 
[1.2,7]. Pasmo przenoszenia jest ściśle związane z gęstością tworzywa. We współcze- 
snej technice ultradźwiękowej istnieje duże zapotrzebowanie na tworzywa sztuczne 
polimerowe o podwyższonej gęstości powyżej 1500 kg/m 3 . W odniesieniu do urządze- 
nia hydroakustycznego jest to związane z uzyskaniem charakterystycznej impedancji 
akustycznej z w granicach:
>>>
32 


1. Zimniak, W. Śliwa 


z = p . CL = (2,0 -;- 4,5) . 10 6 , Pa S.I 


gdzie: 
p - gęstość tworzywa polimerowego, 
CL - prędkość podłużnej fali akustycznej w tworzywie. 


1 


2 


3 


4 


5 


6 


7 


Rys.1. Schemat przetwornika hydroakustycznego: 1- kształtka piezoceramiczna, 2 i 5 - tuleje 
dystansowe, 3 - tuleja gwintowana, 4 - warstwa z tworzywa polimerowego, 6 - podsta- 
wa, 7 - przewody zasilające 


Według znawców techniki ultradźwiękowej, jej rozwój w ostatnich dziesięciole- 
ciach nastąpił głównie w zakresie pomocniczych funkcji urządzeń takich jak sterowa- 
nie, kontrola, czy rejestracja wyników. Sposoby generowania i przetwarzania sygna- 
łów hydroakustycznych nie uległy zasadniczym zmianom, ponieważ zmianom nie 
uległy sygnały, a te stosowane w tych urządzeniach są sygnałami wąskopasmowymi. 
Analizując literaturę można stwierdzić, że jakościowy postęp w urządzeniach hydro- 
akustycznych uzyskano dzięki zastosowaniu sygnałów szerokopasmowych [2,4,9,10]. 
Sygnały takie umożliwiły poprawę rozdzielczości i zwiększyły zasięg systemów hy- 
drolokacyjnych, co w świetle zastosowań specjalnych ma istotne znaczenie. Pomimo 
tych zalet sygnały szerokopasmowe nie były stosowane zbyt często. Podstawową barie- 
rą w ich zastosowaniu są trudności w zakresie technologii wytwarzania przetworników 
szerokopasmowych. W dostępnej literaturze, w ostatnim czasie pojawiły się prace
>>>
Tworzywa polimerowe. " 


33 


badawcze dotyczące opracowania niektórych wytycznych do projektowania przetwor- 
ników szerokopasmowych [2,4,10]. Jest jednak szczególny brak informacji dotyczących 
technologii przetworników szerokopasmowych przeznaczonych do pracy w urządze- 
niach hydroakustycznych. Wynika to prawdopodobnie z chęci ochrony technologii 
stosowanych przez firmy zajmujące się z wytwarzaniem przetworników. 


2. ANALIZA W ZAKRESIE TECHNICZNYCH SPOSOBÓW POSZERZANIA 
PASMA PRZENOSZENIA PRZETWORNIKÓW 


W praktyce, obok potrzeby badania własności przetworników o znanej konstruk- 
cji, występuje często konieczność rozwiązania odwrotnego zagadnienia. Trzeba okre- 
ślić parametry konstrukcyjne przetwornika tak, aby posiadał on z góry założone wła- 
sności. Postępowanie zmierzające do realizacji założonego celu jest przedmiotem pro- 
jektowania przetworników szerokopasmowych. 
Jak wiadomo istnieje kilka sposobów poszerzania pasma przenoszenia prze- 
twornika [3,9,10 ]: 
l. Metoda zmniejszenia dobroci przez wzrost strat wewnętrznych. 
2. Metoda zmniejszenia dobroci przez silne obciążenie powierzchni biernej. 
3. Metoda dopasowania impedancji obciążenia powierzchni czynnej do impe- 
danej i materiałów piezoceramicznych. 
4. Metoda eliminacji drgań okresowych. 
Spośród wymienionych mEtod poszerzania pasma przenoszenia przetworników 
największe znaczenie utylitarne ma metoda warstw dopasowujących (metoda 3). 
Na rysunku 2 pokazano moduły funkcji przenoszenia przetwornika w zależnoścI 
od ilości warstw dopasowujących i ich różnych wartości gęstości. 


KUcu ) 
1,0 


.a 
;:! 
- 

O,5 
= 

 


a. 


c 


o 


CU a 


2cu a 


Funkcja przenoszenia 


Rys.2. Moduły tunkcji przenoszenia przetwornika [7]: a) bez warstwy, b) z jedną warstwą, 
c) z dwiema warstwami
>>>
34 


1. Zimniak, W. Śliwa 


Jak widać, dzięki warstwom dopasowującym można uzyskać znaczne poszerze- 
nie pasma przenoszenia przetwornika oraz różne charakterystyki amplitudowe (lub 
fazowe). Najczęściej dąży się do zapewnienia maksymalnie płaskich lub równoralistych 
runkcji przenoszenia. Oznaczona na rysunku 2 krzywa b dotyczy pasma przenoszenia 
dla tworzyw polimerowych o gęstościach w zakresie od 1,2';-J,5 . 10 3 kg/m 3 . natomiast 
krzywa c dotyczy pasma przenoszenia dla tworzyw kompozytowych o podwyższonej 
gęstości (powyżej 1,5 ' 10 kg/m\ Pomimo tak obiecujących rezultatów wykonanie 
przetworników szerokopasmowych z warstwami dopasowującymi stwarza wiele trud- 
ności przy realizacji zaprojektowanych przetworników. Wynika to głównie stąd, że 
teoretyczny model elementu piezoceramicznego i modeł e warstw dopasowujących 
najczęściej odbiegają znacznie od rzeczywistych własności stosowanych w praktyce 
elementów. 
R. Salamon w swoich pracach [8-10] wskazał główne przyczyny występowania 
wymienionych rozbieżności. Główne z nich to m.in. zastosowanie warstw dopasowują- 
cych zbudowanych z materiałów o zbyt dużym tłumieniu fali akustycznej, zła techno- 
logia połączeń adhezyjnych między elementami piezoceramicznymi i warstwami dopa- 
sowującymi, mało dokładna ocena charakterystycznej impedancji akustycznej elemen- 
tów piezoceramicznych i materialów stosowanych na warstwy dopasowujące. malo 
dokładna metoda oceny prędkości propagacji fali akustycznej w przetworniku, zasto- 
sowanie niewlaściwych metod pomiarowych podczas etapów pośrednich budowy 
przetwornika oraz wiele innych. 


3. BADANIA WŁASNE 


Z punktu widzenia technicznej realizacji wykonania przetworników szerokopa- 
smowych istnieje wiele problemów do rozwiązania, a dotyczących warstw dopasowuj'ł- 
cych. Główne z nich to: badania i dobór odpowiednich materiałów przeznaczonych na 
warstwy dopasowujące (zwłaszcza tworzyw polimerowych kompozytowych) oraz okre- 
ślenie ich właściwości akustycznych i adhezyjnych do materiałów ceramicznych oraz 
określenie ich przetwarzalności. Niektóre zagadnienia zostały już częściowo rozwiąza- 
ne, np. uzyskano interesujące tworzywa polimerowe kompozytowe (PVC + proszek 
wolframu oraz PVC + proszek ceramiki) i określono właściwości adhezyjne uzyska- 
nych materiałów do kształtek piezoceramicznych i materiałów metalowych (zwłaszcza 
do aluminium i stali). Rezultaty tych badań zostały zaprezentowane w niektórych pra- 
cach [12-14]. 
Zasadniczym celem niniejszego opracowania jest próba uzyskania, na drodze 
modyfikacji fizycznej, tworzyw polimerowych kompozytowych o podwyższonej impe- 
dancji akustycznej. Dalszym nie mniej ważnym celem pracy, mając na uwadze warun- 
ki pracy przetwornika [1,3,9] jest określenie niektórych właściwości mechanicznych 
(zwłaszcza wytrzymalości na zginanie i twardości). 
Aby osiągnąć założony cel pracy przeprowadzono odpowiednie badania laborato- 
ryjne. Na podstawie analizy literatury oraz badań rozpoznawczych nie relacjonowa- 
nych w niniejszym opracowaniu do badań wytypowano następujące tworzywa polime- 
rowe: 
- polichlorek winylu (miękki). 
_ polichlorek winylu modyfikowany (póltwardy), 
- polistyren wysokoudarowy, 
_ utwardzona żywica epoksydowa (Epidian 5).
>>>
Tworzywa polimerowe. .. 


35 


Celem zwiększenia gęstości wymienionych wyżej tworzyw napełniano je odpo- 
wiednimi napełniaczami: proszkami aluminium, wolframu i żelazo-krzemu. 
W tabeli l podano procentową zawartość wymienionych napełniaczy dla odpo- 
wiednich tworzyw polimerowych. Próbki do badań właściwości mechanicznych i aku- 
stycznych wykonano metodą wtryskiwania, a w przypadku żywicy epoksydowej metodą 
odlewania swobodnego. Wyniki badań wpływu procentowej zawartości napełniaczy 
proszkowych (w stosunku masowym) na wytrzymałość na zginanie i twardość przed- 
stawiono graficznie na rysunkach 3 i 4. Na rysunku 5 natomiast pokazano zależność 
impedancji akustycznej z od gęstości tworzyw kompozytowych p uzyskanych na drodze 
modyfikacji fizycznej. 


Tabela I. Procentowa zawartość napełniaczy proszkowych w odpowiednich tworzywach polime- 
rowych 


Rodzaj Rodzaj tworzywa 
Polistyren PVC miękki PVC półtwardy Epidian 5 
napełniacza 
A B C A B C A B C A B C 
0,5 - - 3,0 - - 1,6 - - 12 - - 
Aluminium 4,0 - - 5,2 - - 2,5 - - 25 - - 
A,% 5,6 - - 14,0 - - 3,3 - - 30 - - 
7,8 - - - - - - - - - - - 
- 12 - - 10 - - 17 - - 12 - 
Żelazokrzem 
B,% - 23 - - 24 - - 19 - - 25 - 
- 33 - - 35 - - 32 - - 50 - 
- - 12 - - 20 - - 18 - - 12 
Woltram 
C,% - - 21 - - 29 - - 26 - - 25 
- - 28 - - 41 - - 43 - - 50 



 ?
 


b
 
I 
00 
N 

 
o 
-.J 
.." 
o 
-;;; 
E 
, 

 
, 2
 

 O 


O JO 
Zawarto..
 napełniacza, % 


Rys.3. Wpływ procentowej zawartości napełniaczy proszkowych na wytrzymałość na zgina- 
nie eJ (oznaczenia podano w tabeli l oraz na rysunku 5)
>>>
36 


/OD 


.r= 
er. 
c. 


8 
I
 


:
 50 
o 
"O 
h 
'" 
i3: 40 
I-- O 


1. Zimniak, W. Śliwa 


A 


c 


: 


A 
_.L__ 


--- 


---.... 


10 


20 O 40 
Zawartość napełniacza, % 


RysA. Wpływ zawartości napełniaczy proszkowych na twardość I-IK 


4,4' 


4,0 


j,6 


--:- .H 
'" 
c;, , 
P- 
N 
(\j 2
 
'l)' 
c:: 
(\j 
" 
r.J 
P.. 
..5 
2,4 


2, 


',6 
,O 


()7."1\'7...,,ili : 
-:( : - j,)'WicR rpokrydown 
- p'-,I;
tyrm "'y""kN"t. 
pv(' (miękki) 
pve n1\.,,-fylik. 


f,2 


2..,2 


',4 


2,0 


',6 


Gęstość p, ] OJ kg/m J 


Rys.5. Zależność impedancji akustycznej z od gęstości p (pozostałe oznaczenia podano 
w tabeli 1)
>>>
Tworzywa polimerowe. .. 


37 


Uzyskane rezultaty badań, przedstawione graficznie na rysunkach, należy inter- 
pretować w odniesieniu do cech wytrzymałościowych, akustycznych i technologicznych 
warstw dopasowujących przetwornika hydroakustycznego szerokopasmowego. Istot- 
nym czynnikiem określającym jego jakość, mając na względzie warunki jego eksplo- 
atacji, jest wytrzymałość na zginanie i twardość (rys.3 i 4). W odniesieniu do cech 
akustycznych o przydatności odpowiednich materiałów polimerowych do zastosowania 
w przetwornikach szerokopasmowych jest ich charakterystyczna impedancja akustycz- 
na. Przykładowo na uwagę zasługuje odpowiednio wysoka impedancja dla utwardzonej 
żywicy epoksydowej Epidian 5 i modyfikowanego polichlorku winylu (wytworzonego 
wATR w Bydgoszczy) z napełniaczami proszku wolframu i żelazo-krzemu (rys.5). 
Charakterystyczną impedancję akustyczną dla badanych tworzyw kompozytowych 
wyznaczono na stanowisku badawczym w Katedrze Hydroakustyki Instytutu Teleko- 
munikacji Politechniki Gdańskiej. 


4. PODSUMOWANIE 


Rezultaty przedstawionych badań wykorzystano przy projektowaniu i wykonaniu 
warstw dopasowujących modeli użytkowych przetworników szerokopasmowych. 
Uzyskano polimerowe tworzywa kompozytowe, które charakteryzują się stosunkowo 
wysoką impedancją akustyczną i zadowalającymi właściwościami mechanicznymi. 
Celem pełniejszego zastosowania tych materiałów w przetwornikach należy prowadzić 
dalsze badania obejmujące m.in. zastosowanie innych napełniaczy, np. proszków sre- 
bra. określenie właściwości adhezyjnych dla uzyskanych tworzyw, jak również należy 
podjąć badania długotrwale w warunkach eksploatacyjnych. 


LITERA TURA 


[l] Behrens JA, Stokes R.H.: Deep-ocean hydrophone array. J. Acousl. Soc. Am., Vol. 61, 
No 5, May 1977. 
[2J Chrme1arz A: Badania symulacyjne pasywnego szerokopasmowego systemu hydrolokac
o- 
nego. Materiały V Sympozjum z Hydroakustyki, Gdynia 1988. 
[3] Desiletes C.S., Fraseer J.D., Kino G.S.: The design ol' efficient broad-band piezoelectnc 
transducers. IEEE Trans. Son. and Ultrason. Vol. SU-25, 1978. 
[4] Lasota H.: Zagadnienia polowe w hydroakustycznych systemach szerokopasmowych. Mate- 
riały V Sympozjum z Hydroakustyki, Gdynia 1988. 
[5] Lączyński B.: Tworzywa sztuczne i ich przetwórstwo. WNT, Warszawa 1978. 
f 6 1 Mazurkiewicz s.: Badania własności mechanicznych tworzyw sztucznych.. Materiały VIII 
Seminarium Tworzywa Sztuczne w Budowie Maszyn, Kraków 1997. 
[7J Obraz 1.: Ultradźwięki w technice pomiarowej. WNT, Warszawa 1983. 
f8] Salamon R.: Problemy projektowania i analizy ultradźwiękowych przetworników hydroaku- 
stycznych. I Sympozjum z Hydroakustyki, Gdynia 1984. 
f'J] Salamon R.: Entwurrsmethode rur piezoelektrische Breitbandschwinger mit Anpas- 
sungsschiten. Acustica Vo169, Hirzel Verlag, Stuttgart 1989. 
[lO] Salamon R.: Zarys teorii szerokopasmowych przetworników hydroakustycznych. Zeszyty 
Naukowe AMW nr 106 A, Gdynia 1990. 
fi 1] Sikora R.: Przetwórstwo tworzyw wielkocząsteczkowych. WNT, Warszawa 1987. 
fI2] Śliwa W., Zimniak 1.: Połączenia adhezyjne w przetwornikach ultradzwiękowych. VIII 
Seminarium Tworzywa Sztuczne w Budowie Maszyn. Kraków 1997.
>>>
38 1. Zimniak, W. Śliwa 


[13] Zimniak l.: Plastverarbeitungsrahigkeit der Hochpolymere mit speziellen Eigenschatlen. 
Internationale Konrerenz" TECHNOMER'89. Karl- Marx - Stadt, 1989 
[14] Zimniak l., Śliwa W.: Przetwarzainość tworzyw sztucznych o podwyższonej gęstości. 
Materiały Konrerency.jne Tworzywa sztuczne w budowie maszyn, Częstochowa 1994. 


POLIMER COMPOSITE PLASTICS WITH SPEC lAL 
ACOUSTIC PROPERTIES 


Surnrnary 


Hydroacoustics transducers should have high reliability and good acoustical, e\ectrical and 
mechanical eHiciency. The design, technology and material engineering have the impact on a 
proper work or the transducer and especially ol' its piezoelectric elements. In this paper a 
special stress has been laid on the egoice criterion ol' materials lor hydroacoustics transduccr 
elements, especially for plastics.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


PROCESY SKŁADOWE TECHNOLOGII 
WYTWARZANIA ELEMENTÓW WYKŁADZINY 
Z KOMPOZYTU PE-LD / PROSZEK GUMOWY 


Ryszard Konieczka, Dariusz Sykutera, Wojciech Kałużny 


Akademia Techniczno-Rolnicza w Bydgoszczy, Wydział Mechaniczny, 
ul. S. Kaliskiego 7,85-796 Bydgoszcz 


W pracy przedstawiono koncepcję zagospodarowania odpadów tworzyw wielko- 
cząsteczkowych, które ze względu na swoje właściwości, strukturę lub postać 
stwarzają dużo trudności w procesach recyklingu materiałowego. Na bazie 
proszku gumowego, otrzymanego przez rozdrobnienie metodą cięcia hiperbolo- 
idalnego l oraz regranulatu PE-LD, uzyskanego z poużytkowej talii polietyleno- 
wej, sporządzono kształtkę, będącą elementem nawierzchni boiska sportowego. 


1. WPROWADZENIE 


Materiałyelastomerowe oraz wytwory cienkościenne z termoplastów (np. folie, 
butelki, inne opakowania itp.) stwarzają dużo trudności w procesach mechanicznego 
recyklingu. Wydaje się, że możliwości ponownego wykorzystania tych materiałów są. 
uzależnionc od: 
- znalezienia nowych zastosowań dla wytworów, otrzymanych z materiałów od- 
padowych, 
- wzrostu erektywności procesów recyklingu mechanicznego. 
Celem pracy było przedstawienie technologii recyklingu odpadów rolii PE-LD 
i zwulkanizowanej gumy na przykładzie wytworzenia kształtki o cechach elastospręży- 
stych. Poddano analizie drogę materiału od odpadu do wytworu, próbując wskazać na 
najważniejsze czynniki, decydujące o potencjalnych możliwościach zastosowania gu- 
my do modyfikowania właściwości polietylenu. W wyniku podjętych działań uzyskano 
termoplastyczny materiał cIastomerowy, który może być wykorzystany jako na- 
wierzchnia boiska sportowego. 


I Cięcie hiperboloidalne jest to cięcie obrotowe pochylonymi, w stosunku do osi obrotu wirnika 
nożami stałymi i ruchomymi. Skośnie ustawione krawędzie tnące zataczają w ruchu obroto- 
wym hiperholoidę jednopowłokową
>>>
40 


R. Konieczka, D. Sykutera, W. Kałużny 


2. ZWIĄZKI POMIĘDZY PROCESAMI SKŁADOWYMI TECHNOLOGII 
WYTW ARZANIA KOMPOZYTU PE-LD/PROSZEK GUMOWY A JEJ 
WŁAŚCIWOŚCIAMI I KOSZTAMI WYTWORZENIA 


Uzyskanie kompozycji PE-LD/proszek gumowy wymaga realizacji szeregu proce- 
sów składowych, generalnie związanych z przygotowaniem polietylenu wtórnego 
i proszku gumowego (węzeł aglomeracji i rozdrabniania) i ich ponownym przetwór- 
stwem (rys. l). Powszechnie uważa się, że zagospodarowanie odpadów technologicz- 
nych i poużytkowych tworzyw sztucznych wymaga dużych nakładów, szczególnie 
w przypadku elastomerów. Wydaje się zatem, że to właśnie koszty procesów rozdrab- 
niania gumy i aglomeracji folii będą w głównej mierze decydować o cenie produktu 
finalnego. Jednocześnie należy pamiętać, że właściwości kompozytu PE-LD/proszek 
gumowy są wypadkową wszystkich procesów składowych technologii. zwłaszcza pro- 
cesów mieszania i przetwórstwa wtryskowego (rys.2). 


PROCES ROZDRABNIANIA METODĄ 
CIĘCIA HIPERBOLOIDALNEGO 


PROCES AGLOMEROWANIA 
CYKLICZNEGO 


PROCESY MIESZANIA W STANIE 
STAŁ
IPLASTYCZ
 


FORMOW ANIE METODĄ 
WTRYSKIWANIA 


KSZTAŁTKA Z KOMPOZYTU 
PE-LD/PROSZEK GUMOWY 


Rys.l. Technologia wytwarzania wytworów z odpadów rolii PE-LD i gumy metodą wtrysku 


Ustalenie zależności pomiędzy sposobem przygotowania kompozytu PE-LD/proszek 
gumowy a uzyskanymi właściwościami jest trudne, ponieważ wymaga znajomości wszyst- 
kich procesów składowych. Dlatego w dalszej części niniejszej pracy dokonano syntetyczne- 
go opisu poszczególnych operacji od odpadu do wytworu, ze szczególnym uwzględnieniem 
ekonomiki całej technologii. Przedstawione informacje są owocem badań własnych w dzie- 
dzinie recyklingu materiałowego, prowadzonych głównie w oparciu o urządzenia zaprojek- 
towane i wykonane przez autorów pracy [1-3].
>>>
.... 
u 
'00 - 
O\.) 


. 
UE'- 
'

 
;..;I::; 
:::: 


.
 
O 
E--c 

 
- 

 

 
O 

 


;::; 

 
.

 
E-O 
0Co:1 
::E
 
O
 

!}j 

 

 


?"  . . 


. 
O.U 

u 
_ J;,.... 
N""'"Z 
0°;..;1 
---,E-
 
..... t;J' . .
. 
;;a  
OZ 


I 
II 



. - .. 
..... . .... 
t::r;IZZ 
Z
Nt::r;I 

 NUN.. 
-\.)
 

 .. NZq
 

rJ"J. .. 
 
S q
... 
t

....
... 
ON
 
oz ...  

 
 


Procesy składowe technologii... 


Q. 
;,
N .. . . 
..u\.) 
..
...;$ . 
....Z 
U...-:! 

OO...
 
..
.. 
...:1 
::::Z 


:s 
Z 
'Z f::j Z 

Z
 
;:=
 
OO;:!; 
E-
N 
rn
 
N 
O 

 



 

 
Co:1 

 
V1 


 


 
b[]3 


 

 

 


t3 
  

 
N 

N 


;::;.... 
'ZU
 



 



 
O

 
E-N.... 
V10
 

g 




 
u

 

.
 3 

j
 



 
O Z 

 


c:;.... 
'z

z 


N
 




 
E-
N 
V1 0 '" 
::E g 



 

 
O 

.... 
u
 

u 


 
z
 

 
O 

 


41 


S!:: 
;;.-. 
u 
ro 
i- 
P- 
O) 
.
 
..9 
m 
"" 
O 
P- 
ro 

 
O 

 
O 

 
t:::: 
O 
P- 
m 



. 
O 
EJ 

 
O/) 

 
O) 
N 
m 
O 
i- 
P- 
O 
....J 
W 
o.... 

 
N 
O 
S' 
O 

 


'u 
-m 
O 
::: 
'u 
.m 
ro 

 
ro 

 

. 
ł 


O) 
g, 
'(;j' 
EJ 

 
l 
U 
M 
rn 
;,-. 
P::
>>>
42 


R. Konieczka, D. Sykutera, W. Kałużny 


3. PROCESY SKLADOWE TECHNOLOGII FORMOWANIA KOMPOZYTU 
PE-LD / PROSZEK GUMOWY 


3. l. Rozdrabnianie odpadów gumy w młynie nożowym 
Podatność materiału na rozdrabnianie zależy nie tylko od jego właściwości 
i struktury, ale także od zastosowanego do realizacji tego procesu urządzenia. Specy- 
ficzne właściwości gumy powodują, że znane i w praktyce stosowane procesy jej recy- 
klingu materiałowego są wysoce energochłonne, a otrzymane ziarno - polidyspersyjne 
[5-8]. Znaczna część energii pobieranej przez układy robocze do rozdrobnienia jest 
zamieniana na ciepło. a uzyskanie jednorodnego proszku wymaga zastosowania dodat- 
kowych urządzeń separacyjnych, co powoduje dalszy wzrost kosztów. 
Uwzględniając powyższe uwagi proces materiałowego recyklingu gumy realizo- 
wano w młynie nożowym, którego budowę i zasadę działania przedstawiono w pracy 
[l]. Podział materialu w komorze tnącej następuje przez ścinanie wywołane napręże- 
niami tnącymi na skutek współpracujących ze sobą noży stałych i ruchomych. Pochy- 
lenie noży nie tylko obniża wartość siły cięcia gumy, ałe przede wszystkim umożliwia 
podział materiału z minimalną szczeliną międzynożową, co ogranicza udział napręże/1 
gnących, rozciągających i ściskających w czasie rozdrabniania [1,3]. W ten sposób 
znacznie zmniejszono przyrost energii cieplnej układu oraz możliwość samozapłonu 
pyłu gumowego (gumę rozdrabniano w temperaturze pokojowej bez układu chłodzące- 
go). Jest to o tyle istotne, że długotrwałe oddziaływanie wysokiej temperatury na gumę 
może spowodować degradację jej powierzchni. 
Zastosowanie metody rozdrabniania gumy przez cięcie hiperboloidalne przy za- 
stosowaniu sita 0 I mm umożliwiło uzyskanie jednorodnego proszku gumowego, któ- 
rego skład ziarnowy można opisać rozkladem normalnym lub lognormalnym. Przykła- 
dowo, przy zastosowaniu sita 0 lmm wartość średnicy medialnej (dJ wynosi: okolo 
0,6 mm dla gum SBR o wysokim stopniu napełnienia oraz 0,35 mm dla gum opono- 
wych NR/BR. Proszek gumowy to w przeważającej części ziarna o kształtach prosto- 
padłościennych z licznymi plaskimi plaszczyznami i prostymi krawędziami przecięcia. 
co potwierdza spostrzeżenie o dominującej roli cięcia w podziale materiału (rys. 3 ). 


a) 


b) 


500 
m 
I I 


Rys.3. Przykładowe obrazy projekcyjne ziaren gum: a) NR/BR, h) SBR otrzymanych przez 
rozdrobnienie metodą cięcia hiperholoidalnego. Rejestracji dokonano za pomocą ka- 
mery cyrrowej CCD
>>>
Procesy składowe technologii... 


43 


Uzyskanie jednorodnego drobnego miału gumowego przy niskim zużyciu energii 
w małogabarytowym urządzeniu (średnica wirnika 200 mm) uzasadnia stosowanie 
metody cięcia hiperboloidalnego do rozdrabniania elastomerów, a w szczególności 
gumy. Poprzez dobór odpowiednich parametrów konstrukcyjno-technologicznych mły- 
na nożowego (np. prędkość obwodowa noży, wartość szczeliny międzynożowej, wiel- 
kość powierzchni i otworów sitowych) istnieje możliwość sterowania wielkością 
i kształtem ziaren gumy. 


3.2. Aglomerowanie cykliczne folii PE-LD 


Proces aglomerowania folii można prowadzić w różny sposób, np. przy pomocy 
wytłaczarki wyposażonej w głowicę granulującą (co jest kosztowne inwestycyjnie 
i energochłonne) lub też w aglomeratorze cyklicznym, wykorzystując zjawisko skurczu 
termicznego [2]. 
Proces aglomerowania cyklicznego folii (zwłaszcza w zastosowaniu do procesu 
utylizacji folii zanieczyszczonych) jest jednym z najbardziej złożonych technologicznie 
procesów przetwórstwa tworzyw sztucznych. Wynika to z faktu, że w jednym urządze- 
niu - aglomeratorze, zachodzą periodycznie, istotnie różne jakościowo procesy składo- 
we recyrkulacji folii [2]. Aby uzyskać pełnowartościowy regranulat PE-LD, odpady 
folii muszą zostać poddane w aglomeratorze zabiegom: 
- rozdrabniania folii do postaci płatków, 
- mycia płatków folii, 
- odwirowywania płatków folii, 
- suszenia płatków folii, 
- aglomerowania płatków folii (forn1Owanie ziaren aglomeratu z pojedynczych 
płatków folii). 
Z uwagi na odrębną specyfikę każdego z tych procesów skuteczność ich realizacji 
zależy od prawidłowego doboru, przynajmniej kilku charakterystycznych dla nich 
parametrów technologiczno-konstrukcyjnych. Stwierdzono, że efektywność całej tech- 
nologii aglomerowania oraz jakość uzyskanego aglomeratu jest wypadkową sprawności 
wszystkich jej procesów składowych [2]. 
Niezależnie od powyższego należy stwierdzić, że w przypadku prawidłowo zre- 
alizowanego procesu aglomerowania cyklicznego folii PE-LD, możliwe jest opłacalne 
pozyskanie tworzywa wtórnego (około 1/2 ceny granulatu tworzywa pierwotnego). 


3.3. Mieszanie w stanie stałym aglomeratów folii i rozdrobnionych odpadów gumy 


Celem procesu mieszania w stanie stałym aglomeratów folii PE-LD i proszku 
gumowego jest równomierne rozprowadzenie obu składników w całej masie. 
Proces ujednorodnienia składu jest zwykle prowadzony w klasycznych szybko- 
bieżnych mieszalnikach wirowych o działaniu periodycznym (zwanych niekiedy flu- 
idalnymi), z centralnie umiejscowionym zespołem różnie ukształtowanych mieszadei 
[4, 9]. Podstawowym problemem, dla realizowanego procesu mieszania, jest odpo- 
wiedź na pytanie: kiedy stan wymieszania składników można uznać za wystarczająco 
jednorodny? Istotnym zagadnieniem dla technologii wytwarzania kształtki kompozy- 
towej było ustalenie wpływu wielkości ziaren gumy i aglomeratu folii oraz ich udziału 
w mieszaninie na jakość procesu mieszania w stanie stałym. Przeprowadzone w tym 
zakresie badania wstępne pozwoliły na przyjęcie odpowiednich parametrów procesu,
>>>
44 


R. Konieczka, D. Sykutera, W. Kałużny 


z uwzględnieniem różnic gęstości nasypowej i wielkości ziaren: aglomeratu PE-LD 
oraz proszku gumowego [10]. W efekcie zmniejszono do minimum zjawisko segregacji 
składników, a otrzymaną mieszaninę bezpośrednio poddawano procesowi wtryskiwa- 
nia, eliminując dotychczas stosowane operacje poprzedzające wtryskiwanie: uplastycz- 
nienie w wytłaczarce i granulowanie wstęgi. Nie zauważono, aby tak zmodyfikowany 
proces mieszania wpłynął na pogorszenie właściwości wytrzymałościowych uzyska- 
nych kompozytów poliolefina/proszek gumowy [I 1,12]. 


3.4. Formowanie wytworów z kompozytu PE-LD/proszek gumowy metodą wtrysku 


Nadanie kształtce określonych cech użytkowych, charakterystycznych dla wykła- 
dzin sportowych, wymaga: 
_ znacznego udziału proszku gumowego w kompozycji (powyżej 40 % maso- 
wo), 
_ odpowiedniej konstrukcji kształtki (rysA), zapewniającej dobrą przyczepność 
obuwia do nawierzchni oraz jej łatwy montaż. 


element 
wykładziny 


100 


Ii"\: 


RysA. Konstrukcja oraz sposób osadzenia w podłożu betonowym elementów składowych 
wykładziny z kompozytu polietylen-proszek gumowy [13] 


Wysoki stopień napełnienia polietylenu wtórnego gumą, z jednej strony nadaje 
materiałowi pożądane cechy elastosprężyste (zbliżonych do TPE), ale z drugiej wpływa 
na pogorszenie efektywności procesu przetwórczego i wymaga ustalenia specjalnych 
warunków wtryskiwania. Stwierdzono, że przetwarzalność materiału pogarsza się ze 
wzrostem stężenia i wielkości ziaren gumy w kompozycji (badania prowadzono przy 
zawartości proszku gumowego od 20 do 70 % mas.) [11,14]. Obok zmniejszenia gęsto- 
ści nasypowej wsadu, spada wartość WSP oraz zdolność tworzywa do przepływu w 
rormie (określona metodą gniazda spiralnego). Dodatek napełniacza gumowego powo- 
duje dwukrotny, w stosunku do PE-LD, wzrost skurczu przetwórczego. Zatem uzyska- 
nie wypraski o odpowiedniej jakości wymaga zwiększenia czasu docisku i ciśnienia 
wtrysku, co powoduje wzrost czasu cyklu i energochłonności procesu wtryskiwania. W 
czasie intensywnego mieszania w układzie uplastyczniającym, w wyniku oddziaływa- 
nia naprężeń ścinających i rozciągających, wysokiej temperatury oraz tarcia, dochodzi 
do dalszego podziału (rys.5) i degradacji powierzchni ziaren gumy. Efektem tych procesów 
jest wygenerowanie dodatkowego ciepla, co pozwala obniżyć temperatury na poszczegól- 
nych strefach układu grzejnego wtryskarki nawet o około 20+30 Oc w stosunku do nastaw 
dla polietylenu [11].
>>>
Procesy składowe technologii... 


a) 


. I . .JE" .' :!. . , 


 
 ł;
i;

.Ji" ,. 
 : 
. ,. "'
')
'

,
c'.r-.;.t.,__. _ . 
i ' l .-:.. "1,,-¥.o

" ot
 -',,
.,. ""'v . 
. i'\o
';' 1:Ł,o,O, ' ,:.","', '-);'1""''';'J..  
!..t,.. 
... :.
.;W: .t.) .,.1 1 .
..
.. 
 
 
"
 .' 
?: '
.ł
 ... . ....1 
 
' 
 '.... :.f 
 "'",:,;;,,, .' . " i '
i,;,t 
...... 
':?' 
, . 
* 
. 
 .'f'".
 ,-,,"'}::,'1' "",.' 
:.;r.... ".'..' ...
.... J... 
 ' .... ".,-
 
' 
 
. :
;
 . -
,: ':;".0 'f" o 
'. .-",JI, 
0,. W: I .
 :. .:t-.:'4it."!;.'\:: '
'y'.
,.: 

 ..I .11' "X..:III:(
 :'1' 
."''''J
''
. 
L 
.:.J' :.. ł - '.. .:
'. 


."
.f.-.r.,"" 
.::"...}
i.!.J..': .' :\

:i 
 ,tt,
.,,, 

-'.'" 
7,:."".... '.' . .,...
. 
..' . ''': .;:';:.:--ł.','.. 
,.\: :{. "
:
ł 


45 


b 


.:

j;}::' . '-, 


., 
.. i.;i.;.:!'
' . l.", 
. ,; "'. L; j 
'
.' 
 
" . ': 
.i1;..:1
i'. 
;
 
... ..;; - 


'.£- 



.( ..). 
. . . "., "t- 
;\'!.i-:. .... " 
'" 



"..ł
 


.' 
t
ł .
:j 11';: '; . 
.!( ". l
.. :'

J 
; . " 
 ',.,: 500 I-UII 
:
 I I 


Rys.S. Efekt podziału ziaren gumy w procesie wtryskiwania kompozycji PE-LD/proszek gu- 
mowy, zawierającej cZ¥tki napełniacza o wymiarach 0,S-O,63 mm w ilościach: 
a) S % masowo, b) 2S % masowo. Obraz struktury kompozytu wykonano przy myciu 
kamery cyfrowej CCD, wyposa2:onej w optycmy układ powiększający 


4. WNIOSKI 


Wydaje się, że rozwiązania problemu recyklingu zużytych tworzyw sztucmych 
należy poszukiwać w próbach wytworzenia stałego, naturalnego popytu na odpady 
polimerowe. Takie rynkowe zapotrzebowanie można wygenerować jedynie poprzez 
opracowanie opłacalnych technologii produkcji nowych i potrzebnych na rynku wytwo- 
rów, na bazie polimerowych materiałów odpadowych. Jest to możliwe tylko wtedy, gdy 
badania szczegółowe procesów składowych technologii zostaną skorelowane z właści- 
wościami uzyskanych produktów procesu recyklingu oraz poniesionymi kosztami na 
ich wytworzenie. 


LITERATURA 


[I] Konieczka R, Kału2:ny W, Sykutera D.: Feinzerkleinerung von Gwnmi durch Drehsch- 
neiden, Kautschuk Gummi KunststotTe, nr 9, s. 641-644, 1997. 
[2] Konieczka R: Podstawy mechanicznych procesów recyrkulacji folii z polietylenu małej 
gęstości. Rozprawy A TR, Bydgoszcz 1996. 
[3] Konieczka R: Untersuchen des Schneidvorgangs beim Zerkleinem von KunststotTen, 
KunststotTe, nr 7, s. S98-601, 1989. 
[4] lurkowski B., lurkowska B.: Sporządzanie kompozycji polimerowych. WNT, Warsza- 
wa 1995. 
[S] Scłmecko H: Rubber Recycling, Kautschuk Gwmni KW1StstotTe, nr 12, s. 88S-890, 1994. 
[6] Capelle G.: Stomiche Verwertung von Altreifen und Gwnmiabflillen, Gwnmi Asbest 
KunststotTe, nr 4, s. 297-303, 1997. 
[7] Ślusarski L, Send1ewski R: Der Einfluss der Zerkleinerungsmethoden auf Gummi- 
mehleigenschaften, Gwnmi Asbest KunststotTe, nr 12, s.783-788, 1981. 
[8] Praca zbiorowa pod red. Błędzkiego AK.: Recykling mateńałów polimerowych. WNT, 
Warszawa 1997. 
[9] Praca zbiorowa pod red. Pabla M.H: Mischen von KunststotT- und Kautschukproduk- 
ten. VDI- Verlag GmbH, D11sseldorf 1993. 
(lO] Zimniak I., Konieczka R: Zerkleinerungs und Mischprozessen rur Verbundwerk- 
stotTe. IS. Fachtagung Ober Verarbeitung und Anwendung von Polymeren, Chemnitz, 
13-1S.1 LI 997.
>>>
46 R. Konieczka, D. Sykutera, W. Kalużny 


[11] Konieczka R., Kałużny W., Sykutera D.: Badanie wpływu wybranych czynników na 
właściwości kompozytu guma-polietylen PE-LD otrzymanego metodą wtryskiwania. 
Konrerencja Naukowo-Techniczna, Postęp w przetwórstwie tworzyw termoplastycz- 
nych, Częstochowa, 18,10.1993. 
[12] Mennig G., Michael H., Rzymski M.W., Scholz H.: Termoplastyczne materiały ela- 
stomerowe z mieszanin polipropylenu i rozdrobnionych odpadów gumowych, Polime- 
ry, nr 7-8, s. 491-493, 1997. 
[13] Konieczka R.: Wykładzina bieżni skoczni w dal z kompozytu guma-polietylen wytwo- 
rzonego z tworzyw wtórnych. vn Konrerencja Naukowo-Techniczna, Nowe kierunki 
modyfikacji i zastosowań tworzyw sztucznych, Rydzyna, 18-20.05.1998. 
[14] Oliphant K., Baker E.W.: The use ol' cryogenically ground rubber tires as a tiller in 
polyoletin blends, Polymer Engineering and Science, nr 3, s. 166-174, 1993. 


TECHNOLOGICAL PROCESS STEPS OF PRODUCING SURFACE 
ELEMENTS OF LDPE/RUBBER POWDER COMPOSITE 


Summary 


In the work the conception ol' management ol' plastic waste materiaIs, which are ditlicult to 
recycle due to its properties, structure or rorms, is pręsented. Rubber powder received as a result 
ol' grinding by hyperboloid cutting and second granulate LDPE made ol' used polyethylene 
sheeting have been used for producing injection moulding profile, which can be applied as an 
element ol' sports grounds and playgrounds.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA l JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


WZDŁUŻNO-DOCZOŁOWE ZGRZEWANIE WYBUCHOWE 
BLACH Z METALI JEDNO- I RÓŻNOIMIENNYCH 


Włodzimierz Walczak 


Politechnika Gdańska. Wydział Mechaniczny. 
ul G. Namtowicza 11/12,80-952 Gdańsk 


!,grLewanie wybuchowe kOJarzone Jest zwykle z platerowaniem. Mało znana 
i nierozpoznana jest natomiast możliwość wykorzystania zgrzewania wyhucho- 
wego do łączema blach z rÓżnych metali. W referacie omówiono wstępne próby 
takiego zgrLewallla blach z Al i Cu oraz miedzianych ze stalowymi. PrzedstawIO- 
no istotne elementy tec1U1ologil zgr-Lewania oraz wyniki prób mechanicznych 
l badan metalograliclI1ych uzyskanych połączeń. 


t. WSTĘP 


Zgrzewanic wybuchowe jest zwykle prezentowane w literaturze jako metoda wy- 
twarzania blach platerowanych. które mogej być stosowane bądź w stanie nieprzetwo- 
rzonym bądź tcż są przeznaczone do dalszego przetwórstwa poprzez walcowanie. Bar- 
dzo malo znana jest natomiast możliwość wykorzystania zgrzewania wybuchowego 
jako metody łączenia blach o której to możliwości donoszą autorzy [1,2] podając różne 
układy takiego zgrzewania przedstawione na rysunku I. 
Z punktu widzcnia praktyki najbardziej interesujące wydaje się być zgrzewanie 
wzdłużno-doczołowe (rys.lc, d). które mogłoby umożliwić łączenie pasów blach z tych 
samych lub różnych mctali przeznaczanych np. na tory wysokoprądowe. Mając na uwadze 
powyższc w KTMMiS P.G. przeprowadzono badania mające na celu z jednej strony, po- 
twierdzenic możliwości uzyskania polączenia na drodze wzdJużno-doczołowego zgrzewania 
wybuchowego pasów blach. z dmgiej zaś strony określenie niektórych własności i budowy 
tak uzyskanych połcjczell 
Badania zrealizowano wykorzystując układ zgrzewania wzdłużno-doczolowy 
(rys. Id) z dwustronnie symetrycznie ułożonym ładunkiem wybuchowym, przy czym 
w kolejnych seriach zgrzewano blachy: 
a) aluminium Al z aluminium AL 
b) miedź M3 z miedzią M3, 
c) miedź M3 ze stalą St4 I A,
>>>
48 


W. Walczak 


Uzyskane wyniki badań, pomimo ich wycinkowego charakteru, wydają się na tyle 
interesujące, iż celowym jest zdaniem autora ich opublikowanie, czemu ma służyć 
niniejszy artykuł. 
l 


Rys.l. Schematy układów zgrzewania wybuchowego umożliwiające uzyskanie połączeń hlach 
na zakładkę (a i b) oraz doczołowo (c i d); I - materiał wybuchowy, 2 - zgrzewane hla- 
chy, 3 - kołki dystansowe, 4 - podłoże, D - prędkość detonacji materiału wybuchowego 


2. UKŁAD, PARAMETRY I PRÓBY ZGRZEWANIA 


Rys.2. Schemat ustawienia płyt i materiału wybuchowego do zgrzewania. l - materiał wybu- 
chowy; 2,4 - zgrzewane płyty; 3 - podkładka ochronna; 5 - detonator; D - prędkość de- 
tonacji materiału wybuchowego i jej kierunek; H - wysokość warstwy materiału wybu- 
chowego; W - wybieg materiału wybuchowego
>>>
Wzdłużno-doczołowe zgrzewanie... 


49 


Próby zgrzewania przeprowadzono w układzie przedstawionym na rysunku 2, 
w którym parametrami zgrzewania są: prędkość detonacji materiału wybuchowego D, 
wstępna odległość h pomiędzy zgrzewanymi powierzchniami oraz grubość H warstwy 
materiału wybuchowego, która jest funkcją kąta zderzenia (prędkości zderzenia V p ). 
Dwa pierwsze z wymienionych parametrów dobrano łatwo (tab. l) w oparciu o opraco- 
wane już i opublikowane [3,4] schematy doboru parametrów zgrzewania blach o sta- 
łych grubościach. Dobór grubości H warstwy materiału wybuchowego napotkał jednak 
na istotne utrudnienia wynikające z faktu zukosowania krawędzi zgrzewanych błach, 
zmieniła się bowiem w sposób zasadniczy geometria zderzenia. W przypadku platero- 
wania płyt o stałej grubości przy stałej wysokości H materiału wybuchowego zapew- 
niona jest stała wartość prędkości V p , którą nadaje płycie detonacja materialu wybu- 
chowego. W przypadku płyty zukosowanej prędkość zderzenia V p jest funkcją grubości 
płyty i zmienia się na szerokości ukosowania wg krzywej y = l/x, rysunek 3. 
Dla symetrycznego zderzenia płyt ukosowanych prędkość zderzenia V p na ostrych 
krawędziach płyt jest znacznie większa niż w środku ich grubości i zmienia się na 
szerokości ukosowania wg krzywej przedstawionej na rysunku 4. 


Rys.3. Rozkład prędkości nadanej płytą o zmiennej i stałej grubości przez detonację materiału 
wybuchowego o stałej wysokości warstwy H 


v.r
 


Vp 


B 


RysA. Rozkład prędkości zderzenia na szerokości ukosowania dwu płyt przy symetrycznym 
zgrzewaniu wzdłużno-doczołowym 


Ukosowanie krawędzi blach powoduje też drugą zmianę geometrii zderzenia. 
W procesie platerowania płyt o stałej grubości prędkość zderzenia V p jest skierowana 
prawie prostopadłe do powierzchni płyty nastrzeliwanej. W przypadku zgrzewania 
wzdłużno-doczołowego prędkość ta rozłoży się na dwie składowe (rys.5), z których 
składową V pN = V p X cosy można traktować jako prędkość odpowiadającą prędkości 
zderzenia przy platerowaniu wybuchowym. 
Omówione dwie zmiany w geometrii zderzenia należy uwzględnić w dotychczas 
stosowanym schemacie doboru grubości H materiału wybuchowego. Druga z omówio- 
nych zmian (rys.5) jest łatwa do uwzględnienia, ponieważ wymaga jedynie zmniejsze- 
nia wyjściowej wartości prędkości zderzenia o iloczyn cosinusa kąta ukosowania.
>>>
50 


W. Walczak 


Uwzględnienie pierwszej z omówionych zmian (rysA) wymaga natomiast zasto- 
sowania warstwy materiału wybuchowego o zmiennej grubości H na szerokości ukoso- 
wania, co w praktyce jest bardzo trudne, a w przypadku materiałów wybuchowych 
sypkich prawie niemożliwe. 
W tej sytuacji przyjęto grubość H warstwy materiału wybuchowego dobierać tak, 
aby zabezpieczała ona wartość prędkości zderzenia (liczoną w środku grubości płyt) 
zapewniającą uzyskanie połączenia. Przyjęte rozwiązanie jest niewątpliwie znacznym 
uproszczeniem zagadnienia, które będzie wymagało odrębnej analizy. Pozwala ono 
jednak na wstępny dobór grubości H warstwy materiału wybuchowego, umożliwiający 
przeprowadzenie zaprezentowanych w niniejszym artykule badań rozpoznawczych 



 
 

 
:':':.:.:.:.:...:-:-:':':'N':':-:':...-.'.'-'.'
 "" 
-:-:-:.:.:-: :-:-:-:':':':-. ".:-:-:-:-::::::::::::::. '::':-.". 
.......................................................... ...... 


Rys.5. Rozkład prędkości zderzenia przy zgn
ewaniu wzdlużno-doczolowym: 1.2 - zgrI.l:wane 
płyty, y - kąt ukosowania 


Tabela I. Blachy zastosowane w próbach oraz parametry ich zgrzewania 


Zgrzewane blachy Materiał 
wvhuchowv Wstępna Wstępny /,nak 
Gru- Kąt ukoso Prędkość Grubość odleglość wynik prÓhkl 
Materiał bość wanla detonacji H,mm plyt próby 
g, mm y, o D, m/s h,mm 
10 + Al 
20 20 - Al 
30 - A3 
Al+AI 10 +10 10 2400 10 -ł- A4 
20 30 + AS 
30 + AG 
10 + CJ 
Cu+Cu 8+8 20 1600 40 8 + C2 
30 - C3 
Cu + St 10+10 10 2300 + S1 
20 1900 50 12 S2 
- 


Uwagi: 
I) wszystkie zgrzewane blachy posiadały wymiary powierzchni 200x200 mm, 
2) materiał wybuchowy stanowiły mieszaniny saletry amonowej z proszkiem Al, 
3) H - oznacza grubość warstwy materiału wybuchowego na każdą z dwu zgrzcwanych płyt, 
4) wstępny wynik próby podano po oględzinach zewnętrznych 1 próbie młotkowej
>>>
Wzdłużno-doczolowe zgrzewanie ... 


SI 


W tabeli l zestawiono dobrane według omówionego schematu parametry zgrze- 
wania dla wszystkich par metali poddanych zgrzewaniu oraz przyjęte w badaniach kąty 
ukosowania płyt. Dla każdego z przyjętych parametrów i kątów ukosowań wykonano 
tylko jedna próbę zgrzewania. Uzyskane połączenie poddano ocenie wstępnej (tab. I) 
i następnie badaniom mechanicznym i metalograficznym. 


3. BADANIA POŁĄCZEŃ 


Badania połączeń obejmowały badania własności mechanicznych (próby rozcią- 
gania i zginania) oraz badania metalograficzne makro- i mikroskopowe. 
Z każdej próbki ocenionej jako zgrzana (znak + w tab. l) wycięto próbki do badań 
zgodnie ze schematem przedstawionym na rysunku 6. 


Rys.6. Schemat pobierania próbek do badań mechanicznych (próbki 1,2,3,4) i metalograticz- 
nych (próbka 5). A i B - powierzchnie zgładów mikroskopowych, A-B - powierzchnia 
zgładu makroskopowego 


'" . 

l

l _ 
..
,; 
6 0.0 ,.", 
..'
 ..... ':"
.
., 
.

.
.::t
:
:-
 
:.f... 

 ', 

:}f
 




:4."-"'t . 
-:
....,
:;\.:... 
/
 
11 
 
.,:.". 1'"'."::, 


t'

'
; 7:

 
'';':.:. 


,;\ 
:;!
'j:' 



-;:';
i
';"': 


'..- .
:_y,.v
t;
_.
!
(.
... 


. , 
.w 


,".9- 


..c,
 


."
'. 
:ł"':-Ś'
' 


.,
Qf.,Y
::.':;:;";,:,'-::1' q;
:
:.. _" 
':s-'1'.
. 
_
". 

'tt;
i.d' 


If:!'


."
,. 


:;:'.t: v 


? " 
 


.'; ",.'
 

 o
 
'A 


.j:

 
....l:'. '.. 
:;n s " 

\
 


. ." 
 i . .
, /2,1}".. 
.
; 
'

Yi. . 

.t.. 
. 

 ". 


_;''''
 :-'}Ir
... ".; '::; 


 




A
 :';}l
#;.:.
.-f.r . 
:o:,

ł; . 
{l,'-: iJl;- 
. o;,!'. ;\"":-:'ł-I._'
. 


::,,

';. /'.
 


,1:. :
 


,
.
" 


Rys.? Próbki połączenia aluminium Al z aluminium Al (H = 20 mm, y = 10 
) po próbie roz- 
ciągania
>>>
52 


W. Walczak 


Dla oceny wytrzymałości na rozciąganie zgrzeiny wybuchowej zastosowano prób- 
ki typu A wg PN-78/M-6971O. Wyniki prób zestawiono w tabeli 2, zaś fotografie wy- 
branych próbek po próbie rozciągania przedstawiono na rysunku 7. 


Tabela 2. Zestawienie wyników prób rozciągania i zginania próbek pobranych z płyt zgrzanych 


Znak. Rmśr, Miejsce zerwania Kąty zgięcia 2 Uwagi 
próbki MPa próbek, MPa 
Al 66,0 poza zgrzeiną 160; 160 ------ 
A4 68,5 --- .. --- 160; 160 -------- 
A5 70,0 -- .. -- 160; 160 -------- 
A6 63,5 na krawędzi 160; 50 pęknięcie wzdłuż 
zgrzemy zgrzemy 
CI 235 poza zgrzeiną 160; 160 -------- 
C2 230 --- .. --- 160; 160 -------- 
C3 231 --- .. --- 160; 160 -------- 
SI 223 w miedzi 160; 160 ------- 


Uwagi: l) wytrzymałość aluminium Al wg atestu Rm = 62 MPa, zaś wytrzymałość miedzi 
M3R wg atestu Rm = 220 MPa, 
2) wynik próby rozciągania jest średnią z dwu próbek. 


. o:. 
ę


 



 
7i
 


Il1o,.;,. 

.-
 


s 


/i"Ct 


"" 



6',

'/, 
Rys.8. Próbki połączenia aluminium Al z aluminium Al (H = 20 rnrn, y = 10 ") po próbie 
zgmama
>>>
Wzdłużno-doczołowe zgrzewanie ... 


53 


Próbę zginania przeprowadzono na probkach wg PN-78/M-69720. Próbki zgina- 
no na trzpieniu d = 2g, a następnie doginano do kąta 160°. Wyniki prób zestawiono 
w tabeli 2, zaś przykładowe fotografie próbek po próbie zginania przedstawiono na 
rysunku 8. 
Oceniając wyniki prób rozciągania i zginania można absolutnie jednoznacznie 
stwierdzić, że wszystkie złącza uzyskane przy kącie ukosowania y  30° charakteryzują 
się wytrzymałością na rozciąganie wyższą od wytrzymałości słabszego ze zgrzewanych 
metali, zachowując jednocześnie wysoką plastyczność umożliwiającą ich zgięcie na kąt 
160° na trzpieniu o średnicy równej dwóm grubościom badanej blachy. 
Badania metalograficzne makro- i mikroskopowe przeprowadzono na zgładach. 
których usytuowanie w stosunku do powierzchni zgrzanych przedstawia rysunek 6_ 
Fotografie wybranych zgładów makroskopowych połączeń przedstawiono na rysunkach 
9-;.-11, zaś fotografie zgładów mikroskopowych tych połączeń na rysunkach 12+ 14. 


;

:l&-: 
. . 
,:o-, 
.:- 
:'1

.. 

'.
' 
-

.; '
;::

:



\
r-.: 
i ' . 


-- .-.

..,... '. 


:'. ? l:' .-. 
 -.- 


-
;.. 
 
-; ..
"r 
. 


...-.... . -.If" -
;... 


6 


Rys. 9. Zgład makroskopowy połączenia aluminium Al z aluminium Al, wykonanego przy 
H = 30 mm i y = 10° 


5 


Rys. 10. Zgład makroskopowy połączenia miedzi M3 z miedzią M3, wykonanego przy 
H=40mm i y=200 


.'= :'-.': ":. 

 , .;' " 


,
.- Z
.:. 

':
 
 
. 
;
.

;
i.

:'l'
:
;, .
 ")- '. 
...
_.., 


Rys. I l. Zgład makroskopowy połączenia miedzi M3 ze stalą St4IA, wykonanego przy H = 50 mm 
i y=200 


Charakterystycznym i jednoznacznym wynikiem badań metalograficznych jest 
bardzo dobra jakość połączeń stwierdzona na wszystkich badanych zgładach. potwier- 
dzająca wyniki prób mechanicznych. Można również stwierdzić, że wszystkie ujaw- 
nione struktury są charakterystyczne dla procesu zgrzewania wybuchowego. Szereg
>>>
54 


W. Walczak 


innych obserwacji jest zaskakujących i będzie "')'magało zupełnie odrębnych interpre- 
tacji oraz dalszych badań. Do obserwacji takich należą między innymi: falista budowa 
połączeń Cu + Cu (rys. 10) oraz stali z miedzią (rys. lI) na długości ukosowania, brak 
spodziewanej falistej budo"')' połączeń wzdłuż kierunku detonacji materiału wybucho- 
wego stwierdzony we wszystkich połączeniach (rys.10712), różna budowa połączenia 
stali z miedzią w zależności od miejsca pobrania próbki (rys. 14 A i B). 


if
:iJ:ffa J 
f
!
3J 
f 
 ;

 
"
:::.' ..', ",:,':' .:---?,".

...;;...., + .
 'i' ,'0 .. 
---.
 . '.""'.0 ,. ' 
 ' -"'ooI:..
",
 .
. - 
,'i.
' 
,::+'C';,,°o . .
 _ 
 L o ;' .. .
 . . '0.:.::' .
', ',0 o ;
:'" 
 . ::'


"'. '0 ; 
.
. 
 
'
-.", '.....'" .

 .'4 


. .
 


,"'''*'" 


.
"I. 


.
 


...J; .,,,- 


l. 


!II '-. 
;. :..w- 
 
 - " 
. 
,,
 '''III''C :.. . d.. 
.
 .

:'


:"


':
 
.'-ł}o . .";1t.oj

o+
.. 
"s.. "

o. .,




. 
", .,':.#.
: .... ' . 
i,...' . 
 r:

;:

..,
_


r""1f 
. ":.
..;.
.'" 
.;a.. . ..:"___ ...... 


-
. 
, 


. /. 


'"to 
 _.' 


-S'Sc. .... 


Rys. 12_ Struktura zgładu (B) połączenia aluminium Al z aluminium Al, wykonanego przy 
H = 30 mm i y = 20°. Trawiono elektrochemicznie, Pow. 50x 


Rys.n_ Struktura zgładu (A) połączenia aluminium Al z aluminium Al, wykonanego przy 
H = 30 mm i y = 20°. Trawiono elektrochemicznie. Pow. 400x
>>>
Wzdłużno-doczołowe zgrzewanie... 


55 


A 





-¥ .1f' 
 


B 


'\ 


--l"'
 o). . .
-\.._ . 
 
';'. ..'!' 


.\......

 : 
.'ł-?,.:"" 


f":-:. 


:!' 


"': ;:..,... .,:,
 1;
-; 


 "l",; :'4 
::.i{aF' 
- L D.. 
o,. ". _
_'. 


. 


j-"-" :....If+. 'i:
'.,,__. 
. . 
-.-, ... 



 


. t(' 



 . . -t. . . 
'
: 


,. -

 ..... 


'.' 
 


" . 


'".' 
. 
:""" ". . ,. 


...,. 


. 
 '\..'\ !
 .
 
". 
 .- .
....- "'. .. 
. ---ot 
..:; 


:.. '-"
. 


,I' 


,. 



 
 .. . 


 . 


'r 


. ( 



' 1_ 


'" , 


'to \ "'- 
.....tP'., , 
S;. t
L:.'.' ---' ... . ..:. 


. . 


. ',''1 1 1- 
.
. 


;J 


Rys_14. Struktura zgładów (A) i (B) połączenia miedzi M3 ze stalą St41A, wykonanego przy 
H = 5
 mm i y = 20 o. Trawiono nitalem. Pow. 100x 


4. WNIOSKI 


l. Wzdłużno-doczołowe zgrzewanie "')'buchowe umożliwia uzyskanie połączeń do- 
czoło"')'ch pomiędzy blachami z aluminium Al, miedzi M3 oraz miedzi M3 ze 
stalą St41A. Wszystkie te połączenia charakteryzują się wytrzymałością na rozcią- 
ganie "')'ższą od wytrzymałości materiałów zgrzewanych oraz zadowalającą pla- 
stycznością mierzoną próbą zginania. 
2. Pełne poznanie i "')'korzystanie omawianej metody zgrzewania "')'maga dalszych 
badań obejmujących: 
- poznanie i "')'jaśnienie mechanizmu zgrzewania oraz związanej z nim budo"')' 
połączeń, 
- opracowanie schematu precyZ)jnego doboru parametrów zgrzewania, 
- przeprowadzenie prób i opracowanie technologii niesymetrycznego (jednostron- 
nego) zgrzewania przy zmiennej "')'sokości materiału "')'buchowego, 
- przeprowadzenie prób zgrzewania szeregu metali i stopów umożliwiających 
określenie zakresu zastosowania badanej metody. 


LITERATURA 


[1) Bement l L.: Small-scale ExW extends the capabilities of conventiona] explosion welding 
to new areas ofjoining. Wełd. l, 52, No 3, p. 147-154,1973. 
(2) Blazynski T. Z. i in,: Explosive welding, fonning and compaction. App. Sc. Publ., London, 
New York 1983. 
(3) Walczak W.: Wytwarzanie prefabrykatów zgrzewanych wybuchowo i ich zastosowania. ID 
Konferencja nt Wytwarzanie elementów maszyn..., s. 282-289, Rzeszów 1985. 
(4) Walczak W,: Zgrzewanie wybuchowe metay_ WNT, Warszawa 1989.
>>>
56 


W. Walczak 


LONGITUDINAL-LAP EXPLOSION WELDING OF PLATES OF THE SAME 
AND DlFFERENT MET ALS 


Summary 


Explosion welding usually is connected with plating. Little known and unrecognised is the 
possibility ol' using explosion welding for joining plates ol' different metaIs. Results ol' tentative 
welding of plates of Al with Cu as well as copper plates with these of steel were discussed. Base 
elements ol' welding process, resuIts or mechanical testing and metallographic inspectlOn ol' 
obtained joints were presented.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


WPŁYW PODGRZEWANIA MIEJSCOWEGO 
PRZY PROSTOWANIU PŁOMIENIOWYM 
NA WŁASNOŚCI BLACH KADŁUBOWYCH 


Robert Skoblik, Lech Wilczewski 


Politechnika Gdańska, Wydział Mechaniczny, 
ul. G. Narutowicza 11/12, 80-952 Gdańsk 


Badano blachy stali kadłubowej gatunku D o zawartości węgla ok. 0,2 % 
i strukturze rerrytyczno-perlitycznej. Instrukcje technologiczne prostowania blach 
w stoczniach zalecają miejscowe podgrzewanie powierzchni blach specjalnymi 
palnikami grzebieniowymi do określonej temperatury z jednoczesnym chłodze- 
niem wodą. W pracy przedstawiono wpływ temperatury podgrzewania w proce- 
sie prostowania oraz samego procesu prostowania na własności blach stali ka- 
dłubowej gatunku D. 


l. WPROWADZENIE 


Stal kadłubowa o normalnej wytrzymałości o zawartości węgla ok. 0,2 % w stanie 
dostawy posiada strukturę ferrytyczno-perlityczną. Instrukcje technologiczne prosto- 
wania blach w stoczniach zalecają miejscowe podgrzewanie powierzchni blach spe- 
cjalnymi palnikami grzebieniowymi do określonej temperatury z równoczesnym chło- 
dzeniem wodą. Dla uniknięcia istotnych zmian strukturalnych, a także własności 
w wyniku nagrzewania, zaleca się dla stali o normalnej wytrzymałości temperaturę 
grzania w granicach 650-;-850 oC, a dla stali o podwyższonej wytrzymałości temperaturę 
grzania 650-.;-700 oC. 
W pracy przedstawiono jak temperatury podgrzewania oraz sam proces prosto- 
wania wpływają na własności stali kadłubowej po prostowaniu, Ponieważ w procesie 
prostowania może wystąpić, przy niedopatrzeniu, podgrzanie materiału do temperatur 
wyższych, aniżeli zaleca instrukcja, w badaniach należało uwzględnić również ten 
czynnik. 
Dla stali przy jej nagrzewaniu najważniejsze są: przemiana ACl występująca 
w temperaturze 723 Oc przy bardzo wolnym nagrzewaniu i przemiana Ac3. Ta ostatnia 
w przypadku stali kadłubowych (0,2 % C) przy wolnym nagrzewaniu występuje
>>>
58 


R. Skoblik, L. Wilczewski 


w temperaturze około 880 Oc. Jak wiemy w temperatur Le 723 Oc następuje przemiana 
perlitu w austenit, a w temperaturze 880 Oc - koniec tej przemiany. 
W przypadku nagrzewania palnikiem, szybkość nagrzewania jest znaczna i na- 
grzanie materiału do temperatury rzędu 750 Oc wynosi zaledwie kilka minut. Można 
przyjąć, że szybkość nagrzewania wynosi około 2 oC/s. Oznacza to, że przemiana Ac! 
w danym przypadku występuje nie w temperaturze 723 oC, lecz wyższej - okola 750 Oc. 
Ponadto ta przemiana przebiega w pewnym zakresie czasowym. 
Biorąc powyższe pod uwagę, dość szybkie nagrzewanie palnikiem stali kadłubo- 
wej do temperatur około 750 Oc nie powoduje zasadniczych zmian strukturalnych. 
Mogą wystąpić tylko male zalążki rozpadu perlitu na austenit. 
Jednakże pomimo braku w sposób znaczący przemiany perlitu w austenit w tem- 
peraturze 723+750 Oc występują inne zjawiska, które są trudno uchwytne przy bada- 
niach metodami konwencjonalnymi, a mogą one mieć wpływ na własności stali pro- 
stowanej. 
W temperaturze 723 Oc następuje wzrost zdolności rozpuszczania węgla w rerry- 
cie, co może powodować wydzielanie się cementytu trzeciorzędowego. Nagrzewanie 
stali powyżej 600 Oc powoduje także wzrost jej zdolności do rozpuszczania wodoru 
i azotu. W przypadku nagrzewania palnikiem gazowym może łatwo nastąpić nasycenic 
stali wodorem, co obniża własności plastyczne stali (kruchość wodorowa). 
Dla stali o podwyższonej wytrzymałości, przy zwiększonej nieco zawartości Mn, 
przemiana Ac! występuje w nieco niższej temperaturze w porównaniu ze stalą zwykłą, 
stąd w tych stalach łatwiejsze jest osiągnięcie przemiany perlitu w austenit. Mangan 
zwiększa ponadto hartowność. W stalach o podwyższonej wytrzymałości mogą \vystą- 
pić zatem w blachach prostowanych drobne wysepki struktur typu bainitycznego. 
a nawet martenzytycznego. Jest rzeczą zrozumiałą, że struktury te obniżają plastycz- 
ność materiału. 
Poza wyżej wymienionymi zjawiskami, podgrzanie stali do temperatur powyżej 
200 Oc powoduje dość gwaltowny spadek granicy plastyczności, co ułatwia proces 
odkształceń plastycznych, zatem i sam proces prostowania. Dla przykładu można po- 
dać, że dla stali St4IK granica plastyczności obniża się wraz z temperaturą grzania od 
R, wynoszącym 205 MPa w 200 Oc do 155 MPa w 300 Oc i 100 MPa w 450 Oc. 
Jak widać, w wyniku podgrzewania stali nawet do temperatur nie powodujących 
przemian fazowych, występują w niej dość złożone zjawiska, które są trudne do zmie- 
rzenia jak i wyselekcjonowania, które z tych zjawisk ma wpływ największy. 
Z punktu widzenia eksploatacji statku jako konstrukcji, najistotniejsze znaczenie 
posiadają wlasności mechaniczne, jakie materiał uzyskuje w wyniku prostowania. 
Szczególne znaczenie mają tu własności plastyczne charakteryzujące odporność mate- 
riału na kruche pękanie. Temu zjawisku poświęcono w tej pracy główną uwagę. 


2. BADANIA WŁASNE 


Do badań użyto blach gatunku D o grubości g = 14 i 20 mm o składzie chemicz- 
nym i własnościach podanych w tabelach l i 2. 
Dla badanych blach przeprowadzono dwa warianty nagrzewań stosowane w pro- 
dukcji: 
1 - nagrzewanie w jednym kierunku przy chłodzeniu wodą z drugiej strony blachy 
poniżej 850 oC, oznaczono na rysunkach - C
>>>
Wpływ podgrzewania miejscowego... 


59 


2 - nagrzewanie w jednym kierunku przy chłodzeniu wodą z drugiej strony blachy 
powyżej 850 oC, oznaczono na rysunkach - C2:J 


Tabela I. Skład chemiczny badanych blach ze stali gatunku D 


g C Mn Si P S Cr Ni Cu Al 
rrun % % % % % % % % % 
14 O 16 078 022 0012 0016 O Ol 002 002 004 
20 017 079 022 0023 0019 002 O Ol 0,03 0,05 


Tabela 2. Własności wytrzymałościowe badanych blach ze stali gatunku D 


g Re Rm A5 KV 
rrun MPa MPa % J 
14 330 485 29 79 w O ue 
20 313 450 265 101 w-lO uC 


Pomiar temperatury nagrzewania odbywał się przy pomocy trzech termopar, 
z których dwie umocowane były w osi grzania, a jedna pomiędzy osiami grzania. Za- 
stosowano termopary PtRh-Pt, a wyniki odczytywano na miliwoltomierzach. Palniki 
wyposażone były w dysze nr 4. Wydatek wody wynosił 0,5+1,3 l/min. Prędkość prze- 
suwu palnika od 0,85 mm/s do 1,85 mm/s. Ciśnienie acetylenu - 0,05 MPa, ciśnienie 
tlenu 0,5+0,6 MPa. Nagrzewane płyty posiadały wymiary 600x600 mm i przed na- 
grzewaniem przyspawane były do ramy z dwuteowników. Dla każdego wariantu na- 
grzewania przeprowadzono następujące próby: 
- rozciągania, 
- zginania, 
- udarności, 
- twardości, 
- analiza strukturalna. 
Sposób wycinania próbek z płyty testowej przedstawia rysunek l. 
Próbki na rozciąganie i na zginanie wycinane były wzdłuż osi grzania. Próbki do 
badań udarnościowych wycinane były wzdłuż osi grzania jak również wycinane były 
z miejsc miedzy osiami grzania. Wyniki badań wytrzymałościowych zostały przedsta- 
wione na rysunku 2. 


r 
 zg;nn;e I 

 I 
 
I 1":0""'''' I------ 
,I I 

 ' 
, I 
i , 
H 
I ' 
I i 


I 
I : . 
 

 Iln,;\ 
I 

 grzan"I 
;
 


kJo:nmC'k w.1lo.....waol.:1 
 


rol'.Ci;lg.lJli
 



 

 
+ 



 
'7. 


Rys.l. Sposób wycinania próbek z płyty testowej
>>>
60 


R. Skoblik, L. Wilczewski 


Próbie zginania poddano 6 próbek; 3 próbki do zginania dla strony rozciąganej 
poddanej działaniu płomienia i 3 próbki od strony przeciwnej. Próbę przeprowadzono 
zgodnie z przepisami Polskiego Rejestru Statków (PRS). Jako kryterium przyjęto kąt 
zgięcia do chwili pęknięcia po stronie rozciąganej. Dla badanych blach gatunku D kąt 
zgięcia dla wszystkich przypadków wynosil180 0. 


9=14 mm 9=20 mm 
330 C2'I D 0 
ro 320 D 
o- 

 310 --------.-. 
----
---- 

 
G:: 300 
290 I 
280 



 
o 


500! I I 
490r I 
;

 l

:L

:! 
! ! I 
40 I i I 
30 t -- -O - - - -- - t -- -E3 -- -{2} - j 
20
 0! I 
10 I I . 
t - -l ------- - . 
' I 
60 
 i- _ 

.;}. _ ..1:.;::':::1- 
50
-.Cl-0-1 I 
40 
 I I 
! I I 
30 i I 


ro 
o- 

 
E 
o::: 



 
o 


l() 
{ 


N 


Rys.2. Własności mechaniczne haJanych blach 


Badania udarności blach przeprowadzono zgodnic z przepisami PRS. Dla blach 
gatunku D Jako krytcrium porównawcze przyj
to zgodnie l. wvmagal1lami PRS wIel- 
kość 28 J w temperaturze 253 K. Próbki do badań udarności wyclI1ano wzdluz 0S1 
grzania (oznaczone literą G) oraz ponllędzy osiamI grzania. Dla matenałów rodllrmch 
tadanych blach określono krzywą udarności w tcmperaturach 203-0-293 K (-70 'je do 
-+- 20 Go. Wyniki badań przedstawiono na rysunkach 3 i 4
>>>
Wpływ podgrzewania miejscowego... 


61 


KV J 
120 


jł.- -... 


100 
 g=14 mm 
j,- -ł. 9=20 mm 


, 
, 
/ 


80 


60 


40 


20 


.70.& ". 
um. ---r------- 
203 


.40 .20 O 20 'C 
I I r---r-- 
233 253 273 293 K 


Rys.3. Krzywe udarności materiału rodzimego 


KV, J 


g=14 mm 


g=20 mm 


120 



 _ 
t£łQ 
Q.!!
tc?ęnJą _ _ _ 
o 


100 


I 
I G : 00 
. I 
. G- l( I 
- -..- - 11- - - - - ._1Il - - - i 
BO G-:-.. G:-:. J 
! G:.. 
I 
I 


G;' . 
00 


60 


G. · 
G' 


40 


Go 


20 


o 


RysA. Udarność prostowanych blach 


Badania twardości grzanych blach wykonano na powicrzchni grzania oraz na 
przekroju poprzecznym w osi grzania na różnej głębokości od powierzchni grzama. 
Miejsce pomiaru twardości na próbce oraz samą twardość podają rysunki 578. 


pOWierzchnia grzania 
Twardość materiału rodzImego 133 HV10 


C 
.r:: 
u 
t:! 
!'E 

 E 2 140 
"-", 
"6 - 3 
.

12 r =: 
ocr 
!:» 13 
I
 
· 
 14 l 


141 
141 


137 


136 


160 


166 
162 
139 
136 


I 
I 
: =
: 
I 
i 


powierzchnIa chłodzenia 


( 


I ---t- 
6 9 12 
odległo$c od OSI grzan,a 
--_._--
-............... 


I 
15 


I 
1'8 mm 


os g rzama 


',:;) Rej/kład l'v:mio:;c: na Pf/:ćkroill pri1hkt ')laclJ\,' o grubości 14 nun_ temperatura nagrzewa- 
£11a 7f10 'iC
>>>
62 


R. Skoblik, L. Wilczewski 


powierzchnia grzania 
Twardość materiału rodzimego 133 HV10 


I 
 

 1 
.
 
 2 
I 8. . 
I "O!)ł 3 
j ' .
 
 12 
'Cf) "- 
00! 
g 13 
=o 
o 14 
i 


166 166 
173 170 


151 


powierzchnia chłodzenia 


6 9 12 
odległość od osi grzania 
. 


15 


18 mm 


oś grzania 


Rys.6. Rozkład twardości na przekroju próbki blachy o grubości 14 rnrn, temperatura nagrzewa- 
nia 810 Oc 


powierzchnia grzania 
Twardość materiału rodzimego 138 HV10 


'c 

 2 167 
.!E E 163 

 E 4 
c. . 
-g.m 6 159 155 
:

 16 ============================= - 
00! 
g 18 
=o 
o 


161 


176 


180 
170 
164 
155 


20 i 
2 4 
os grzania 


powierzchnia chłodzenia 


6 8 10 12 14 16 18 20 22 24 mm 
odległość od osi grzania 
. 


Rys.7. Rozkład twardości na przekroju próbki blachy o grubości 20 rnrn, temperatura nagrzewa- 
nia 750 Oc 


powierzchnia grzania 
Twardość materialu rodzimego 138 HV10 


C 
.c 
o 
t! 
.
 E 150 

 E 4 153 
o 
c.. Cli 6 
-g'c 
'0:3 16 1

 = = = = = = = = = = = = = = = = = = = = = = = = = = = = 
.Cf) "- 
00! 
a, 18 

 
"O 
o 


151 145 


146 


148 
148 


2 


147 


20 t 
1 2 4 
oś grzania 


powierzchnia chłodzenia 


6 8 10 12 14 16 18 20 22 
odległość od osi grzania 
. 


24 mm 


Rys.8. Rozkład twardości na przekroju próbki blachy o grubości 14 rnrn, temperatura nagrzewa- 
nia 850 Oc
>>>
Wpływ podgrzewania miejscowego ... 


63 


3. WNIOSKI 


I. Badania wpływu procesu nagrzewania przy prostowaniu przeprowadzono dla wa- 
runku sztywnego umocowania brzegów płyty, czyli dla najbardziej niekorzystnych 
warunków mogących wystąp-ić w konstrukcji. 
2. Nagrzewanie w jednym kierunku i chłodzenie wodą z drugiej strony daje optymalne 
własności niezależnie od badanej grubości i temperatur nagrzewania. 
3. Wyniki badań wykazały, że blachy są bardzo mało wrażliwe na proces nagrzewa- 
ma. 
4. Własności materialu po prostowaniu były porównywane z własnościami materiału 
rodzimego - dotyczy to R" Rm, As, natomiast wyniki zginania i udarności z wyma- 
ganiami dla złączy spawanych. 
5. Dla blach gatunku D o grubości 14 mm i 20 mm, niezależnie od sposobu nagrze- 
wania, występuje wzrost R, i R..n. Wydłużenie i udarność spełniają wymagania PRS 
(odpowiednio As = 22 % i udarność minimum 28 J w temperaturze -20 oC). 
6. Wpływ różnych metod nagrzewania przy prostowaniu na twardość materiału jest 
meznaczny. 
7. Proces nagrzewania spowodował w miejscu nagrzewania zmiany strukturalne. 
Struktury są porównywalne ze strukturami strefy wpływu ciepła złącza spawanego. 


LITERA TURA 


lI] Cudny K., Puchaczewski N.' Stopy metali na kadłuby okrętowe i obiekty oceanotechniczne. 
Skrypt Politechniki Gdańskiej, Gdańsk 1995. 
[2] Polska Norma PN-85/H-92 147. Blachy stalowe grube i uniwersalne do budowy statków. 
[3] Przepisy klasyfikacji i budowy statków morskich. Gdańsk, PRS, 1995. 


INFLUENCE OF LOCAL DURING FLAME STRAIGHTENING 
ON PROPERTlES OF SHIP HULES PLA TES 


Summary 


0,2 % C grades D steel plates ol' rerritic-perlitic structure in as-received condition, which 
is specitied ror ship hulIs have been under investigation. In ship yards local heating ol' surtaces 
ol' the plates by special combtorches and simultaneous water cooling during straightening ol' the 
plates are recommended by technological instructions. In this paper the int1uence or tempera- 
tures ol' the heating and the proces s ol' straightening it selr on properties or the steel plates is 
presented.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


DYNAMICZNA ODPORNOŚĆ NA PĘKANIE ZŁĄCZY 
ZGRZEWANYCH TARCIOWO 


Jan Sadowski, Tadeusz Szykowny 


Akademia Techniczno-Rolnicza w Bydgoszczy, Wydział Mechaniczny, 
ul. S. Kaliskiego 7, 85-796 Bydgoszcz 


Jednym z ważnych parametrów wytrzymałościowych wprowadzanych do obli- 
czeń inżynierskich dla doboru materiałów i oceny ich własności eksploatacy'j- 
nych jest odporność materiału na pękanie. W odróżnieniu od statycznej odpor- 
ności na pękanie KIc, JIc ważnym parametrem jest też dynamiczna odporność na 
pękanie Kld, Jld, Id. W pracy na przykładzie oprzyrządowanej próby udarowego 
zginania oceniano zmianę parametrów dynamicznej odporności na pękanie 
w złączach zgrzewanych tarciowo wykonanych ze stali: N9E-45, 18G2A-St3S, 
St3S-45, 40H-45, 18G2A-40H. 


1. WSTĘP 


Ocena kruchości lub plastyczności materiału na podstawie wyników prób rozcią- 
gania, zginania, skręcania lub badań udarności dla wielu dziedzin techniki oraz Towa- 
rzystw Kwalifikacyjnych okazuje się niewystarczająca. Ocena taka jest szczególnie 
mało znacząca dla stali stosowanych na konstrukcje spajane, 
Spajanie, a konkretnie spa.wanie i zgrzewanie stwarza sprzyjające warunki meta- 
lurgiczne i naprężeniowe dla kruchego pękania materiału, tj. nagłego przejścia ze stanu 
plastycznego w stan kruchy. Dodatkowe czynniki sprzyjające temu zjawisku to wielo- 
osiowy stan naprężeń, temperatura, warunki eksploatacji, technologia spajania, a także 
udarowe obciążenia, na które narażone są te konstrukcje. 
Ocena odporności na pękanie materiałów przy zastosowaniu kryteriów mechaniki 
pękania dla obciążeń statycznych jest obecnie dość dobrze opanowana i doczekała się 
szeregu norm (PN-87/H-04335, PN-88/H-04336). 
Warunek inicjacji pęknięcia można wyrazić zależnościami (I) i (2): 


K K MP 1/2 
1= Ic' am 
JI=JIc,kN/m 


(I) 
(2)
>>>
66 


J. Sadowski, T. Szykowny 


Polega to na teoretycznym wyznaczeniu współczynnika intensywności naprężeń KI 
lub odpowiadającej mu krytycznej wartości odporności na pękanie Kic (liniowa mecha- 
nika pękania) bądź teoretycznej całki JI i odpowiadającej jej statycznej odporności na 
pękanie JIc (nieliniowa mechanika pękania). 
Podobnie jak dla warunków statycznych, ocenę warunków niestabilnego rozwoju 
szczeliny w ramach dynamicznej mechaniki pękania, charakteryzującą pękanie mate- 
riałów w warunkach obciążeń udarowych, można określić wzorami (3) i (4): 


Kr(t) = Kld' MPa m l /2 


(3) 


J I(t) = l Id' kN / m 


(4) 


Podane zarówno po lewej, jak i po prawej stronie równań parametry są stałymi 
materiałowymi i umożliwiają ocenę dopuszczalnej wady tolerowanej w materiale przy 
założonych obciążeniach lub ocenę tych obciążeń przy założonej wielkości wady 
w materiale. 
W równaniach (3) i (4) problem sprowadza się albo do teoretycznego (metodami 
analitycznymi) wyznaczania dynamicznego współczynnika intensywności naprężen 
KI(t) lub teoretycznej całki lI(t), albo eksperymentalnego określenia krytycznej wartosci 
dynamicznej odporności na pękanie Kld, lId. 
Spośród nielicznych metod doświadczalnego wyznaczania parametrów dynar11lcz- 
nej odporności na pękanie Kld, lId, zastosowanie oprzyrządowanej próby udarowego 
zginania (próby udarności) dla oceny tych parametrów wydaje się być obiecujące i przy- 
szłościowe, czego dowodem jest wzrastające zainteresowanie aplikacji tej próby 
w aspekcie stosowania kryteriów mechaniki pękania zarówno w kraju, jak i zagranice! 
[1- 31. Szczególnie brak jest danych o wyznaczaniu i zmianach odporności na dyna- 
miczne pękanie w materiałach niejednorodnych, jakimi są np. złącza zgrzewane tar- 
CIOWO. 


2. METODYKA I MATERIAŁ BADAŃ 


Ocenę parametrów dynamicznej odporności na pękanie Kld, JId. ad, pracy uderze- 
nia K z jej rozkładem na składowe realizowano na oprzyrządowanym i skomputery zo- 
wanym młocie udarowym PSd 150/300 zmontowanym w Instytucie Odlewnictwa 
w Krakowi,,:, którego opis przedstawiono w pracach [4-ó]. 
Uklad ten umożliwiał zapis rejestrowanych w czasie próby udarowego I.ginania 
przebiegów siła - czas F(t), siła - ugięcie F(t) oraz ugięcie - czas ret). Zastosowano 
komputerowy program obróbki zarejestrowanych przebiegów FRACDYNA 15,ól Pro- 
gram ten oparty na matematycznych modelach rormalizujących fizyczny model próby 
udarowego zginania składał się z szeregu modulów programowych umożliwiających 
pobieranie sygnału z oscyloskopu, skalowanie przebiegów F(t), F(t), ich korekcję (wy- 
gładzanie) i obróbkę matematyczną polegająca na wyznaczaniu punktów charaktery- 
stycznych niezbędnych do określenia wartości siły i energii niezbędnej do inicJacji 
pęknięcia, obliczanie na ich podstawie parametrów odporności na pękanie Kld, lIci, ad,
>>>
Dynamiczna odporność na pękanie... 


67 


a także umożliwiał rozdzial globalnej pracy uderzenia na składowe: Kz - pracy na zapocząt- 
kowanie pęknięcia, Kr - pracy rozwoju pęknięcia, Kit - pracy hamowania pęknięcia [5,6]. 
Do badań oceny zmian parametrów odporności na pękanie oraz oceny procesu 
pękania przyjęto złącza zgrzewane tarciowo stosowane najczęściej w różnych układach 
konstrukcyjnych i często pracujące przy obciążeniach udarowych. 
Przyjęte do badań złącza zgrzewane tarciowo wykonano na zgrzewarce tarciowej 
ZT4-13 zgrzewając ze sobą stalowe wałki P 32xI20 mm z poszczególnych gatunków 
stali, a parametry zgrzewania podano w tabeli l. Parametry te dobrano na podstawie 
dostępnej literatury [7] oraz wstępnych badań wytrzymałościowych na rozciąganie Rm 
wykonanych złączy, które wykonano zgodnie z PN-87/M-697ł3 i PN-801H-04310. 


Tabela I. Parametry zgrLewania tarciowego przyjętych do badań złączy zgrzewanych 


Parametry zgrzewania tarciowego 
Lp. Układ Obroty Siła tarcia Czas tarcia Siła spęczania Czas spęczania 
z!!rzewany rd/s N s N s 
I. 18G2A-St3S 152 40000 25 45000 3,0 
2. N9E-45 152 45000 18 50000 2,5 
3. St3S-45 152 40000 16 50000 2,5 
4. 40H-45 152 50000 22 50000 3,0 
5. 18G2A-40H 152 45000 18 50000 2,5 


Z otrzymanych złączy wycinano próbki udarności owe, na które nanoszono karb V 
wg PN-H-04370 dla oceny udarności KCV oraz karb V z pęknięciem zmęczeniowym 
wg ASTM [8] dla oceny parametrów odporności na pękanie Kld, lId. 
Jako metodę oceny punktu inicjacji początku pęknięcia, na podstawie którego 
obliczono parametry Kld, lId, przyjęto dokładną i możliwą do zastosowań praktycznych 
metodę zmiany podatności t:.c/c zginanej udarowo próbki [5,6]. Karby nacinano na 
podstawie wykresu rozkładu twardości w złączu w miejscach charakterystycznego 
wzrostu lub spadku twardości w badanym złączu. 
Na rysunku l przedstawiono metodykę zdejmowania przebiegów F(t) i F(f) i ich 
obróbki komputerowej w próbie udarowego zginania badanych złączy zgrzewanych 
z użyciem programu FRACDYNA. Wszystkie badania złączy realizowano w tempera- 
turze pokojowej 293 K. 
Przebiegi F(t) i F(f) zdejmowano z miejsc charakterystycznych badanego złącza, 
określonych rozkładem twardości. Przeprowadzono w tych miejscach badania mikro- 
strukturalne.
>>>
68 


1. Sadowski, T. Szykowny 


'" JI
"-7" .""I.....y." 
, 


-.. 



c F 
c 


r. 


HV 


-.. 


;r:qin..nit! ud'Ifn'ł' po J prÓbki [ I 
l _..b".... V 1:\ p.ób"-I J: ...bf!m mo

 trml.,ow y 
Vąm t1tllłd..oo p"nklU 
 . 


F.. El' F..... E_ł. K K 1 K. K.. roi 


'----------y-------' 


din. dod.tko...e 


"h ,n".h W ,Y 


KV KM .
" "" n 4 


Rys.l. Metodyka zdejmowania i obróbki komputerowej prLebiegów dynamicznych F(t) i F(t) 
otrzymanych w próbie udarowego zginama badanych złączy zgrLewanych z użyciem 
programu FRACDYNA 


3. WYNIKI BADAŃ I ICH ANALIZA 


Na rysunku 2 pokazano graficzne zestawienie wyników badań dla złącza zgrzewa- 
nego tarciowo ze stali 18G2A-St3S. Na rysunku 2a przedstawiono rozkład twardości 
w złączu oraz miejsca nacięcia karbów w próbkach udarnościowych, na których doko- 
nano oceny KCV oraz parametrów odporności na pękanie Kld, lId (strzałki), a także 
wybrane struktury w niektórych strefach tego złącza. Rysunek 2b przedstawia graficznc 
zestawienie zmian parametrów odporności na pękanie Kld, lld, ad, K w badanym złączu 
zgrzewanym. 
Badany materiał wykazywal w całym obszarze cechy materiału plastycznego. więc 
właściwym miernikiem oceny odporności na pękanie jest krytyczna wartość całki lido 
Na rysunku 2c przedstawiono zmiany wartości lId oraz udarności KCV i wspólczynnika 
uwrażliwienia na pękanie UJ w badanym złączu. 
Zaobserwowane na rysunku 2c zmiany odporności na pękanie lId, są wynikicm 
zmian strukturalnych zachodzących podczas procesu zgrzewania tarciowego. Otrzyma- 
ne wyniki świadczą o tym, że połączenie zgrzewane charakteryzuje się dość wysoką 
odpornością na pękanie, szczególnie po stronie stali 18G2A. Wartości parametru lId nie 
przekraczają jednak 140 kN/m. Najniższą odporność na pękanie lId obserwuje się 
w badanym złączu w SWC w odległości 2 mm od zgrzeiny po stronie stali l SG2A 
(100 kN/m). Strefie tej odpowiada maksimum twardości. W miarę oddalania od OSI 
zgrzewania odporność na pękanie wzrasta i w materiale rodzimym stali 18G2A oSIąga
>>>
Dynamiczna odporność na pękanie... 


69 


najwyższą wartość lIdo Odporność na pękanie samej zgrzeiny jest niższa niż materiału 
rodzimego, (MR) niemniej jest ona prawie dwukrotnie wyższa, niż odporność na pęka- 
nie SWC i materiału rodzimego (MR) po stronie stali St3S. 


HO 
IWJO J) KC" I 18G2A I e) 
{JJcm'l 
 U, J,. 
no I!lH'm, 
l"" !e, !"' !. le1 !.. 
" 
". ,.. 
I.' 
"" ". 
I.' 
'SO .10 


12 10 



 o 2 ,0 
Odl. od o.IIQru"', I I
I 

WC .... M- 
WC )1. M" 



" 

 


b) u 
 J,
 
Q - KI. 
. - K 
8 - ł. 


KI_ J , . 
jM,.....-1 [lo HI"" 
jn,' !" 


K " 
PI I-I 


l" 
 . ! " 


("' 


11802... I I SIJS I 


Ił Ił ID . ł ł J ...., Ił' . 10 
Ocal. od cul łon.lny I {,ntni 
.ł..RJI
 Sv..c 
I. 

 


K [J) 
K' [J] 


K, [J) 
K; [JJ 114mA I 
In" le. 


K, [lJ 
d) []ill K: [l) 
le'l' le, In. 


K. (J) 
K; (J) 


u. 


K, 


.. 
------L_ ' 
::\
.... 
': n, 
"
 
 
_ ; 
 -: 
 _
 

 
, , I -Ul I I . , I' Ił " . ł ł I ..., t I ł 
Od!. ... "1'",,,,,,,, I 1......1 o... et4 eIlIQf"'h6Ą, I I",nol 
1ołĄ.\t ......c +
...ł... ....... 
 S'M: 
....ł-..
 
Rys.2. Wyniki badań odporności na pękanie w złączu zgrzewanym tarciowo ze stali 18G2A-St3S: 
a) rozkład twardości w złącZll i mi
jsca nacięcia karbów, b) gmficwe zestawienie wyników 
badań, c) charakter zmian J ld , KCV, UJ w złączu, d) rozdział pracy uderzenia K na składowe 
Kz, Kr, Kh W złączu 


Przeprowadzonc badania strukturalne złącza w miejscach charakterystycznych 
(nacięcia karbu) pozwoliły w pewnym stopniu wyjaśnić zaobserwowane zmiany odpor- 
ności na pękanie lrd w badanym złączu w różnych jego strefach. 
Wystąpienie lokalnego maksimum udarności KCV oraz odporności na pękanie lId 
w zgrzeinie można przypisać fragmentacji ziarn austenitu na skutek plastycznego od- 
kształcenia w tej strefie. Spadek wartości tych parametrów po stronie stali 18G2A 
w odległości 2 mm od zgrzeiny (SWC) można by przypisać głównie wystąpieniem 
pewnej ilości struktury nieeutektoidalnej, naj prawdopodobniej bainitu. Stąd również 
obserwuje się też w tej strefie maksimum twardości. Minimum lId ,KCV w tej strefie
>>>
70 


1. Sadowski, T. Szykowny 


może mieć swoją przyczynę również w dużych rozmiarach ziarn austenitu po przemia- 
nie. Świadczą o tym długie igły ferrytu. Duża prędkość chłodzenia w omawianym ob- 
szarze w głąb nieogrzanego materiału przyczynia się zapewne do przesycenia ferrytu 
pierwiastkami międzywęzłowyrni (C-N). 
Z kolei strefa odległa 9 mm od zgrzeiny (SWC) po stronie 18G2A jest strefą czę- 
ściowego przekrystalizowania, leży więc pomiędzy temperaturami AJ i Az. W wyniku 
chłodzenia nie otrzymujemy tu struktur nieeutektoidalnych, a struktura w tej strefie 
złożona z ziarn ferrytu nieprzemienionego, drobnych ziarn ferrytu pochodzących 
z przemiany austenitu oraz ścisłego perlitu jest najprawdopodobniej przyczyną znacz- 
nego wzrostu parametru odporności na pękanie lId względem strefy odległej o 2 mm od 
zgrzeiny. 
W strefie odległej o 12 mm po stronie stali 18G2A (MR) brak jest jakichkolwiek 
oznak zajścia przemiany. Równoosiowe w większości ziarna ferrytu oraz stosunkowo 
równomiernie rozłożony perlit sprzyjają dalszemu wzrostowi parametru odporności na 
pękanie JId. 
Struktura stali sn S w bezpośrednim sąsiedztwie zgrzeiny utworzona jest przez 
drobnoiglaste ziarna ferrytu, najczęściej w układzie Widmannstattena, oraz niewielką 
ilość ścisłego perlitu. Z uwagi na różnice w składzie chemicznym w obu stalach (szcze- 
gólnie manganu), większa jest ilość ferrytu po stronie stali sns. Opisanej powyżej 
strukturze w tej strefie odpowiada bardzo słaby spadek KCY i silny spadek odporności 
na pękanie Jld, względem wartości tego parametru odnoszącego się do zgrzeiny zlącza. 
Należy przypuszczać, że silne zróżnicowanie form ferrytu, jak i jego przesycenie może 
być przyczyną obserwowanego spadku odporności na pękanie lId i udarności KCV 
Struktura stali sns w strefie materiału rodzimego (MR) jest ferrytyczna o równo- 
osiowych ziarnach z niewielką ilością rerrytu w układzie Widmannstattena i niewielką 
ilością ziarn ścisłego perlitu. Struktura ta nie wywołuje istotnych zmian wartości anali- 
zowanych parametrów względem poprzedniej struktury. 
Aproksymacja otrzymanych wyników badań (rys.2c) umożliwiła wyznaczenie 
funkcyjnej korelacji między dynamiczną odpornością na pękanie lId a udarnością KCY 
w zależności od odległości l od osi (linii) zgrzania w badanym złączu, która przedsta- 
wia się następująco: 


J Id(l) = 0,2526. KCY(l) + (0,27 ,1 2 - 3,07 .1 + 89,3) - dla stali 18G2A (5) 


( -0,1541 ) 
J Id(l) = KCY(l) 0,621 


- dla stali sns 


(6) 


Na rysunku 2d przedstawiono charakter zmiany pracy K i jej składowych Kz, Kr, 
Kh w badanym złączu zgrzewanym, dokonany zarówno na próbkach z karbem Y, jak 
i z karbem zmęczeniowym (oznaczenia z apostrofą). 
Z rysunku można stwierdziĆ dominację pracy Kz w próbkach z karbem Y, jak też 
Kz' w próbkach z karbem zmęczeniowym w całym obszarze badanego złącza. Praca 
hamowania pęknięcia Kh jest dużo niższa po stronie złącza ze stali sns, co może 
świadczyć: o niskiej plastyczności tej strefy i jej malej żywotności resztkowej.
>>>
Dynamiczna odporność na pękanie... 


71 


9"".b) 


/
" , :t 
", ;'1" 
-I 
, 
.. ' 



. 


. 

 


.' ." 


. 
: 


"l' 


.

;'Y
: 


.- ..... 
Ił 


fIi' ł:tI.?':"". "... !-' 
.;,}" . .... 
. 
.. .' . ;'-!"" 
.

.,.. 


....... 
,
... 
.'::; , 
, . 
'. £ 
f 


". .j! 


. .'l. 

.... 
 


.

 



. , 


:
. 


d) 


-
....... 


'.) j . 


,.... ,.. 



. 


1

 



::(.
 
.: 
":.;.: ....'r.
..b.: 


"" 


Rys. 3_ Mikrostruktura złącza zgrzewanego tarciowo ze stali 18G2A-St3S: a) w osi zgrzewania, 
b) w odległości 2 nun od zgrzeiny po stronie stali 18G2A (SWC), c) w odległości 9 nun 
od zgrzeiny po stronie stali 18G2A (SWC), d) w odległości 12 nun od zgrzeiny po stro- 
nie stali 18G2A (MR), e) w odległości 3 nun od zgrzeiny po stronie stali St3S, 
t) w odległości 9 nun od zgrzeiny po stronie stali St3S (MR). Pow. 250x
>>>
72 


1. Sadowski, T. Szykowny 


Postępując w badaniach podobnie z pozostałymi złączami zgrzewanymi tarciowo, 
otrzymano wzory pozwalające ocenić charakter zmian dynamicznej odporności na pę- 
kanie Jld w funkcji odległości l od linii zgrzania wyrażonej przez parametr udarności 
KCV, co przedstawiono wzorami (7)+(14). 
Dla złącza zgrzewanego N9E-45 


J Id(l) = 0,578KCV(I) + (0,21 2 - 2,91 + 18,7) 
J Id(1) = -1,03KCV(1) + 3,2151 + 34,08 


- dla stali 45 


(7) 
(8) 


- dla stali N9E 


Dla złącza zgrzewanego St3S-45 
( 0,066 ) 
J Id(l) = KCV(I) 0,464.1 


- dla stali St3S 


(9) 


J Id(1) = 0,383KCV(1) + 0,781 + 10 


- dla stali 45 


(10) 


Dla złącza zgrzewanego 40H-45 


J ld(1) = 1,344KCV(1) + 4,8441- 5,66 


- dla stali 40H 


(11) 


J Id(1) = 0,955KCV(1) + 0,181 + 6,4 


- dla stali 45 


(12) 


Dla złącza zgrzewanego l8G2A-40H 


J - KCV ( e -0,503+0,024-1 ) 
Id(l) - (I) 


- dla stali I8G2A (13) 


JId(l) = -1,17KCV(1) +(0,4081 2 -3,511+IOO,5) -dlastali40H (14) 


Otrzymane zależności umożliwiają przy wysokim współczynniku korelacji 
(R = 0,989 +1,0) oszacowanie odporności na pękanie Jld w złączach zgrzewanych tar- 
ciowo na podstawie otrzymanych wyników badań udarności KCV w analizowanym 
złączu. 


5. PODSUMOWANIE 


Z przedstawionych powyżej wyników badań można poczynić pewne wnioski 
i spostrzeżenia: 
l) oceny parametrów dynamicznej odporności na pękanie Kld, lrd, które są stałymi 
materiałowymi, można dokonać przy zastosowaniu zmodyfikowanej, oprzyrządowa- 
nej i skomputeryzowanej próby udarowego zginania, stosując dla wyznaczania 
punktu inicjacji pęknięcia w badanej próbce metodykę zmiany podatności !1c1c zgi- 
nanej udarowo próbki, na podstawie zdjętego przebiegu F(t),
>>>
Dynamiczna odporność na pękanie... 


73 


2) badane złącza zgrzewane tarciowo charakteryzowały się ogólnie dużym zróżnico- 
waniem zmian odporności na pękanie wyrażonym parametrem Jld w całej ciągłości 
złącza. Szczególnie obniżoną odporność na pękanie w stosunku do SWC i materiału 
rodzimego (MR) wykazywały strefY tuż przyzgrzeinowe (w odległości 1,5';-3 mm od 
osi zgrzeiny). Zaobserwowane zmiany były wynikiem zmian strukturalnych zacho- 
dzących w procesie zgrzewania, które są efektem zmian szybkości chłodzenia po- 
szczególnych strer wykonanych złączy, 
3) otrzymane matematyczne zależności między dynamiczną odpornością na pękanie Jld 
a udarnością KCV w badanych złączach zgrzewanych tarciowo stwarzają możliwość 
racjonalnego wykorzystania wyników badań udarności KCV jako użytecznego pa- 
rametru wytrzymałościowego przy projektowaniu i doborze optymalnych warunków 
technologicznych gwarantujących wymaganą odporność na pękanie złączy zgrze- 
wanych, 
4) należałoby kontynuować dalsze badania nad doborem czynników technologicznych 
zapewniających w miarę jak najwyższą i wyrównaną w całej ciągłości złącza odpor- 
ności na dynamiczne pękanie 1[d oraz wytrzymałość R..n. 


LITERATURA 


[I] Kobayashi T: Introduction or new dynamic tracture toughness evaluation system: lournal ol' 
Testing and Evaluation, Vo1.21, no 3, s.145-153, 1993. 
[2] Kalthor J.F.,Winkler S., Bohme W: Anovel procedure ror measuring the impact fracture 
toughness Kld with precracked Charpy specimens. J.Physique, Vo1.46, No 8 C5, s.179-186, 
1985. 
[3] Lis Z., Schindler H.J: Evaluation ol' dynami c rracture toughness lId using instrumented 
Charpy impact test: Mechanika Teoretyczna i Stosowana, Vo1.32, No I s.119-128, 1994. 
[4] Biel-Gołaska M.: A method ortesting the dynamic rracture toughness ormaterials charakteri- 
sed by high plasticity: Metallurgy and Foundry Engineering, Vo1.19, No 4, s.491-499, 1993. 
[5] Sadowski l.: Ocena odporności na pękanie złączy spajanych w aspekcie próby udarowego 
zginania. Rozprawa doktorska. Politechnika Gdańska, Gdańsk 1996. 
[6] Sadowski J., Szykowny T: Ocena dynamicznej odporności na pękanie złącza zgrzewanego 
N9E-45 w próbie udarowego zginania. Materiały Sympozjum Współczesne zagadmenia w 
Materiałoznawstwie i Technologii Bezwiórowej. Z. Naukowe ATR, Mechanika 38, s.151- 
163, 1995. 
[7] Michalski R, Kamiński Z.: Zgrzewanie tarciowe. WNT, Warszawa 1982. 
[8] ASTM E 2403.03: Proposed standard method ol' test ror instrumented impact ol' precracked 
Charpy specimens or metallic materials. Draft 2c.Philadelphia, 1980. 


AN ASSESSMENT OF THE DYNAMIC FRACTURE RESISTANCE 
OF THE WELD JOINTS BY IMPACT BEND TEST 


Summary 


The paper presents an assessment ol' the dynami c tracture ol' the mismatched weld ditIerent 
steels by impact bend test. For example, there was made an assessment or the dynami c tracture 
parameters such as: Kld, lld, railure work K ol' the tested sampIes and the admissible dimension 
or weld derects.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


NIEKTÓRE ASPEKTY OCENY STOPNIA 
UWRAŻLIWIENIA NA PROCES SPAJANIA 


Eugeniusz Ranatowski 


Akademia Techniczno-Rolnicza w Bydgoszczy, Wydział Mechaniczny, 
ul. S. Kaliskiego 7, 85-796 Bydgoszcz 


W pracy przedstawiono przegląd aktualnie stosowanych metod oceny skłonności 
do pękania w procesie spajania ze szczególnym uwzględnieniem parametrów 
i kryteriów oceny tego procesu. Ponadto scharakteryLowano możliwości wyko- 
rLystania parametrów mechaniki pękania K", 8e (CTOD), J, G" do ustalenia kry- 
teriów pękania i oceny stopnia uwrażliwienia na proces spajania. Przedstawiono 
również kilka prLykładów zastosowania mechaniki pękania do oceny odporności 
na pękanic niejednorodnych połączeń spajanych ze stali 18G2A. 


l. WSTĘP 


Proces spajania związany jest bezpośrednio z lokalną zmianą energii wewnętrznej 
łączonych materiałów, a jego realizacja, zgodnie z pierwszą zasadą termodynamiki, 
jest możliwa poprzez użycie energii dostarczonej na sposób ciepła, bądź jako rezultat 
pracy pola siłowego. Prowadzi to w naturalny sposób do lokalnej zmiany stanu mate- 
riału, z czym związany jest stopień uwrażliwienia materiału spajanego i ocena spajal- 
ności. Zgodnie z PN-84/M-69005, wrażliwość na spajanie oznacza reakcję metalu na 
procesy wywołane warunkami spajania, które tworzy zespół czynników technologicz- 
nych i konstrukcyjnych, oddziaływujących na spajane złącze w czasie jego wykonywa- 
nia. decydując o jego użyteczności. Jest to relacja bardzo złożona, o sprzężeniu zwrot- 
nym, przedstawiona na rysunku l. 
Powyższy problem oceny spajalności, wyrażony w kategoriach technologicznych, 
w sensie fizycznym prowadzi do ustalenia relacji pomiędzy: polem termicznym - ewo- 
lucją mikrostruktury - polem mechanicznym, o wzajemnym oddziaływaniu o charakte- 
rze synergicznym [I]. 
Ocena stopnia uwrażliwienia materiału na proces spajania powinna więc polegać 
na analizie wymiarowej określonych powyżej modułów, przy ścisłym zapisie fizykal- 
nym zachodzących w nich procesów. Równocześnie należy stwierdzić, iż istnieje wy- 
raźna asymetria pomiędzy zakresem i poziomem rozwiązań dotyczących modułów:
>>>
76 


E. Ranatowski 


pole termiczne i ewolucja mikrostruktury a modułem pole mechaniczne. Dotyczy to 
zwłaszcza oceny stopnia uwrażliwienia na proces spajania, wyrażającej się jego odpor- 
nością na pękanie w różnych fazach powstawania złącza i w warunkach eksploatacyj- 
nych. 



 


Wrażliwość na 
spajanie 


jJ. 
Spajalność 



 


Warunki 
spajania 


Użyteczność 
złącza spajanego 


Rys.l. Relacja pomiędzy głównymi czynnikami decydującymi o spajalności metali 


2. AKTUALNY STAN OCENY STOPNIA UWRAŻLIWIENIA W ASPEKCIE 
USTALEŃ NORMATYWNYCH ORAZ ZALECEŃ LITERATUROWYCH 


Procedura oceny stopnia uwrażliwienia na proces spajania, objęta aktami norma- 
tywnymi, dotyczy zasadniczo procesu spawania i obejmuje: 
- badania skłonności do tworzenia pęknięć krystalizacyjnych (lub inaczej nazwa- 
nych gorącymi) złączy spawanych łukowo (PN-79/M-69761), 
- badania skłonności do tworzenia pęknięć zimnych w złączach spawanych łuko- 
wo (PN-90/M-69760). 


Tabela I. Zestawienie kryteriów spajalności na pękanie krystalizacyjne wg PN-79/M-6976I 


Lp Pró ba Rodzai oceny Wskaźnik 
I Próba o zmniej- Jakościowa Obecność lub brak pęknięć 
szająceJ Się Jeżeli istnieją pęknięcia przyjmuje Się dodatkowy 
sztywności wskaźnik porównawczo-ilościowy P: 
Is -Ip 
p=-.IOO% 
Is 
ls - długość spoiny, 
lp - długość podłużnego pęknięcia krystalizacyjnego 
lub długość odcisku spoiny, w którym wystę- 
puje pęknięcie krystalizacyjne. 
2 Próba o różnych Jakościowa Obecność lub brak pęknięć 
szerokościach 
3 Pró ba teowa ze Jakościowa Obecność lub brak pęknięć 
spoiną czołową 


Akty normatywne obejmują również próbę udarności złączy spawanych łub 
zgrzewanych, której rezultaty badań mogą być źródłem informacji o wpływie stopnia 
uwrażliwienia materiału i jego użyteczności w warunkach eksploatacyjnych.
>>>
Niektóre aspekty oceny.__. 


77 


Tabela 2. Zestawienie kryteriów spajalności na pękanie zimne wg PN-90/M-69760 


Lp. 
I 


Pró ba 


Rodzaj oceny Wskaźnik 
Ilościowa Najwyższe wartości naprężeń rozciągających, poniżej 
których próbki nIe ulegają zerwanIU przy obciążeniu 
trwającym co najmniej 16 h. 
Krytyczne naprężenia rozciągające Jkr: 
4F 
J r = n(d-I)2 
F - siła rozciągająca fNl. 
Obecność lub brak pęknięć zimnych 


Badanie z re- 
gulowanymi 
naprężeniami 


2 Pró ba krzy- Jakościowa 
żowa 
3 Próba CTS Jakościowa 
4 Próba Tak- Jakościowa 
ken 


Obecność lub brak pęknięć zimnych 
Obecność lub brak pęknięć zimnych 
Jeżeli istnieją pęknięcia, przxjmuje się dodatkowy wskaź- 
nik porównawczo-ilościowy: 
wskaźnik ilościowy pęknięć Wp 


l n H pi 
Wp = -.L -.100% 
n 1=1 Hsp 


Hvł - wysokość pęknięć na zgładzie metalograficznym, mm 
Hsp - gruboŚĆ spoiny próbnej mm, 
n - iloŚĆ badanych zgładów metalograficznych, 
l - kolejny zgład metalograficzny. 
Wykres krzywej Wp w funkcji czasu chłodzenia 4nax-1OO'C lub 
temperatury podgrzania wstępnego. 


5 Próba 19-XT Jakościowa Obecność lub brak pęknięć zimnych. 
Jeżeli istnieją pęknięcia przyjmuje się dodatkowy wskaź- 
nik porównawczo - ilościowy: 
wskaźnik liczby pęknięć Wllub Wh 
n Lei 100 n Hpj 
W 1 =100- L -; W h =-. L- 
i=1 Lsp n i=1 Hsp 
lWI - procentowy udział długości pęknięć (Lv;) w całej długości 
spoiny próbnej, 
IWh - procentowy udział średniej wysokości pęknięć (Hpi) 
w grubości spoiny próbnej. 


W tabelach l i 2 zestawiono zalecane przez PN metody badań i stosowane kryte- 
ria do oceny skłonności do tworzenia pęknięć krystalizacyjnych oraz zimnych. Wynika 
L nich jednoznacznie, iż wskaźnikiem jest obecność lub brak pęknięć i mają charakter 
jakościowy, wyrażający reakcję materiału spawanego na warunki stworzone przez 
określoną próbę. Jedynie w przypadku aplikacji próby implantacyjnej z regulowanymi 
naprężeniami jako kryterium pękania zimnego przyjmuje się krytyczne naprężenia 
rozciągające, poniżej których próbki nie ulegają zerwaniu przy obciążeniu trwającym 
co najmniej 16 h. Również przy aplikacji próby udarowego zginania miarą odporności
>>>
78 


E. Ranatowski 


na pękanie, w warunkach eksploatacyjnych, jest wartość pracy zużytej na powstanie 
złomu próbki. 


'l' 



.. 
-'II . 


... 


I . 
.
 

-' 


\. 


..., 



J
'
 


... -ł 
'** 
Rys.2. Przykłady pęknięć zinmych elementów spawanych ze stali 18G2A 



. 


Problem oceny stopnia uwrażliwienia na proces spawania odbywa się również 
przy użyciu metod analitycznych. Podstawą oceny są empiryczne zależności i kryteria, 
bazujące w przypadkach: oceny pęknięć krystalizacyjnych oraz po obróbce cieplnej 
w wyniku powtórnego nagrzewania, głównie na składzie chemicznym (w %), np.: 
pękanie krystalizacyjne (PK) stali niskowęglowych: 


C C 28 P 8i-O,4 Mn-O,8 Ni Cu Cr-O,8 
k = + +-+ + +-+ 
e w 3 10 12 12 15 15 


(l)
>>>
Niektóre aspekty oceny.... 


79 


Ckw 0,45 - stal skłonna do PK, 
Ckw  0,15 - stal odporna na PK, 
0,15 :S; C.kw:S; 0,45 - stal częściowo skłonna na PK, 


- pękanie po obróbce cieplnej w wyniku powtórnego nagrzewania: 


L1G = Cr + 3,3 Mo + 8,1 V - 2 
dlaC%:S;0,18, Cr%1,5 
L1G 
 O stal skłonna, 
L1G  O stal odporna. 


W przypadku oceny odporności na pękanie zimne i lamelarne, dodatkowo usiłuje 
się uwzględnić wpływ wodoru dyfundującego bądź stopnia usztywnienia, poprzez 
uwzględnienie grubości spawanych elementów, stosując np. parametr Pw bądź PL. 
Badania eksperymentalne, z uwagi na przyjęte parametry i kryteria, mają cha- 
rakter zbyt uogólniony, gdyż zasadniczo stopień uwrażliwienia materiału spawanego 
jest reakcją na warunki stworzone przez daną próbę. W tej sytuacji brak jest parame- 
trów i kryteriów do jednoznacznej transformacji rezultatów badań laboratoryjnych na 
warunki rzeczywistej konstrukcji. Podobna uwaga odnosi się również do stosowanych 
empirycznych parametrów i kryteriów stosowanych w metodach analitycznych, gdyż 
nie są one rezultatem fizykalnej analizy zachodzących procesów. Prowadzi to ostatecz- 
nie do bardzo ogólnej oceny procesu uwrażliwienia na proces spajania. Na rysunku 2 
przedstawiono przykłady pęknięć zimnych, które wystąpiły w elemencie ze stali 
18G2A, uprzednio ocenionym jako odporny na pękanie zimne. 


3. FIZYCZNE PODSTAWY OCENY STOPNIA UWRAŻLIWIENIA NA PROCES 
SPAJANIA 


Zgodnie z tendencjami światowymi, które wyrażają między innymi dokumenty 
MIS [I], zasadniczy postęp w powyższym zakresie związany jest z głębszą analizą 
fizyki procesu pękania, uwzględniającego specyfikę połączeń spajanych i prowadzi 
bezpośrednio do aplikacji parametrów i kryteriów mechaniki pękania. Parametry 
i kryteria mechaniki pękania znalazły dotychczas główne zastosowanie jako uzupeł- 
nienie tradycyjnych metod wymiarowania konstrukcji i oceny własności eksploatacyj- 
nych. Mniejsze natomiast jest ich znaczenie i zastosowanie do rozwiązywania zagad- 
nień technologicznych. W obydwu przypadkach zastosowanie mechaniki pękania 
związane z adekwatnością analiz
wanych modeli fizycznych i obiektów rzeczywistych. 
W rozwiązaniach stosowanych w praktyce inżynierskiej model fizyczny stanowi 
więc uproszczenie obiektu rzeczywistego. W analizowanym przypadku jest to model 
układu spajanego i odpowiada mu tylko pod względem jego istotnych cech, które 
w dalszej kolejności podlegają modelowaniu matematycznemu. Model matematyczny 
formalizuje opis modelu fizycznego, np. w formie równań cząstkowych, które stanowią 
formalną podstawę opisu wszelkich twierdzeń fizycznych. Wobec powyższego 
uwzględniając rakI. że połączenia spajane są skutkiem pracy wykonanej przez skon- 
centrowany strumień energii dostarczonej na sposób ciepla, to proces modelowania 
układu spajanego powinien być oparty co najmniej na:
>>>
80 


E. Ranatowski 


- równaniu przewodzenia ciepła 


div(A-grad T) - c p . p aT = -qy (x, y, z, t) 
Ot 
_ równaniu charakteryzującym sprzężenie energii cieplnej i pracy mechanicznej [2] 


gdzie: 
A- 
c 
P 
T 
t 
qv 
qi 


(3) 


( ) Eap T e ' n 
cp'pT+qi,i =qy x,y,z,t - 1_2v sIJ+S,SjJ'Sjj 


(4) 


e 
s.. 
IJ 


współczynnik przewodzenia ciepła, J/m s K, 
ciepło właściwe, J/kg K, 
gęstość, kglm 3 , 
temperatura, K, 
czas, s, 
objętościowe źródło ciepla, J/m 3 s, 
gęstość strumienia ciepła, W/m 2 , 
tensor odkształceń sprężystych, 


E n tensor niesprężystej szybkości odkształceń, lis, 
IJ 
Sij tensor dewiatora naprężeń, N/m 2 , 
E moduł sprężystości podłużnej, N/m 2 , 
v współczynnik Poisson'a, 
S część energii niesprężystej przekształconej w ciepło; S = O -;- I, 
CXp współczynnik rozszerzalności cieplnej, lIK. 
Równania (3) i (4) w sensie fizycznym stanowią podstawę do oceny wzrostu tem- 
peratury T oraz innych parametrów charakteryzujących cykl cieplny procesu spajania, 
a także skutki wymiany cieplnej i mechanicznej energii, tworząc konstytutywne pod- 
stawy do oceny odkształceń i naprężeń. Należy równocześnie stwierdzić, iż wiele 
zjawisk występujących w procesie spajania ma charakter bardzo złożony, tzn. wystę- 
puje wiele synergicznych efektów, które nie dadzą się opisać w postaci prostych reguł 
i zespołu równań. Jednym z takich problemów jest relacja pomiędzy strukturą i jej 
własnościami, wyrażająca się np. odpornością na pękanie. 
Analiza wymiarowa procesu uwrażliwienia jest bezpośrednio powiązana z fizyką 
procesu pękania i dotyczy zjawisk lokalnych, występujących w sąsiedztwie szczeliny. 
Procedura wprowadzenia odpowiednich parametrów i kryteriów do oceny stopnia 
uwrażliwienia, zgodnie z zasadami mechaniki pękania, związana jest z oceną stanu 
naprężenia w sąsiedztwie wierzchołka szczeliny bądź zmiany stanu energetycznego 
analizowanego układu. I tak w ramach liniowej mechaniki pękania punktem wyjścia 
do oceny stanu naprężenia O'ij jest biharmoniczne równanie: 


V 2 (V 2 U)=0 


(5) 


gdzie: 
U - funkcja naprężeń, 
co, po uwzględnieniu warunków brzegowych, pozwala ocenić stan naprężenia w są- 
siedztwie wierzchołka szczeliny jako:
>>>
Niektóre aspekty oceny.... 


81 


er l ) = 
 ł-łj(e) 
,,21t r 


i,j=x,y,z 


(6) 


gdzie: 
Kn 


współczynnik intensywności naprężeń (WIN), MPa";;;, 
współrzędne biegunowe, 
funkcja kąta 8, 
oznacza formę obciążenia szczeliny (I - rozciąganie, II - ścinanie 
wzdłużne, III - ścinanie poprzeczne zwane antypłaskim). 
Na rysunku 3 przedstawiono charakterystykę stanu naprężenia w sąsiedztwie 
wierzchołka szczeliny 2a, usytuowanej w płycie o nieskończonych wymiarach dla n = ł. 
Biorąc pod uwagę modyfikacje Irwina i Orowana, uwzględniające deformacje pla- 
styczne w sąsiedztwie wierzchołków szczeliny i nadające skończoną wartość napręże- 
niom er l ) i zarazem WIN - Kn , kryterium inicjacji wzrostu szczeliny ma postać: 


r, e 
r i i 8 ) 
n = I, II, III 


Kn = Knc, n = I, II, III 


(7) 


gdzie: 
Knc - odporność materiału na pękanie MPa";;; . 


y 


x 


--'hr
-hr-- hr- hh r -- -hr-m-rh---r--hr--C--- 


Rys.3. Schemat stanu naprężenia wokół wierzchołka szczeliny w nieskończonej płycie, obciążo- 
ny naprężeniem O'z 


Biorąc pod uwagę fakt, iż z punktu widzenia powstawania pęknięć w procesie 
spawania: krystalizacyjnych, zimnych oraz eksploatacyjnych np. kruchych, główne 
zagrożenie stanowi model t kryterium (7) przyjmie postać: 
- dla płaskiego stanu odkształcenia 


K,=K rc 


(8a) 


- dla płaskiego stanu naprężenia
>>>
82 


E. Ranatowski 


KI=K c 


(8b) 


Oprócz WIN i kryterium (8a, b) stosowane są inne parametry, tworząc nowe kry- 
teria: 


8= l\ (9) 
1 = le (lO) 
G n = G ne (l 1) 


gdzie: 
8 
1 
G n 


- rozwarcie wierzchołka szczeliny, 
- całka J.R. Rice, 
_ siła wydłużająca pęknięcie związana z wielkością uwalnianej energu 
sprężystej. 
Parametry Kne , 8e , lne , G ne oznaczają stałe materiałowe, zwane odpornością na 
pękanie, a kryteria (7)+( 11) charakteryzują stopień wytężenia materiału w obszarze 
przywierzchołkowym szczeliny, decydującym o inicjacji procesu pękania. Powyższe 
parametry i kryteria stanowić mogą więc poprawną miarę stopnia uwrażliwienia na 
proces spajama. 


4. PRZYKŁADY OCENY STOPNIA UWRAŻLIWIENIA Z WYKORZYSTANIEM 
MECHANIKI PĘKANIA 


Zastosowanie parametrów i kryteriów mechaniki pękania do oceny stopnia 
uwrażliwienia materiałów spajanych oraz jako miarę ich użyteczności, związane jest z 
założeniem adekwatności analizowanych modeli fizycznych i obiektów rzeczywistych. 
Warunkiem koniecznym i dostatecznym występowania podobieństwa pomiędzy mode- 
lem i obiektem rzeczywistym jest formalizacja opisu zachodzących w nich procesów: 
- za pomocą tych samych związków fizykalnych, opisujących wewnętrzne prawi- 
dłowości procesu np. deformacji, wpływu więzów mechanicznych, 
- zgodności kryteriów podobieństwa. 
Ocena parametrów i kryteriów mechaniki pękania wymaga więc uwzględnienia 
przebiegu szczególnych okoliczności procesu wyrażonego przez: 
- geometrię obiektu wraz z ewentualną koniecznością uwzględnienia wpływu we- 
wnętrznych więzów mechanicznych, 
- konfigurację szczeliny i jej umiejscowienia w obiekcie, 
- określenie warunków brzegowych i początkowych, 
- rodzaj i stopień złożoności pola siłowego. 
W stosunku do czynnika materialnego, w klasycznych rozwiązaniach makrosko- 
powej mechaniki pękania zakłada się model ciągły ciała, o właściwościach izotropo- 
wych, niezmiennych w czasie t. W kontekście ustaleń w poprzednim punkcie, uwzględnie- 
nie zjawisk występujących w procesie spajania wymaga co najmniej wprowadzenia 
korekty do modelu ośrodka materialnego. 
Przy założeniu idealnych wlasności sprężysto-plastycznych materiału i uwzględ- 
niając zróżnicowaną budowę złącza, w którym makroskopowe własności mikrostruktu- 
ry wyrażone są poprzez rozkład twardości, bądź odpowiadające cechy mechaniczne np.
>>>
Niektóre aspekty oceny.... 


83 


Re - rysunck 4 a b, to prowadzi do następujących ustaleń [3]: 


R zI - R un. K un 
e - e W 


(12) 


R zI - R ov . K ov 
e - c W 


(13) 


gdzie 


R zł 
e 
Run 
e 


- granica plastyczności złącza, 
- granica plastyczności strefy złącza o obniżonej wartości w stosunku 
do materiału rodzimego R
 : (R
  R
n) - rysunek 4, 
- granica plastyczności strcfy złącza o podwyższonej wartości w sto- 
sunku do materiału rodzimego R
 ; (R
  Rg v ) - rysunek 4, 
- współczynnik umocnienia materiału, będący rezultatem oddzialywa- 
nia więzów dla KS = R
 / R
n  l 
- współczynnik umocnienia materiału, będący rezultatem oddziaływa- 
nia więzów dla KS = R
 I Rg v  l. 


R OV 
e 


Kun 
W 


K OV 
W 


@ t
 2P 
----. 
U 


+-- B 


b 


Re I 
R
 
:r l 


a 


n 


RysA. Charakterystyka modelu niejednorodnego zlącza spawanego: a) K
n = R
 i R
n  I 
b ov B, ov 
) KS = Re / Re  I 


Wartość współczynnika umocnienia materiału KW lub KW - będąca z fizycz- 
nego punktu widzenia rezultatem oddziaływania więzów mechanicznych, które tworzą 
powierzchnie kontaktowe strer B i W - rysunek 4 - zależy od parametrów charaktery- 
zujących gcometrię układu, wyrażoną poprzez K i parametrów okreśłających wicikości 
fizyczne układu q i K
n lub K
v: 
un r un 
KW= (K,q,K S ) 


(14) 


K OV f( ov 
W = K, q ,KS ) 


(15)
>>>
84 


E. Ranatowski 


gdzie: 
K = 2h I 2g , 
O 
 q I , 
KSn = R
 I R
n  I 


K SV = R 
 I R gv  I 
Bardziej szczegółowe informacje dotyczące K W i K 
 przedstawiono w opra- 
cowaniach [3,4]. 
Rozpatrzmy więc w dalszej kolejności sytuację wynikającą z umiejscowienia 
w centralnej części strefy (W) szczeliny o długości 2a, prostopadlej do siły 2F (rysunek 
4 a, b), przyjmując jako miarę odporności na pękanie parametr 8 - CTOD. Wobec tego 
miarą zmiany odporności na pękanie strefy (W) - 5w ' normalizowanego poprzez 8 8 
dla obszaru B, jest parametr: 


5 -
 
R - (5 
B 


(16) 


Jeżeli dokonamy oceny 5w zgodnie z zależnością, którą podaje K.H. Schwalbe [51 : 
- dla sytuacji wg rysunku 4 a: 


B ( ) nB/nw 
8un = 3naR e M(Hln w ) 
 
W 2M B 
£e 


(17) 


M=RW/RBI' £B=RB/E 
e e . e e 
n B , nw - współczynniki umocnienia materiału stref (B) i (W), 


- dla sytuacji wg rysunku 4b: 
B ( J OB/OW 
80Y = 3naR e M(H/n w ) 
 
W 2M B 
£e 


(18) 


M=R
/R
l 
to wartość parametru (5 R określimy zgodnie z zależnością : 
- dla sytuacji wg rysunku 4a 
5 
n = 8W = M(l-l/n w ) , ( -;- ) (nB/nw -1) 
5 B £e 


(19) 


- dla sytuacji wg rysunku 4b: 
( J (nl\/nW-l) 
8
Y = 
';;; = M(H/n w ). F
 
B £e 
Wobec powyższego, biorąc pod uwagę określony uprzednio parametry Kw oraz 
K un/oy "S: k ' l ' . ak [3] 
, ' wartosc UR o res lmy J o : 


(20)
>>>
Niektóre aspekty oceny.... 


85 


- dla sytuacji wg rysunku 4a: 


( I I ') 
( ) (l-I/nw) ( ) ---! 
l K
 nw nSI 
Bun _ _ . _ 
R - K un K un 
S S 


(21) 


- dla sytuacji wg rysunku 4b: 
( ) (1-1/nw) ( )( 
--
! 
l KO Y nw nB) 
BOY _ _ . 
 
R - K
Y K
Y 


(22) 


oun 
R 


100 


10 


0.1 


0.01 


0.01 


0.1 


'" 10 


Rys.5. Wykres 8 R n jako fimkcji K dla q = 0,1+0,9 i 1(. = L39 oraz wartościach R
(un) = 434 MPa, 
R
 = 605 MPa, n
 = 0,20, ns = 15 


Na rysunkach 5 i 6 przedstawiono zmianę parametru 
jako funkcji K dla q = 0,1 +0,9 
zgodnie ze wzorami (21) i (22) dla stali 18G2A o następujących parametrach: 
ze strefą o obniżonej wytrzymałości, rysunek 4a: 


R W(un) = 434 MPa 
e , 


R B = 605 MPa 
c ' 


n
 = 0,25, 


nB = 0,20 


ze strefą o podwyższonej wytrzymałości, rysunek 4b: 


R W(OY) = 605 MPa 
e , 


R B = 434 MPa 
c ' 


n
Y) = 0,20, nB = 0,25. 
Powyższe dane wyraźnie wskazują na istotny wpływ zróżnicowania własności 
mechanicznych strer (W) i (B) na odporność na pękanie heterogenicznego układu
>>>
86 


E. Ranatowski 


przedstawionego na rysunku 4. Pozwala to również określić związek: 
8 w 
8 R Ś ---'B 
 l 
8e 


(23) 


gdzie 8
 i 8
, oznaczają krytyczną wartość 8 dla spoiny W lub SWC i materiału 
rodzimego B, co oznacza iż odporność na pękanie złącza jest równa lub wyższa, ani- 
żeli materiału rodzimego B. 


1)0V 
R 


10 


1000 


100 


0.1 


0.01 


0.001 


0.Q1 


0,1 


Je 10 


Rys.6. Wykres 8
v jako runkcji K dla q = 0,1-;-0,9 i Ks = 0,717 oraz wartościach R
(()v)= 
= 605 MPa, R 
 = 434 MPa , n
v) = 0,1 5, nB = 0,20 


5. WNIOSKI KOŃCOWE 


Ogólna charakterystyka relacji struktura - wlasności mechaniczne, w ujęciu sto- 
sowanych aktualnie metod oceny stopnia uwrażliwienia na proces spajania, zarówno 
w ujęciu eksperymentalnym jak i analitycznym, wykazuje w sposób jednoznaczny na 
konieczność odejścia od jednorodnego ośrodka materialnego przy ocenie własności 
mechanicznych, zwłaszcza w przypadku połączeń spajanych, oraz od powszechnic 
stosowanej metodyki badawczej. Wynika to wprost z fizyki procesu pękania, pozwala- 
jąc wprowadzić adekwatne parametry oceny tego zjawiska. Przeprowadzony w niniej- 
szym opracowaniu przykład oceny i wykorzystania parametru 8
n/ov = 8
/()V /8 B 
może być źródłem informacji o tym, jak dobrać krytyczną wartość 8e - CTOD, ażeby 
zapewnić globalną wytrzymałość złącza równą co najmniej materiałowi rodzimemu B 
w stanie wyjściowym, przed spajaniem, będącej zarazem miarą stopnia uwrażliwienia 
na proces spajania.
>>>
Niektóre aspekty oceny.... 


87 


LITERA TURA 


[1] Burdekin F.M., Kor;ak M., Schwalbe K.- H, Denys R: Draft definitive statement on the 
signiticance or mis - match ol' strength in welds. IIW. Doc. X - 1282, 1993. 
[2] Argyris J.H., Szimmat J., Willarn K.J.: Computational aspects or welding stress analysis. 
comp Methods appl. Mech. Eng. 33. 1982. 
[3] Ranatowski E.: Influence or the constraint effect on rracture resistance or mis-matched weld 
Joints. ECF II - Mechanisms and Mechanics or Darnage and Failure. Futuroscope - Poitiers. 
France 1996. 
[4] Ranatowski E.: Analytica1 assessment orthe constraint effect orundennatched weldjoints. ECF 10. 
StructuralIntegry: Experiments, Models and Applications. PubI. EMAS. London 1994. 
[5] Schwalbe K-H.: Effect or weld metal mis - match on toughness requirement; Some simple 
analytical considerations using the Engineering Treatrnent Model (ETM). International 
Journal orFracture, 56, 1992. 


SOME ASPECTS OF AN ASSESSMENT ON THE SUSCEPTmILITY 
OF MATERIALS ON WELDING PROCESS 


Summary 


The actual methods: experimental and theoretical which are used in investigation ol' 
we1dability and solution or the rracture mechanies, which can be useful in welding technology 
have beem characterized. There was made also an assessment or the susceptibility or weld joints 
to welding process with used the rracture pararneters Kn , 8c (COD), G n , J nc and rracture crite- 
rion's. Finally, the exarnples ol' application or rracture mechanics to assessment or rracture 
toughness orheterogeneous weldjoints have been given.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR2l6 - MECHANIKA (43) - 1998 


SYMULACJA KOMPUTEROWA 
PROCESU PRZEPYCHANIA RUR STALOWYCH 


Tomasz Dyl, Marlena Krakowiak 


Politechnika Częstochowska, Wydzial Metalurgii i Inżynierii Materiałowej, 
ul. Armii Krajowej 19, 42-200 Częstochowa 


W pracy przedstawiono symulację komputerową procesu przepychania rur 
z wykorzystaniem komercyjnego pakietu MES FORGE2. W tym celu założono 
sprężysto-plastyczny model odkształcanego ciała. Obliczenia wykonano dla rury 
ze stali 35 o wymiarach: średnicy zewnętrznej D = 100 mm i wewnętrznej 
d = 80 mm. Przedstawiono rozkłady temperatury, naprężeń i odkształceń dla 
różnych wartości kąta nachylenia trzpienia a E (10+30°) i różnych warunków 
tarcia na powierzchniach styku metal - narzędzie. 


l. WSTĘP 


Materiałem wsadowym do procesu przepychania rur na trzpieniu są tuleje wypro- 
dukowane na prasie i w walcarce wydłużającej z kęsiska o przekroju kwadratowym. 
Wytworzenie rury polega na przepychaniu wsadu przez walce duo na trzpieniu. Za 
pomocą tłoczyska tuleja jest przepychana w kierunku trzpienia, na którym w zależno- 
ści od jego wymiarów i warunków tarcia materiał odkształca się plastycznie lub po 
przekroczeniu warunków spójności ulega zniszczeniu. 
Stateczność procesu zależy od następujących wymiarów rury i trzpienia: począt- 
kowa średnica zewnętrzna rury D, początkowa średnica wewnętrzna rury d, średnica 
trzpienia dd , kąt pochylenia trzpienia a. 
W wyniku przepychania rury na trzpieniu zwiększa się jej średnica. W zależności 
od rodzaju materiału dobierane są odpowiednie parametry procesu odpowiednie dla 
jego składu chemicznego. 
W artykule proces rozpatrywano tylko zagadnienia na styku rura - trzpień, zaś 
oddziaływanie zewnętrznych narzędzi pominięto. 


2. ZAŁOŻENIA DO SYMULACJI 


Symulacji dokonano za pomocą programu FORGE2 wykorzystującego metodę 
elementów skończonych. Program jest komercyjnym pakietem, który umożliwia symu-
>>>
90 


T. Dyl, M, Krakowiak 


lację różnych procesów przeróbki plastycznej, np.: walcowanie, kucie, ciągnienie. 
Założono, że proces jest osiowo-symetryczny, a metal spełnia wymagania ciała 
sprężysto-p lastycznego . 
W celu przeprowadzenia symulacji konieczne było ustalenie warunków brzego- 
wych procesu. Dlatego też, zadeklarowano dane materiałowe dla stali 35, określono 
warunki tarcia na styku rura - trzpień oraz zadano temperaturę początkową procesu 
przepychania. 
Następnie wprowadzono dane wymiarowe rury i narzędzi. W tym celu należało na- 
rysować kształt narzędzi i rury. Pierwszym narzędziem był trzpień (rys. l ) o promieniu 
45 mm i kącie nachylenia a E (10+30°), drugim było tłoczysko o kształcie prostokąta. 
Rura została przedstawiona w przekroju o promieniu zewnętrznym 50 mm i wewnętrz- 
nym 40 mm (rys. l). Zestawiano je ze sobą, zadając drugiemu narzędziu (tzn. tłoczysku) 
odpowiednią prędkość liniową, tak aby można było przeprowadzić symulację i oblicze- 
nia procesu. 


3. WYNIKI BADAŃ 


Symulacja przeprowadzona została dla rury o wymiarach początkowych: średnica 
zewnętrzna D = 100 mm i wewnętrzna d = 80 mm (rys. l). Badano proces w zależności 
od różnych warunków tarcia na długości styku materiał - narzędzie (Id), dla wartości 
współczynników tarcia f = 0,0 l, f = 0,03 i f = 0,3 oraz dla kąta zbieżności trzpienia: 
a E (10+30°) i średnicy główki trzpienia dd = 90 mm. 


d 


-u' 


I 
._._._._._._._._._._.L._._.. 


Rys.l. Schemat procesu przepychania rury 


Na rysunkach 2+4 przedstawione zostały rozkłady temperatur, naprężeń i odkształ- 
ceń na przekroju rury w trakcie procesu przepychania dla kąta części kalibrującej 
trzpienia: a = 10°, Proces jest osiowo-symetryczny, dlatego symulacja dokonana została 
dla połowy rury, Rozkład analizowanych wielkości jest niejednorodny na grubości 
ścianki i długości rury, 


1 : 23.28 oC 
2 : 25.82 'C 
3: 28.36 oC 
4 : 30.90 'C 
5 : 33.45 oC 
6 : 35.99 'C 
7 : 38.53 'C 
8 : 43.81 'C 


----00 


Rys.2. Rozkład temperatury
>>>
1 4634 MPa i 
2 92 10 MPa I 
3 1379 MPa 
41836MPa 
5 2294 MPa 
6 2751 MPa 
7 320 9 M Pa / 
8 366 7 M Pa -----.L.. 


1 4 875"10' s' 
2 9692"10' s' 
3 O 1451 s' 
4 O 1933 s' 
5 02414 s 
6 O 2896 s 
7 O 3378 s 
8 O 3859 s 


Symulacja komputerowa... 


91 


I 
1 
I 
I 
I 
I 
--ł---_____
 


Rys.3. Rozkład naprężeń zastępczych 


I 
ł-______
 


RysA. Rozklad prędkości odkształceń 


Analiza wyników badań wykazała, że istotny wpływ na proces przepychania filr 
ma wielkość nachylenia kąta zbieżności trzpienia oraz wartość współczynnika tarcia. 
Na podstawie przeprowadzonej obserwacji można wnioskować, że przepychana rura ulegnie 
zniszczeniu po przekroczeniu krytycznej wartości kąta nachylenia trzpienia ex = 30°. Dla- 
tego przy projektowaniu technologii procesu przepychania rur wskazane jest stosowa- 
nie kąta zbieżności trzpienia ex  20° W trakcie symulacji można było zaobserwować. 
że przy większych wartościach współczynnika tarcia na długości styku rury z trzpie- 
niem występowały większe wartości temperatury materiału. Przy większym kącie na- 
chylenia trzpienia ze wzrostem współczynnika tarcia materiał szybciej się nagrzewa 
(rys.5). 


4 6 .OO l 

 
40.00---1 
£-5 I 
i 

 "...oo
 
" 

 
",j 
" 
o, 
E 
" 
f- 
; 
I 
26.00 l 
20.00 
 I Id 
0.00 10.00 


Rys.5. Zależność temperatury na grubości materiału od długości kotliny odkształcenia (Id) dla 
różnych kątów nachylenia trzpienia ex: l - ex = 30°; 2 - a = 200; 3 - ex = 10° dla współ- 
czynnika tarcia 1'= 0,01
>>>
92 


T. Dyl, M. Krakowiak 


Z danych przedstawionych na rysunkach 6 i 7 można stwierdzić, że zarówno 
wartości naprężeń zastępczych jak i wartości prędkości odkształcenia osiągają maksy- 
malne wartości w połowie długości kotliny odkształcenia (Id) i zwiększają się wraz ze 
wzrostem kąta nachylenia trzpienia o.. i współczynnika tarcia f . 


500.00---, 

 
co 400.00-j 
CI.. 
 
:!: 
.,- 
N 
o 
a. 
.$' 300 00 
 
/JJ 
co I 
N 
co ...j 
C 
., 
N i 
"" 
Ci. 200.00..--j 
co 
Z 
100.00 I 
0.00 2.00 


\
 


4.00 


6.00 


I 
800 


1000 


I, 


Rys.6. Zależność naprężenia zastępczego od długości kotliny odkształcenia (Id): l - a, = 10", 1'= 0,0], 
2-a,=1O°, 1'=0,03; 3-a,=10°, 1'=0,3: 4-a,=20°, 1'=0,01 


0.80 


'/JJ 


0.60 -. 


co 
C 
., 
..\;! 
j 
1) 
o 
'0 
./JJ 

 
1) 

 
CI.. 


0.40- 


0.20 


,- .- 
// -

 
/
 .
,


 5 
/ /f------ · - --.____________ '\ 


::
:=:)

- 


0.00 - -- ---T --- -T.--.- r--
-I-- T -.----) .--- 'T'- - -1--- ---r----] 
0.00 2.00 4.00 6.00 8.00 10.00 I, 


Rys.7. Zależność prędkości odkształcenia od długości kotliny: l - a, = 10°, 1'= 0,01; 2 - a, = ar, 
1'= 0,03; 3 - a, = 10°, I' = 0,3; 4 - a, = 20", f= 0,01; 5 - a, = 20", 1'= 0,03
>>>
Symulacja komputerowa ... 


93 


4. WNIOSKI 


Zastosowany do obliczeń pakiet MES FORGE2 pozwala na określenie rozkładów 
odkształceń, naprężeń i temperatur w odkształcanej rurze. W wyniku przeprowadzonej 
symulacji można stwierdzić, że dla danego materiału i określonego zakresu wymiarowe- 
go trzpienia najlepsze wyniki otrzymuje się dla pośrednich wartości współczynnika 
tarcia f = 0,03 i dla kątów zbieżności trzpienia a  20°. Zbyt duże wartości tych wielko- 
ści niekorzystnie wpływają na proces przepychania, Przy maksymalnych wartościach 
współczynnika tarcia i kąta naGhylenia trzpienia, branych pod uwagę w przeprowadzo- 
nej symulacji, można doprowadzić do zniszczenia odkształcanego materiału. Po prze- 
prowadzonej symulacji można było zaobserwować, w jaki sposób materiał płynie w 
trakcie przepychania rury na trzpieniu. Symulacja pozwala na teoretyczne opracowanie 
procesu przepychania rur oraz umożliwia lepsze zrozumienie tego procesu. 


LITERA TURA 


[I] Hoderny B., Korek Z.: Rury Stalowe, Wyd. Śląsk, Katowice 1976. 
[2] Deviatov V.V., Sto1bov V.J., Kukuryk 8.: Analiza procesu przepychania rur. Hutnik- 
Wiadomości Hutnicze, nr 10, s.420, 1997. 
[3] FORGE2@ SETUP on Windows NT: Instrukcja obsługi pakietu komercyjnego MES, Trans- 
walor SA ol' Sophia-Antipolis, 1996. 


COMPUTER SIMULA nON OF FORCING THROW STEEL TUBES BASED 
ON FINITE ELEMENTS METHOD 


Summary 


In this paper, computer simulation of rorcing throw steel tubes taken advantage of commer- 
ciał packet MES FORGE2 was presented. In this purpose, was assumed rigid-plastic model of 
dcformed materia!. Analysis was realised for tube made rrom steel 35 on dimension: external 
diameter D = 100 mm and internal d = 80 mm. Distributions ol' temperature, stres s and deforma- 
tion for different values ol' gradient radius ol' mandrel a E (10+30°) and different fiction condi- 
tions on the contact area of metal-tool we re perrormed.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


OPTYMALIZACJA DOBORU PIERŚCIENI WSTĘPNIE 
SPRĘŻAJĄCYCH NARZĘDZIA DO OBRÓBKI PLASTYCZNEJ 


Bogusław Koszla 


Politechnika Poznańska, Instytut Technologii Materiałów, 
ul. Piotrowo 3, 61-138 Poznań 


Niniejsze opracowanie dotyczy wstępnego sprężania narzędzi celem zwiększenia 
ich odporności na zniszczenie naciskami roboczymi. Podano wskazania doboru 
współczynników grubości pierścieni wstępnie sprężających oraz sposób spraw- 
dzenia ich odporności na utratę wcisku i pękanie. 


1. OZNACZENIA 


h - wysokość pierścienia sprężającego, 
- kolejny numer pierścienia sprężającego licząc od najmniejszego, 
k - liczba pierścieni sprężających, 
n_ - współczynnik pierścienia określony wzorem (2), 
r - promień pierścienia sprężającego, 
t - obwód pierścienia sprężającego, 
dl - średnica wewnętrzna pierścienia i, równa średnicy zewnętrznej nr i-l, 
ni - współczynnik pierścienia nr i określony wzorem (2), 
nc - współczynnik kompletu pierścieni sprężających, 
Ph - wzdłużny nacisk jednostkowy pochodzący od montażu, 
p, - normalny nacisk jednostkowy na powierzchnię wewnętrzną pierścienia nr i, 
Pw - normalny nacisk jednostkowy na powierzchnię wewnętrzną pierścienia nr l, 
Re - wartość granicy plastyczności materiału pierścienia, 
Rei - wartość granicy plastyczności materiału pierścienia nr i, 
Rr - wartość naprężenia zrywającego materiału pierścienia, 
v - współczynnik Poissona, 
(Jr - naprężenie (główne) w kierunku osi r, 
(Jt - naprężenie (główne) w kierunku osi t, 
(Jh - naprężenie (główne) w kierunku osi h.
>>>
96 


B. Koszla 


2. ZASTOSOWANIE PIERŚCIENI WSTĘPNIE SPRĘŻAJĄCYCH 


Narzędzia do obróbki plastycznej podlegają znacznym naciskom kształtowanego 
materiału. Skutki tych nacisków objawiają się zwiększeniem wytężenia materiału na- 
rzędzia i odchyłką \\-)'miaru kształtowanego wyrobu. Niniejsze opracowanie dotyczy 
wstępnego sprężania narzędzi celem zwiększenia ich odporności na zniszczenie naci- 
skami roboczymi. Na rysunku l przedstawiono przykład narzędzia wstępnie sprężone- 
go. Wkładka matrycowa l stykająca się z kształtowanym narzędziem zabezpieczona 
jest pierścieniami wstępnie sprężającymi. 


-= 


Rys.l_ Komplet pierścieni wstępnie sprężających narzędzie do obróbki plastycznej 


3. STAN NAPRĘŻEŃ W PIERŚCIENIU WSTĘPNIE SPRĘŻAJĄCYM 


W niniejszym opracowaniu (rys.2) zakłada się, że pierścień ten jest obciążony na 
powierzchni wewnętrznej prostopadłym naciskiem promieniowym Pl, a składowa 
styczna tego nacisku jest pomijalnie mała. Z zewnątrz pierścień jest wstępnie sprężony 
następnym pierścieniem, który działa naciskami P2. Nacisk jednostko\\-)' PI wraz 
z naciskiem pierścienia zewnętrznego P2 powodują stan naprężeń, który określają wg 
[l] wzory Lamego. Celem uproszczenia zapisu we wzorach (I) zastosowano podsta- 
wienie (2): 


ar = -Pi 
_ l + ni 2n i 
at -Pi- I -Pi+I- 1 
nI - n l - 
a h =-Pi=0 


(I) 


d 2 
n. =--!..- 
I 2 
d.+ 1 


(2)
>>>
Optymalizacja doboru... 


97 


W zależności od wartości składowych stanu naprężeń przyjąć można trzy przy- 
padki zdefiniowania naprężeń głównych i trzy możliwości obliczenia warunku wy- 
trzymałościowego pierścienia skurczowego: 
Gl 
 G h 
 Gr (3a) 
G h 
 Gr 
 Gl (3b) 
Gr 
Gl 
Gh (3c) 


--o .= 



 


1: 
_..ł..-=--------_ _____ 


Rys.2. Pierścień wstępnie sprężający obciążony normalnym naciskiem jednostkowym we- 
wnątrz i na zewnątrz pierścienia 


4. ZABEZPIECZENIE PIERŚCIENI PRZED UTRATĄ WCISKU 


Niebezpieczeństwo uszkodzenia pierścienia (wytężenie) określa się w zależności 
od tego, co uznaje się za niebezpieczną granicę. Odkształcenie trwałe pierścienia jest 
wtedy groźne, gdy powoduje znaczną utratę wcisku pierścieni jeden w drugi. Rozwią- 
zanie Lamego [1] wskazuje, że największe naprężenia panują na powierzchni we- 
wnętrznej pierścienia. Stosując hipotezę maksymalnej energii odkształcenia postacio- 
wego wg [2] należy sprawdzić warunek: 
Re 
 -.!..[(G l -GhY +(G h -GrY + (Gr -G l )2] 
2 


(4) 


Warunek (4) można dla ułatwienia dalszej analizy zastąpić uwzględniając wg [2] 
naprężenia najmniejsze i największe: 
R 
 I Gt-Grl (5a) 
e 1,15 


R 
 I Gr-Gh l 
e 1,15 


(5b)
>>>
98 


B. Koszla 


Re 
1 (a\,
5at) 1 
Zastępując z prawej strony nierówności wielkość mniejszą wielkością większą 
przez pominięcie dzielenia przez I, 15, po podstawieniu (1) i pomijając naciski 
wzdłużne otrzymuje się wanmki na dopuszczalne naciski wewnątrz pierścienia sprę- 
żającego: 


(5c) 


n -l 
Pi 
 ---ł--- Rei + PI+I 
2n , 


(6) 


5. DYSKUSJA WARUNKÓW UTRATY WCISKU 


Warunek (5b) może być zastąpiony warunkiem (5a), jeśli naciski wzdłuż wysoko- 
SCl pierścienia (wywołane na przykład mocowaniem narzędzia do przyrządu) będą 
pomijalnie małe. Warunek (5c) ma zastosowanie, gdy zachodzi niebezpieczeństwo 
zmiany wysokości pierścienia sprężającego. Niewielkie uplastycznienie wnętrza pier- 
ścienia skurczowego w warunkach ściskania nie jest niebezpieczne, jeśli materiał picr- 
ścienia silnie się umacnia w pobliżu granicy plastyczności. Jeśli więc podczas projek- 
towania sprężenia uwzględnia się współczynnik bczpieczeństwa, to można warunek 
ten zastąpić warunkiem mówiącym, że naprężenia obwodowe na powierzchni we- 
wnętrznej pierścienia powinny być równe lub mniejsze od zera. Wg wzoru (1), aby at 
było mniejsze, lub równe zeru powinien być spełniony warunek: 
2n l 7 ) 
_ l PI+1 
PI ( 
+n , 
Grubość pierścienia musi być większa od zera, czyli: 


ln 


(8) 


Współczynnik kompletu pierścieni skurczowych nc, analogicznie do wzoru (2) 
można określić: 


d 2 
n c ----Ł (9) 
d 2 
J 
Oczywiście, jeżeli wszystkie pierścienic będą miały jednakowe proporcje pomię- 
dzy średnicą wewnętrzną i zewnętrzną, to współczynnik kompletu pierścieni skurczo- 
wych wyniesie: 


k 
n c = n 


(10) 


Wstępne sprężanie jest działaniem pożytecznym jeśli prowadzi do zmniejszania 
nacisków tak, że ostatni zewnętrzny pierście11 k nie jest sprężony, czyli: 


Pi 
 PI+J oraz: Pk+1 = O 


(11 ) 


Jeśli ilość wykonanych z tego samego materiału pierścieni wynosi k, a wszystkie 
pierścienie będą miały ten sam współczynnik n okrcślony wzorem (2), to warunek na 
naciski normalne na ściankę wewnętrzną naj mniejszego pierścienia wyraża się wzo- 
rem: 


n -l 
Pw =PJ 
k-Re 
2n 


(12)
>>>
Optymalizacja doboru... 


99 


Z (12) można wyprowadzić wzór na współczynnik pierścienia n i podstawić do wzoru 
(10). Otrzymuje się wtedy wzór na współczynnik kompletu pierścieni skurczowych: 
[ J k 
k 
nc 
 
2 

 - k 


(13) 


Jeśli ilość pierścieni wchodzących w skład narzędzia dążyć będzie do nieskoń- 
czoności, a nacisk wewnątrz najmniejszego pierścienia osiąga największą możliwą 
wartość R" to graniczna wartość współczynnika kompletu pierścieni skurczowych 
będzie się równała kwadratowi podstawy logarytmu naturalnego: 
n cmax 
 lim [ k ] k = ,2 (14) 
k 
oo 2 Pw -k 
Rr 
Współczynnik n pierścienia wchodzącego w skład takiego hipotetycznego narzę- 
dzia można wyliczyć ze wzoru: 


n = Vn cmax 


(15) 


Współczynnik n pierścienia wchodzącego w skład kompletu narzędzi sprężają- 
cych powinien więc spełniać warunek: 


2 


n) e i 


(16) 


6. WARUNEK SPÓJNOŚCI PIERŚCIENIA 


Jeśli chodzi o zabezpieczenie pierścienia przed pęknięciem, to wg [3] stosując 
hipotezę maksymalnego wydłużenia sprężystego należy sprawdzić warunki: 


Rr 
ar -v(a t +a h ) 
Rr 
 at - v(a h + ar) 


(17a) 
(1 7b) 
(I7c) 


Rr 
 ah - v(a r + at) 


Zgodnie z zasadą, że gwiazda dewiatora tensora naprężeń i odkształceń mają ten 
sam kąt skręcenia, warunki (17) zabezpieczają pierścień przed pęknięciami w poprzek 
kierunków głównych, Nie spełnienie warunku (17a) spowoduje pęknięcie pierścienia 
prostopadle do jego promienia. Nie spełnienie warunku (I7b) spowoduje pęknięcie 
pierścienia prostopadle do jego obwodu. Nie spełnienie warunku (I7c) spowoduje pęk- 
nięcie pierścienia prostopadle do jego wysokości, Najczęściej pierścienie wstępnie 
sprężające narzędzia do obróbki plastycznej pękają wewnątrz prostopadle do obwodu. 
Wobec tego najczęściej przydatnym jest warunek zabezpieczający pierścień przed pęk- 
nięciem otrzymany ze wzoru (17b) po podstawieniu (1): 


(n-l) ( 2n ) 
Pw :-::; ( ) Rr +-P2 -VPh 
l+n+v n-I n-l 


(18)
>>>
100 


B. Koszla 


LITERATURA 


[I] Bielajew M.: WMON. Warszawa 1956. 
[2] Erbel S., Kuczyński K., Marciniak Z.: Obróbka plastyczna. PWN, Warszawa 1981. 
[3] Pełczyński T.A., Pełczyński T.W.: Teoria procesów obróbki plastycznej. WPW, 
Warszawa 1978. 


ON RINGS SELECTION FOR HARD WORKING DIES PRESTRESSING 


Summary 


The aim or the work is indicate for sare die design. The coefticient ror rings thickness has 
analysing. Methods against rings rracturing as well prestressing etTect preserving are presenting.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


WPŁYW SPOSOBU ODKSZTAŁCANIA NA STRUKTURĘ 
I TWARDOŚĆ NISKOWĘGLOWEJ STALI 


Leopold Berkowski 


Politecłmika Poznańska, Instytut Maszyn Roboczych i Pojazdów Samochodowych, 
ul. Piotrowo 3, 61-965 Poznań 


W pracy opisano fragmenty badań uzyskanych przy realizacji projektu badawcze- 
go KBN nr 7 0973 91 pl. "Obróbka cieplno-chemiczna odkształconych plastycz- 
nie wyrobów". W artykule analizowano wpływ różnych obróbek (sposobów od- 
kształcania) na zmiany strukturalne i twardość próbek ze stali E04J. Badania wy_ 
kazały, że istnieje prosta zależność między współczynnikiem anizotropii, określo- 
nym metodą metalografii ilościowej, a twardością. 


1. WSTĘP 


W ramach badań nad tecłmologią azotowania odkształconych plastycznie wyro- 
bów (projekt KBN [l]) przeprowadzono ocenę wpływu skutków obróbki plastycznej na 
strukturę i twardość pięciu gatunków stali konstrukcyjnej: E041, I8HGT, 33H3MF, 
38HMJ i 40H. Zastosowano kilka rodzajów obróbek: 
- spęczanie próbek okrągłych z podtoczeniami na smar [2], 
- prasowanie obwiedniowe na prasie z wahającą matrycą, 
- przepychanie, 
- nagniatanie kulką, 
- nagniatanie wielorolkową głowicą 
- nagniatanie strumieniowe (śrutowanie). 
W artykule przedstawiono wyniki badania stali niskowęglowej E04J (żelazo tech- 
niczne - ARMCO). Pomiary twardości przeprowadzono z pomocą twardościomierza 
firmy ZWICK. Przy ocenie odkształconej struktury posłużono się metodą metalografii 
ilościowej [3-4], co dało możliwość skorelowania twardości z współczynnikiem anizo- 
tropii. 
2. MATERIAL BADAŃ 


Materiałem badań była stal niskowęglowa, ferrytyczna o dużej plastyczności, co 
wykazano w próbie rozciągania Re = 260 MPa, R.n = 335 MPa, AIO = 31 %, Z = 79 %) 
oraz na podstawie krzywej umocnienia (rys. I).
>>>
102 


L. Berkowski 


'" 

 


y = 688,71 XO.łMg2 


,j' 800 
 
(j ! 
.
 700 + łOłuwty-Y 
8 600 + ł ł.ł.!!!!!!J! 
tJ500' 
 ' 
;. t 

 400 + 
-E. 300 1 

 200 
'.
 10g I .__-+-__
 
.... 

 O 0,2 0,4 0,6 0,8 1,2 
Z 


Odkształcenie logarytmiczne 
Rys.l. Krzywa umocnienia stali E04J 


3. WYNIKI BADAŃ 


Badanie twardości przeprowadzono, stosując obciążenie wgłębnika l kg przy ocenie 
warstw nagniatanych oraz 10 kg w przypadku próbek odkształcanych objętościowo. Do 
oceny struktury zastosowano formuły stosowane w metalografii ilościowej: współczyn- 
nik anizotropii płaskiej X.pł w przypadku próbek ksztaltowanych objętościowo oraz al m 
w przypadku próbek nagniatanych. 


(P)-L - (p)11 
X.pl= 
(P)l. + (p)11 
(P)-L - (p)11 
alin = 
(P)-L + 0,273(P)11 


(1) 


(2) 


gdzie: 
(P)l. i (p)11 - liczba przecięć siecznych skierowanych prostopadle i równolegle 
do kierunku wydłużenia ziaren 
3. I Analiza skutków spęczania 
Próbki do spęczania z podtoczeniami na smar dają możliwość (dla odksztalcenia 
logarytmicznego cp = l) uzyskania jednakowego stopnia odkształcenia w całym ich prze- 
kroju. Wskazuje na to rozkład twardości w przekroju próbki. W tabeli podano wyniki 
tych badail. 


Tabela l. Rozkład twardości na przekroju próbki 


Miejsce pomiaru 
na próbce 
2 2 
3 4 4 3 
3 4 4 3 
2 2 


Miejsce Odkształcenie logarytmiczne, q 
pomiaru O 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 
l ll4 176 197 205 208 224 
2 ll5 . 176 197 205 210 225 
3 ll9 178 198 207 215 224 
4 ll6 174 197 206 214 227
>>>
Wpływ sposobu odkształcania ... 


103 


250 


y = 222,05xo,1414 


.
 S 200 



 
.
 "...... 150 
o 'EJ' 
u 

 ;.;;; 'iB 
.- 
 -o 100 
.
 i5. t;; 

 
 I 

 t- 50 + 
o 
 
o 


y = 68,375x + 0,5201 
- -. 
- 
 
 
--I- I ------j 
0,2 0,4 0,6 0,8 1,2 
Odkształcenie logarytmiczne 


Rys.2. Zależności twardości i wskaźnika orientacji płaskiej od odkształcenia logarytmicznego p 
stali E04J, gdzie: o - twardość, . - wskaźnik orientacji płaskiej 


Z rysunku 2 wynika prostoliniowa zależność pomiędzy odkształceniem logaryt- 
micznym, a wartością wskaźnika orientacji płaskiej. Natomiast związek pomiędzy tym 
odkształceniem, a twardością można opisać funkcją potęgową. 
Z położenia punktów na rysunku 3 wynika, że istnieje również zależność (podobna 
do krzywej umocnienia) pomiędzy twardością a wskaźnikiem anizotropii płaskiej. 


250 l 
o 200 
 150 r y 
:r:: 
-ci' 
'U1 
o 
-o 100 
'" 

 50 t 

 
t- 
o L-- 
o 20 


a 


,.. 


6 


n 


y = 128,87x°.l 254 


._--
I- 
40 


60 


80 


Wskaźnik anizotropii płaskiej, % 
Rys.3. Wpływ odkształcenia wyrażonego wskaźnikiem anizotropii płaskiej api na twardość stali 
E04J 


3.2. Analiza skutków prasowania obwiedniowego 


Badania wykazały, że wypraski kształtowane obwiedniowo na prasie z wahającą 
matrycą mają bardzo nierównomierny rozkład twardości. Mając na uwadze możliwość 
liczbowej oceny zgniotu metodami stereologicznymi postanowiono, podobnie jak po- 
przednio, skorelować twardość HVIO ze wskaźnikiem orientacji płaskiej CXpI. Przy opisie 
lokalnego odkształcenia posłużono się tzw. różą liczby przecięć (siecznych skierowanych 
pod różnymi kątami z granicami ziaren), pozwalającą określić w przybliżeniu kierunek 
płynięcia materiału. Lokalną zmianę struktury określają zatem dwa parametry, wspo- 
mniany już wskaźnik orientacji płaskiej api z równania (l) oraz kąt pochylenia róży licz- 
by przecięć 0 (rysA). Uwzględniając ten fakt dokonano pomiarów tych parametrów 
struktury w wybranych miejscach przekroju wypraski spęczonej ze średnim odkształ- 
ceniem logarytmicznym ep 
 1. Wyniki podano poniżej.
>>>
104 


L. Berkowski 


a) 


b) 


RysA. Róża liczby przecięć: a) układ idealny, b) układ rzeczywisty 


Tabela 2. Współczynniki anizotropii płaskiej C1vł, kąt pochylenia róży liczby przecięć p oraz 
twardość HVIO wypraski spęczanej na prasie PXW z odkształceniem logaryt- 
micznym cp;: l 


300 
o 250 
 200 
::c: 
.u. 150 
''f; 
o 
] 100 
;:; 
i--o 50 
O 
O 


y = I ,4555x + 135,37 


20 


40 


60 


80 


Wskaźnik anizotropii płaskiej, % 


Rys.5. Zależność twardości HVIO od wskażnika anizotropii płaskiej na podstawie oceny próbki 
spęczanej i wypraski wykonanej na prasie z wahającą matrycą 


Badania anizotropii płaskiej potwierdziły badania twardości o bardzo merowno- 
miernym zgniocie w obszarze wypraski. Maksymalne odkształcenie wystąpiło w górnej 
strefie wypraski, minimalne - w pobliżu osi; na granicy przy przejściu od części płaskiej 
do materiału wyjściowego. Jak wykazały dalsze badania ta nierówność odkształcenia 
stwarza dalsze, bardzo duże trudności technologiczne. 
Wydzielone obszary, w których wyznaczono wskaźnik anizotropii płaskiej i mierzono 
twardość umożliwiły określenie odpowiedniej, prostoliniowej zależności (rys. 5), mimo, iż 
wśród wyników pomiarów znalazły się także wyniki z badań próbki spęczonej, którymi po- 
służono się przy wyznaczaniu krzywej na rysunku 3. Większa liczba pomiarów nie potwier-
>>>
Wpływ sposobu odkształcania... 


105 


dziła istnienia krzywoliniowej zależności, Zatem można przyjąć, że zależność twardości 
od wskaźnika anizotropii płaskiej (w badanym obszarze odkształcenia) jest prostoliniowa. 
Podczas badań zauważono pewne ograniczenia zastosowanej metody. Przy dużych od- 
kształceniach granice ziaren ulegają rozmyciu, co uniemożliwia ocenę anizotropii meto- 
dami stereo logicznymi, w których granice ziaren stanowią linie siatki. 
3.3. Analiza skutków przepychania 
Przepychanie krótkich wyrobów z niewielką redukcją przekroju przez oczko matry- 
cy należy do znanych sposobów nagniatania (obróbki plastycznej powierzchniowej). 
W badaniach próbki o średnicy 10,5 i 12,5 mm przepychano przez oczko matrycy o śred- 
nicy 10 mm. Skutki obróbki plastycznej umocnionych w ten sposób próbek oceniano w 
pomiarach twardości HVI oraz metodą metalografii ilościowej, wyznaczając ze wzoru (2) 
wskaźnik anizotropii liniowej alin. Wyniki pomiarów twardości oraz oceny strukturalnych 
skutków odkształcenia przedstawiono na rysunkach 6 i 7. 


250 'C" Y = -2)804x + 2J4,53 
200 I . . . - - - - - . . . 
 
' r"I 
 8 Q 
150! g v 8 e Q e Iii 
'u 

 100 ..;. Y = -2)206x + J 64,65 
.... 
c-:: 
3: 50 - 
o 
o 2 3 4 5 


Odległość od powierzchni, mm 
Rys.6. Zmiany twardości w przekroju próbek ze stali E04J przepychanych z różną redukcją 
przekroju; gniot - prosta poniżej 
 10 %, powyżej 
 56 % 


60 'C" 

 
o 50 - . . . y = -1 ,3764x + 45,586 
.... 
c 
 40 
. .- . . . . 
r-: c . 
. C;; . . . 
'" 6 30 - 
-"'= , 


 - 20 
 y=-O,J332x+ 11,123 
O O O r"I f"\ O 
-"'= 10 - O v e " es 
u: 

 o O O 
o 1 2 3 4 5 
Odległość od powierzchni, mm 


Rys.7. Zmiany współczynnika anizotropii liniowej alin w przekroju próbek ze stali E04J przepy- 
chanych z różną redukcją przekroju; gniot-prosta poniżej 
 10 %, powyżej 
 56 % 


Na rysunku 6 przedstawiono profil twardości próbek przepychanych. Z rysunku 
wynika, że wzrost redukcji przekroju powoduje wyraźne zmiany twardości w całej obję- 
tości próbki. Nie stwierdzono natomiast, charakterystycznego dla obróbek plastycznych 
powierzchniowych, umocnienia warstwy wierzchniej, Na rysunku widoczne jest niewiel-
>>>
106 


L. Berkowski 


kie pochylenie prostych. Wykazano więc, że przepychanie należy do obróbki plastycznej 
objętościowej; oprócz zmian chropowatości powierzchni nie powoduje wyraźnego umoc- 
nienia warstwy wierzchniej. 
Na rysunku 7 przedstawiono zmiany wskaźnika orientacji liniowej UJm W tych sa- 
mych miejscach, w których oceniano twardość. Widać, że zmiany tego wskaźnika wyka- 
zują podobne tendencje jak zmiany twardości, przy zastosowaniu małego zgniotu są pra- 
wie niezauważalne. Zmiany wskaźnika orientacji choć wykazują duże rozrzuty, wskazują 
na objętościowy charakter obróbki. 
3.4 Nagniatania kulką i głowicą wielorolkową 
Skutki nagniatania kulką, z uwagi na występującą w próbce strukturę gradientową, 
oceniano wyłącznie metodą pomiaru twardości. Zastosowano przy tym mniejsze niż po- 
przednio obciążenie (0,2 kg). Wyniki pomiarów pokazano na rysunku 8. Z rysunku wyni- 
ka, że umocnienie materiału występuje na stosunkowo niewielkiej głębokości do około 
0,5 mm, a zmianę twardości można opisać potęgową zależnością. 


N
 
o 
 
...... 
........ 


300 T 
200 
 
lOOr 
O . 
O 


8 


y = 147,91x-OJ347 
8 Ć e 


-w 
-er.; 
o 
'"d 
..... 

 
i$ 
r- 


2 


3 


Odległość od powierzchni, mm 


Rys.8. Zmiany twardości warstwy wierlchniej próbek nagniatanych ku1k q 


Zbliżone wartości i podobny charakter krzywej uzyskano po nagniataniu glowicą 
wielorolkową (rys.9). Również w tym przypadku głębokość warstwy umocnionej nie 
przekracza 0,5 mm. Podobne badania (nagniatanie i badanie twardości w tych samych 
warunkach) przeprowadzone na próbkach z innych gatunków stali konstrukcyjnych nie 
wykazały istotnych zmian twardości warstwy wierzchniej (umocnienia). 


200 T 
N.. 150 t
 
o " 
 
....... 
........ I 
-u' I 
,v; 100 + 
o 
 
"O 
... , 
"" I 
::: 50 + 
f-- I 
O J 
O 0,5 


-o 09, 
V == 139,69x . . 


iii 


v 


r'\ 


1,5 


2 


2,5 


3 


Odległość od powierzchni, mm 


Rys.9. Zmiany twardości warstwy wierzchniej
>>>
Wpływ sposobu odkształcania .., 


107 


3.5. Nagniatanie strumieniowe (śrutowanie) 


Zmiany twardości warstwy nagniatanej strumieniowo były podobne jak po nagnia- 
taniu kulką i głowicą wielorolkową, choć może najintensywniejsze, jeśli porównać wy- 
kładniki potęgowe (rys. 10). Podobnie jak poprzednio głębokość umocnionej części war- 
stwy (w sposób zauważalny) nie przekraczała 0,5 mm. 


200 



 
U O O 


y = IIO.R5x. O . 17R ' 


N.- 
o 150 
; 
::L 


o 


9 


o 


:1£ 100 
o 
"d 

 
f- 


'] 


o 


0,2 


0,4 


0,6 


0,8 


1,2 


Odległość od powierzchni, mm 


Rys. I O. Zmiany twardości warstwy wierzchniej nagniataniu głowicą wielorolkową po nagniataniu 
strumieniowym (śrutowaniu) 


4. PODSUMOWANIE I WNIOSKI 


W niniejszym artykule dokonano analizy wpływu obróbki plastycznej (objętościo- 
wej i powierzchniowej) na strukturę i twardość modelowej, niskowęglowej stali E04J. 
Przy ocenie wartości odkształcenia posłużono się stereo logiczną metodą zliczania liczby 
przecięć odpowiednio skierowanych siecznych z granicami ziaren. Badania wykazały. że 
ten sposób oceny zgniotu może być stosowany, jeśli maksymalna wartość lokalnego od- 
kształcenia logarytmicznego jest mniejsza od jedności (p  l). Stwierdzono ponadto, że 
zależność wskaźnika orientacji płaskiej od tego odkształcenia jest prostoliniowa. Dlatego 
zależność twardości od odkształcenia logarytmicznego p i wskaźnika orientacji płaskiej 
apI są podobne i mogą być opisane funkcja potęgową; podobnie jak krzywa umocnienia. 
Dotyczy to prawdopodobnie również wskaźników orientacji liniowej. 
Wyniki badań pozwoliły wyciągnąć następujące wnioski: 
l. Próbki do spęczania, z podtoczeniami na smar, dają możliwość uzyskania jednako- 
wego stopnia odkształcenia w całym przekroju (dla p  l), natomiast odkształcenie 
lokalne próbek prasowanych obwiedniowo jest bardzo niejednorodne. 
W przypadku niejednorodnego stanu odkształcenia (spęczanie obwiedniowe) zmia- 
ny strukturalne opisują dwa parametry stereologiczne anizotropii strukturalnej: 
- wskaźnik anizotropii płaskiej cx.ph 
- kąt pochylenia róży liczby przecięć 
, który wskazuje w pewnym stopniu kieru- 
nek płynięcia materiału. 
2. W próbkach przepychanych zmiany wskaźnika anizotropii liniowej i twardości 
są podobne i wskazują na objętościowy charakter obróbki. 
3. Zmiany twardości warstw nagniatanych kulką, głowicą wielorolkową i dynamiczną 
metodą strumieniową mają zbliżoną grubość i mogą być opisane funkcją potęgową.
>>>
108 


L. Berkowski 


LITERA TURA 


[1] Berkowski L.: Obróbka cieplno-chemiczna odkształconych plastycznie wyrobów (pro]ekt 
KBN nr 7 097391) !NOP, Poznań 1994. 
[2] Turno A: Obróbka Plastyczna t. II, nr 3, s. 123, 1972. 
[3] Ryś 1.: Wstęp do metalografii ilościowej, Wyd. Śląsk 1970. 
[4] Berkowski L.: Obróbka Plastyczna, t. 19, nr 4, s. 183, 1980. 


THE INFLUENCE OF THE METHODS OF DEFORMATION 
ON THE STRUCTURE AND HARDNESS OF THE LOWCARBON STEEL 


Summary 


This paper presents the results ol' the research project tinanced by the KBN No 7 0973 91 
"'The thermochemical treatment or the produet atter its derormation". The influence ol' some form- 
ing methods on the structure and the hardness ol' the specimens made of the E04J steel is analysed. 
The research proves that there are relationships hctween stereological anizotropy index and the 
hardness.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


MOŻLIWOŚCI ZASTOSOWANIA OBRÓBKI PRZEZ 
NAGNIATANIE W PROCESIE WYTWARZANIA 
PRZEDMIOTÓW O MAŁEJ SZTYWNOŚCI 


Robert Polasik, Maciej M. Kozłowski 


Akademia Techniczno-Rolnicza w Bydgoszczy, Wydział Mechaniczny, 
ul. S. Kaliskiego 7, 85-796 Bydgoszcz 


W artykule przedstawiono analizę możliwości zastosowania nagniatania impul- 
sowego do obróbki przedmiotów o małej sztywności. Zaprezentowano głowicę 
udarową, wykonaną w Katedrze Technologii Maszyn ATR w Bydgoszczy, a także wy- 
niki badań odkształceń i chropowatości powierzchni próbek po obróbce. Dokonano 
porównania wartości niektórych parametrów chropowatości po nagniataniu im- 
pulsowym z danymi literaturowymi dotyczącymi powierzchni obrobionych meto- 
dami naporowymi. 


1. WPROWADZENIE 


Pojęciem nagniatania określa się taki proces plastycznego kształtowania obrabia- 
nego przedmiotu, którego aspekt technologiczny zawarty jest w dążeniu określonego 
stanu warstwy wierzchniej. Jest to proces powierzchniowej obróbki plastycznej, który 
stosuje się najczęściej w celu nadania powierzchni dużej gładkości, przy czym nagnia- 
tanie stosuje się także w celu umocnienia obrabianej powierzchni, zwiększając w ten 
sposób trwałość zmęczeniową i odporność na zużycie ścierne tak obrobionego przed- 
miotu [1]. 
Najpopularniejszą i najbardziej poznaną metodą powierzchniowej obróbki pla- 
stycznej otworów na zimno jest nagniatanie naporowe. Spowodowane jest to jej licz- 
nymi zaletami - m.in. możliwością uzyskania powierzchni o dużej gładkości i nośności przy 
niskim koszcie obróbki. Jedną z podstawowych niedogodności tej metody jest trudność, 
a niekiedy niemożność obróbki przedmiotów o malej sztywności ścianek. Spowodowane 
jest to występowaniem ciągłych sił w czasie obróbki (rys. I), a w efekcie dużym od- 
kształceniem przedmiotu przejawiającym si
 znacznym powiększeniem jego średnicy 
wewnętrznej i zewnętrznej. 
Poszukując metody umożliwiającej nagniatanie przedmiotów o małej sztywności. 
a w szczególności tulei cienkościennych, przyjęto koncepcję skrócenia czasu działania 
siły na przedmiot poprzez wymuszenie jej impulsowego działania.
>>>
lIO 


R. Polasik, M.M. Kozłowski 


R; 


Rys.l. Schemat nagniatania otworu głowicą naporową [1] 


Zasadę działania narzędzia pracującego w sposób impulsowy przedstawiono na 
rysunku 2. Przedstawiona koncepcja głowicy impulsowej jest modyfikacją głowicy 
rolkowej naporowej, polegającą na odpowiednim zaprofilowaniu bieżni, po której 
przetaczają się rolki. 


Rys.2. Schemat obróbki nagniatania głowicą impulsową [2,3]: l - przedmiot obrabiany, 
2 - rolka, 3 - wielokątna bieżnia 


Wymuszony względny ruch obrotowy bieżni 3 względem przedmiotu l powoduje 
przetaczanie się rolek, które stykają się z powierzchnią obrabianą przedmiotu tylko gdy 
znajdują się na garbach bieżni. W ten sposób znacznie skrócono czas oddziaływania 
sily na przedmiot obrabiany, co w efekcie doprowadziło do zmiennego w czasie roz- 
kładu oddziaływania sił obróbczych na przedmiot. 


2. NARZĘDZIE DO NAGNIATANIA 


Obecnie żaden z producentów krajowych i zagranicznych nie oferuje impulso- 
wych narzędzi nagniatających. Dlatego bazując na pracach prowadzonych w Katedrze 
Technologii Maszyn Akademii Techniczno-Rolniczej w Bydgoszczy wykonano narzę- 
dzie - głowicę impulsową do obróbki otworów (rys.3). Charakteryzuje się ona znacznie 
prostszą konstrukcją niż głowica rolkowa naporowa.
>>>
Możliwość zastosowania o.. 


lI] 


... 


7 

 
""'%

, 'Fl
@L.. 
........ 


I 2 
""';\ ,

.
 -, 
i 
. !ft 
:"0 h 
; 
o' 


., 4 S ( 
, -.-ł 
 


.... 
'' 


-'-'-.-.-.- _." ._
 f'
----"
..::
 


.
.
--..
. _ -

:-


;:':
::-;:';:';:'m:::::::: ::::::

:':-??"":":.:-.: 


" 

, 


Rys_3. Elementy składowe głowicy impu]sowej[3]: l - śruba mocująca, 2 - pierścień dociskający, 
3 - koszyk, 4 - tuleja dystansowa, 5 - pojedyncza rolka, 6 - trzpień głowicy, 7 - część 
chwytowa (sto2:ek Morse'a) 


3. BADANIA 


Przeprowadzone badania miały' na celu sprawdzenie możliwości technologicz- 
nych nagniatania impulsowego w przypadku obróbki przedmiotów o małej sztywności 
Dla ich zrealizowania zastosowano próbki w kształcie tulei cienkościennych z częścią 
chwytową grubościenną (rys.4). Taki kształt próbki umożliwiał porównanie stopnia 
odkształcenia części cienkościennej i grubościennej . 
W literaturze pojęciem tulei cienkościennej określa się tuleję. której stosunek 
średnicy zewnętrznej do średnicy wewnętrznej DiDw jest mniejszy od ],25. W bada- 
niach wstępnych znaleziono. w przybliżeniu, graniczny współczynnik grubości ścianki. 
powyżej którego nie następowało pogorszenie jakości obrobionej powierzchni i dalsze 
poszukiwania prowadzono dla wartości współczynnika DiDw oscylując w pobliżu 
wartości granicznej. Próby przeprowadzono dla pięciu różnych współczynników grubo- 
ści ścianki DiDw uzyskanych poprzez wykonanie próbek o różnych wymiarach śred- 
nicy zewnętrznej części cienkościennej. 
Badania zrealizowano na podstawie planu statystycznego zdeterminowanego 
kompletnego PSIDK n- 2 (i = l, nI = n2 = 2). Na podstawie badań wcześniejszych 
przyjęto następujące zakresy zmian parametrów technologicznych: n = 224+355 min-I 
i f =] +2 mm/obr. Nastawę wynoszącą około 0,04 mm traktowano jako stałą. 
Stanowisko do nagniatania składało się z: 
- tokarki TUD 50, zapewniającej odpowiednią sztywność i dokładność prowadzen,ta 
narzędzia (hartowane łoże). Uchwyt tokarski trójszczękowy wyposażono w szczęki 
miękkie, zapewniające odpowiednie wycentrowanie próbki, 
- głowicy impulsowej (przedstawionej na rysunku 3), 
- uchwytu specjalnego głowicy impulsowej, mocowanego na suporcie tokarki. 
Prowadzone badania polegały na nagniataniu otworów w wykonanych próbkach 
i pomiarze stopnia odkształcenia zarówno otworu jak i średnićy zewnętrznej próbki. 
Pomiarów średnic otworów dokonywano średnicówkami mikrometrycznymi trzystyko- 
wymi Mitutoyo ]68-903 o zakresie pomiarowym 30+35 i 35+40 (pomiary wstępne)
>>>
Il2 


R. Polasik, M.M. Kozłowski 


i średnicówką mikrometryczną dwustykową Mitutoyo 511-133N, którą ustawiano we- 
dług stosu płytek wzorcowych MLAc 103 A (klasa I) i macek zewnętrznych. 


I 
ol 
L!)- 
& 


1 x4S o 


01°1 
--- -t I 
I 


1 x4So 
26-'-28 


---I 
60 


1- 


RysA. Kształt i wymiary próbek: Dl = 
 32,87 rrun, D2 = -36,50+ 8,50, stopniowane co 0,5 rrun 


W skład stanowiska badawczego wchodził również profilografometr Hommel- 
werke 2000. Cechą charakterystyczną tego modelu jest posiadanie własnego układu 
poziomującego oraz analiza parametrów chropowatości wg bazy sztucznej, co umożli- 
wia uzyskanie bardzo dokładnych pomiarów. Profilografometr składa się z dwu mo- 
dułów: pomiarowego - igła TKL 300/17, statyw LV -100 i obliczeniowego HOMMEL 
TESTER T 2000 wyposażonego w drukarkę. 


I i 
, t j- 1 
". 
,L T 2 
'\' 
J I 3 
! 
I 
I 


Rys.5. Płaszczyzny pomiarów średnic próbek
>>>
Możliwość zastosowania... 


113 


Na rysunku 5 przedstawiono schematycznie płaszczyzny w których wykonywano 
pomIary. 
Dla określenia wpływu stosunku średnicy zewnętrznej do wewnętrznej na od- 
kształcenie tulei cienkościennej pomierzono: 
- średnicę wewnętrzną próbki przed nagniataniem (oznaczoną jako "Dw przed"), 
- średnicę zewnętrzną próbki przed nagniataniem (oznaczoną jako "Dzprzed"), 
- średnicę wewnętrzną próbki po nagniataniu (oznaczoną jako "D w po"), 
- średnicę zewnętrzną próbki po nagniataniu (oznaczoną jako "Dzpo"). 
Na tej podstawie obliczono: 
- stosunek Dz do Dw (oznaczony jako "DiDw"), 
- grubość ścianki (oznaczoną jako "g"), 
- przyrost średnicy wewnętrznej po nagniataniu (oznaczony jako ,,
 Dw"), 
- przyrost średnicy zewnętrznej po nagniataniu (oznaczony jako ,,
 Dz") 
Dla określenia każdego wymiaru wykonano 9 pomiarów dla każdej próbki, a następnie 
obliczono ich średnią arytmetyczną. Wyniki pomiarów i obliczeń zestawiono w tabeli l. 
Obliczono także odchylenie standardowe - 0', które daje pogląd na powtarzalność wy_ 
ników pomiarów. 


Tabela I. Wyniki pomiarów i obliczeń z badań wpływu kształtu próbki na odkształcenia po nagniata- 
niu impulsowym 


Nr próbki Dz przed Dzpo óD z Dw przed Dwpo óD w Dz/Dw g 
4 36,497 36,537 0,040 32,871 32,913 0,042 1,110 1,81 
O' 0,005 0,Q10 0,011 0,003 0,005 0,007 
3 37,043 37,083 0,040 32,867 32,911 0,044 1,127 2,09 
O' 0,005 0,014 0,011 0,005 0,007817 0,Q10 
180 37,050 37,057 0,007 32,896 32,916 0,020 1,126 2,08 
O' 0,00866 0,009 0,012 0,007 0,00527 0,011 
2 37,567 37,581 0,014 32,874 32,911 0,037 1,143 2,35 
O' 0,005 0,011 0,010 0,005 0,003333 0,005 
444 37,559 37,574 0,016 32,876 32,911 0,036 1,142 2,34 
O' 0,00928 0,013 0,016 0,007 0,01453 0,018 
378 37,562 37,576 0,013 32,877 32,907 0,Q30 1,143 2,34 
O' 0,006667 0,Q10 0,010 0,005 0,Q1 0,015 
9 38,054 38,062 0,008 32,874 32,880 0,006 1,158 2,59 
O' 0,00527 0,004 0,007 0,005 0,005 0,007 
5 38,058 38,074 0,017 32,890 32,908 0,018 1,157 2,58 
O' 0,00666 0,007 0,010 0,000 0,00441 0,004 
6 38,068 38,072 0,004 32,888 32,904 0,017 1,158 2,59 
O' 0,00441 0,007 0,007 0,010 0,01236 0,005 
276 38,460 38,472 0,012 32,879 32,896 0,017 1,170 2,79 
O' 0,00707 0,010 0,008 0,008 0,00881 0,005
>>>
114 


R. Pol asik, M.M. Kozłowski 


Wykorzystując zamieszczone w tabeli l wyniki pomiarów sporządzono wykres 
przedstawiający przyrosty odpowiednich średnic po nagniataniu w zależności od sto- 
sunku D/Dw (rys.6). 


0,06 
0,05 
E 
E 0,04 
9: 0,03 
0,02 

 0,0 l 
Ul 


-6- 


(:, Ow 
---- 
(:, Oz 


1.1:\ 


1.14 


l. ł 
 


1.17 


Dz/Dw 


Rys. 6. Zależność przyrostu średnicy zewnętrznej"" Dw i wewnętrznej /', Dz od stosunku D./Dw 
(dla sporządzenia wykresu przyjęto średnie wartości paramctrów) 


Dla określenia wpływu stosunku D./Dw na chropowatość po nagniataniu v,ykorzy- 
stano próbki i wyniki pomiarów z badań wpływu stosunku D/Dw na odkształcenie po 
nagniataniu. Dla każdej próbki wykonano po trzy pomiary chropowatości, przy czym 
każdy przeprowadzany był w innej płaszczyźnie. Płaszczyzny pomiarowe przedsta- 
wiono na rysunku 5 i oznaczono cyframi I, II, III. Dla określenia chropowatości wy- 
brano następujące parametry: Rt, Ra, Rp, Wt, Rk. Sporządzono tabelę obrazującą zależ- 
ność średnich wartości wybranych parametrów chropowatości od stosunku D/Dw (ta- 
bela 2). 


Tabela 2. Srednie wartości parametrów chropowatości w zależności od D/Dw 


Dz/Dw g Rt Ra Rp W t Rk 
1,11 1,81 4,18 0,39 1,48 2,71 0,64 
1,13 2,09 4,08 0,47 1,61 2,94 0,53 
1,14 2,34 4,16 0,27 1,02 1,77 0,50 
1,15 2,59 3,46 0,26 0,90 2,05 0,51 
1,17 2,79 2,45 0,17 0,55 1,63 0,32 


4. DYSKUSJA OTRZYMANYCH WYNIKÓW 


Na podstawie przeprowadzonych badań stwierdzono. że głowica impulsowa pod- 
czas obróbki tulei cienkościennych umożliwiała uzyskiwanie wartości chropowatości 
niewiele ustępującej nagniataniu naporowemu tocznemu. Przykładowo: parametr Ra po 
nagniataniu naporowym kształtuje się w przedziale O, 10+0,30 
m, natomiast po 
impulsowym 0,13+0,3 I 
m (tab.3). Należy zauważyć, że w literaturze za cienkościenną 
uważa się tuleję, dla której stosunek DjDw jest mniejszy od 1,25. W przypadku badanej 
głowicy uzyskano pozytywne wyniki przy mniejszych wartościach tego wskaźnika Dla 
wartości stosunku DjDw powyżej 1,15 odksztalcenia nie przekraczają 0,02 mm i tę wartość 
należy przyjąć jako graniczną dla nagniatania tulei cienkościennych głowicą impulsową.
>>>
Możliwość zastosowania... 


115 


W tabeli 2 przedstawiającej zależność chropowatości od stosunku Oz/Dw widocz- 
ne jest, że dla Oz/Dw powyżej 1,13 chropowatość maleje wraz ze wzrostem tego stosun- 
ku. 
Z ogólnego trendu na wykresie można wnioskować, że dla wartości Oz/Dw powy- 
żej 1,20 istnieje możliwość uzyskania chropowatości jak dla tulei grubościennej 
(R a '= 0,15f.tm +0,17f.tm). 


Tabela 3. Porównanie wartości parametrów chropowatości otrzymanych w wyniku badań z wartościa- 
mi parametrów chropowatości najczęściej przedstawianymi w literaturze 


Orientacyjny przedział wartości parame- 
trów uzyskanych w doświadczeniu dla 
metody im ulsowe' 
R. 
Rz 
M r2 


Orientacyjny przedział wartości parametrów 
zaczerpniętych z literatury dla metody napo- 
rowe 


Ra 0,10 +0,30 m 
Rz 0,5+5 
M r2 80+90 %' 


5. WNIOSKI 


l. Stwierdzono przydatność głowicy impulsowej do nagniatania przedmiotów o małej 
sztywności, a zwłaszcza tulei cienkościennych. 
2. Dla wartości współczynnika grubości ścianki Oz/Dw  0,15 mm odkształcenia 
próbek nie przekraczają 0,02 mm. 
3. W wyniku obróbki otworów głowicą impulsową uzyskano wartości parametrów 
chropowatości nie ustępujące odpowiadającym im wartościom parametrów chro- 
powatości możliwym do uzyskania poprzez nagniatanie naporowe. 


LITERA TURA 


r l ] Kozłowski M. M.: Proces kształtowania powierzchni części maszyn nagniataniem naporo- 
wym tocznym. Wydawnictwo Uczelniane Akademii Techniczno-Rolniczej w Bydgoszczy 
1985. 
[2] Polasik R.: Geometryczna i fizykalna charakterystyka warstwy wierzchniej po nagniataniu 
udarowym i naporowym. Praca magisterska, A TR 1997. 
[3] Przybylski W.: Obróbka nagniataniem. WNT, Warszawa 1984. 


POSSIBILITlES OF BURNISHING TECHNOLOGY APPLICA TION 
IN LIT TLE STIFFLESS OBJECTS FORMING PROCESS 


Summary 


The paper deals with burnishing technology application in rorming proces s ol' stit11ess ob- 
Jects. The impulse-burnishing equipment and sample derormation surface roughness values 
according to dynamie burnishing tests results "pressured" and impulse burnishing surrace 
roughness have been presented.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


OPERACJE POWIERZCHNIOWEJ OBRÓBKI PLASTYCZNEJ 
W PROCESACH TECHNOLOGICZNYCH CZĘŚCI MASZYN 


Maciej M. Kozłowski 


Akademia Techniczno-Rolnicza w Bydgoszczy, Wydział Mechaniczny, 
ul. S.Kaliskiego 7, 85-796 Bydgoszcz 


Dla ukształtowania finalnego zarysu przedmiotu, w procesach technologicmych 
części maszyn stosuje się obok operacji obróbki skrawaniem, również operacje 
powierLchniowej obróbki plastycznej. Występujący wówczas zespół działań 
technologicmych wymusza nie tylko kształtowanie zarysu pOWIerzchni, ale po- 
woduje również istotne zmiany tizykalne stanu warstwy wierzchniej. Ukształto- 
wana warstwa wierzchnia charakteryzuje się korzystnymi właściwościami użyt- 
kowymi, przejawiającymi się zwiększoną trwałością zmęczeniową oraz odporno- 
ścią na zużycie ścierne. 


l. WPROWADZENIE 


Wytwarzanie części maszynowych polega na takim skojarzeniu odpowiednich 
działań technologicznych, aby otrzymać finałny wybór o pożądanych cechach kon- 
strukcyjnych i eksploatacyjnych. W pojęciu tym mieści się zarówno wytwarzanie półfa- 
brykatu (jako tworu wyjściowego) jak też proces obróbkowy, będący ciągiem jego (tzn. 
półfabrykatu) kolejnych przemian. 
Proces ksztaltowania części maszyn może odbywać się za pomocą obróbki wióro- 
wej jak i bezwiórowej. Zmiana kształtu w obróbce bezwiórowej może natomiast obej- 
mować całą objętość materiału, względnie dotyczyć tylko jego części. 
Pierwszy przypadek określa się pojęciem objętościowej obróbki plastycznej i doty- 
czy głównie kształtowania półfabrykatów. W drugim przypadku odkształceniom pod- 
dawana jest jedynie warstwa materiału pewnej grubości, położona pod powierzchnią 
przedmiotu i obejmująca tę powierzchnię, Ten sposób obróbki bezwiórowej określa się 
pojęciem powierzchniowej obróbki płastycznej. Jest on stosowany w procesach tech- 
nologicznych części maszyn jako alternatywa obróbki skrawaniem tak powierzchni 
walcowych jak i ksztaltowych (np. gwintowych czy wielowypustowych). Przez zasto- 
sowanie odpowiednich narzędzi możliwe jest przeprowadzenie tej obróbki na typowych 
obrabiarkach skrawających.
>>>
118 


M.M. Kozłowski 


2. CHARAKTERYSTYKA POWIERZCHNIOWEJ OBRÓBKI PLASTYCZNEJ 


Powierzchniowa obróbka plastyczna polega na siłowym, kinematycznym i dyna- 
micznym oddziaływaniu elementu roboczego narzędzia na obrabianą powierzchnię. 
Efektem tego oddziaływania są odkształcenia plastyczne i sprężyste warstwy materiału 
przedmiotu, powodujące odwzorowanie zarysu narzędzia na obrabianej powierzchni. 
Pozostały materiał - tzw. rdzeń w przypadku przedmiotów walcowych - doznaje w tym 
czasie co najwyżej odkształceń sprężystych. 
Podczas powierzchniowej obróbki plastycznej następuje zespół działań technolo- 
gicznych ukierunkowanych na: 
- kształtowanie zarysu powierzchni, 
- kształtowanie stanu warstwy wierzchniej. 
Oba te procesy zachodzą jednocześnie, przy czym w zależności od tego, który z nich 
dominuje, wyróżnia się określoną odmianę powierzchniowej obróbki plastycznej. 
Pierwsza odmiana obejmuje procesy w wyniku działania których następuje zmia- 
na kształtu zewnętrznej warstwy materiału. Pożądany kształt powierzchni otrzymuje 
się w wyniku skojarzenia siłowego oddziaływania odpowiedniego elementu roboczego 
narzędzia i właściwej dla danego procesu kinematyki. 
Procesy należące do drugiej odmiany mają na celu umocnienie warstwy wierzch- 
niej oraz wygładzenie powierzchni. Podczas tej obróbki zarys powierzchni zazwyczaj 
nie ulega zmianie. Proces ten określa się pojęciem nagniatania. 
Wtórnym efektem procesów należących do obu wymienionych odmian jest ukształto- 
wanie korzystnej eksploatacyjnie struktury warstwy wierzchniej. 
Obie odmiany wykazują duże podobieństwo i w zależności od wielkości wymu- 
szonych realizacją danego procesu przemieszczeń (nie odkształceń) wybiera się odpo- 
wiednie postępowanie przy rozwiązywaniu zadania sterowania procesem. W przypadku 
procesów zaliczonych do pierwszej odmiany, zarówno odkształcenia jak i przemiesz- 
czanie są duże. Druga odmiana charakteryzuje się małymi przemieszczeniami przy 
relatywnie dużych odkształceniach. 
Procesy powierzchniowej obróbki plastycznej mają zastosowanie najczęściej 
technologii przedmiotów obrotowych. W takim przypadku najkorzystniejszym sposo- 
bem obróbki jest toczne kształtowanie zarysu powierzchni przedmiotu poprzez pla- 
styczne odwzorowanie zarysu narzędzia. Wymuszone w ten sposób odkształcenia pla- 
styczne obejmują jedynie wierzchnią warstwę obrabianego przedmiotu, której grubość 
wynosi od kilku do niekiedy kilkunastu milimetrów. 


3. KSZT AL TOW ANIE ZARYSU POWIERZCHNI 


W wyniku zastosowania w narzędziu elementów roboczych o odpowiednim zary- 
sie, można w efekcie obróbki otrzymać powierzchnie obrotowe cylindryczne względnie 
kształtowe (najczęściej gwintowe lub wielowypustowe). Elementy robocze są wykonane 
w postaci krążków lub. listew, a sam proces realizowany jest zarówno na obrabiarkach 
specjalnych, jak też na obrabiarkach skrawających. Stosowane w tym drugim przypad- 
ku narzędzia mają kształt głowic wyposażonych w dwa lub trzy elementy robocze 
w kształcie krążków, 
Kształt powierzchni roboczej krążków dobiera się stosownie do realizowanego 
zadania. W przypadku kształtowania na" powierzchni obrabianej zarysu gwintowego
>>>
Operacje powierzchniowej obróbki plastycznej... 


119 


lub wic1owypustowego następuje bezpośrednie odwzorowanie zarysu krążka. W przy- 
padku obróbki przedmiotu o powierzchni cylindrycznej, kształt powierzchni roboczej 
narzędzia różni się od cylindrycznego. Związane jest to z kinematyką procesu kształ- 
towania takiej powierzchni przcdmiotu obrabianego. 


a) 


1) 


1) 


b) 


c) 


+. 


+. 


Krążek 


Rys.l. Glowice do wygniatania gwintów zewnętrl11ych: a) osiowe, h) stycme, c) promieniowe [I] 


Powierzchniowa obróbka plastyczna realizowana na obrabiarkach skrawających 
jcst ekonomicznie i technicznie atrakcyjną alternatywą obróbki narzędziami skrawają- 
cymi. Ze względu na wartości występujących przy tym sił, ograniczona jest ona do 
obróbki wykańczającej powierzchni cylindrycznych, względnie kształtowania gwintów 
oraz wielowypustów o zarysie ewolwentowym i module  1,5. 
Przy kształtowaniu zarysu powierzchni zewnętrznych głowicami krążkowymi 
wyróżnia się trzy odmiany tego procesu (rys. l ): 
- walcowanic osiowe, naj starszy proces stosowany od dziesięcioleci, w którym 
glowica dwu lub trój krążkowa jcst przemieszczona wzdłuż tworzącej kształto- 
wanej powierzchni (rys la),
>>>
120 


M.M. Kozlowski 


_ walcowanie styczne głowicą dwukrążkową; w procesie tym krążki przesuwają 
się stycznie do powierzchni, która uzyskuje właściwy zarys po kilkudziesięciu 
obrotach (rys.lb), 
_ walcowani
 promieniowe głowicami dwu i trój krążkowymi o zmiennej na 
obwodzie wysokości profilu roboczego: proces ten odbywa się bez posuwu 
roboczego narzędzia, a gotowy zarys powierzchni uzyskiwany jest w wyniku 
jednego pelnego obrotu krążków narzędzia (rys.łc). 
W każdej z tych odmian procesu rozstaw osi krążków w głowicy - właściwy dla 
danego zarysu - jest niezmienny w czasie obróbki. 


4. KSZT AL TOW ANIE WARSTWY WIERZCHNIEJ 


Dla procesu powierzchniowej obróbki plastycznej, którego aspekt technologiczny 
zawarty jest w dążeniu do ukształtowania określonego stanu warstwy wierzchniej obra- 
bianego przedmiotu, stosuje się pojęcie nagniatanie. W klasycznym ujęciu proces na- 
gniatania jest stosowany zarówno dla obróbki powierzchni cylindrycznych jak i kształto- 
wych (gwinty, wieńce kół zębatych), jednakże bez wymuszenia istotnej zmiany ich 
kształtu. 
Najczęściej stosowaną odmianą nagniatania jest nagniatanie naporowe. W tym 
przypadku zarys powierzchni obrobionej jest funkcją profilu roboczego elementu na- 
gniatającego, kinematyki procesu oraz jego parametrów siłowych. Trajektoria punktów 
styku elementu nagniatającego i obrabianej powierzchni cylindrycznej ma kształt linii 
śrubowej, jako wypadkowej dwóch ruchów skladowych: w kierunku obwodowym 
przedmiotu i w kierunku osiowym. 
Przyjmując ten punkt widzenia, zarówno nagniatanie np. powierzchni cylin- 
drycznej jak i wygniatanie gwintu można uważać za tę samą formę powierzchniowej 
obróbki plastycznej. Przebieg odksztalcel1 plastycznych w obu przypadkach jest podob- 
ny. Przetaczający się po powierzchni element nagniatający w postaci rolki lub krążka 
wypiętrza w kierunku obwodowym ralę materiału. której dalsze przemieszczenie zależy 
już od ukształtowania profilu roboczego elementu nagniatającego. 
W przypadku nagniatania, np. powierzchni cylindrycznych, następuje równo- 
mierne ,.rozprowadzenie" fali materiału po powierzchni, bez zmiany jej zarysu. Wy- 
maga to zastosowania odpowiedniego kształtu rolki oraz kinematyki, w której prędkość 
ruchu osiowego jest wielokrotnie (kilkaset razy) mniejsza od prędkości ruchu obwodo- 
wego. 
W przypadku natomiast wygniatania gwintu czy wielowypustu, ukształtowanie 
rolki wymusza stopniowe przemieszczenie materiału, powodujące określoną zmianę 
zarysu powierzchni. 
W większości przypadków nagniatania naporowego tocznego powierzchni cylin- 
drycznych kształt elementu nagniatającego różni się więc od zarysu obrabianej po- 
wierzchni. Profil przekroju roboczego musi bowiem Uak już wspomniano) umożliwić 
właściwe przemieszczenie fali materiału odkształconego plastycznie, aby zapewnić 
wymaganą dokładność powierzchni. W związku z tym podczas nagniatania jako ele- 
menty nagniatające stosowane są najczęściej rolki lub krążki o zarysie sferycznym, 
torusa względnie złożonym. Podczas przetaczania ich np. po powierzchni cylindrycz- 
nej, kształtowana jest w kierunku obwodowym fala materialu, która częściowo prze- 
mieszczana jest również prostopadłe do kierunku przetaczania (a więc w kierunku 
osiowym).
>>>
Operacje powierzchniowej obróbki plastycznej... 


121 


Nagniatanie powierzchni kształtowych może mieć natomiast dwojaki charakter. 
Polegać może tylko na kształtowaniu stanu warstwy wierzchniej, co jest przypadkiem 
najczęstszym, względnie może być związane również z nadawaniem tej powierzchni 
określonego kształtu. W tym drugim przypadku (np. podczas kształtowania zarysu 
gwintu) zastosowana rolka ma profil odpowiadający kształtowanemu zarysowi, kine- 
matyka ruchu osiowego i obwodowego charakteryzuje się prędkościami tego samego 
rzędu, natomiast parametry siłowe przyjmują duże wartości (znacznie większe niż 
w przypadku procesu nagniatania bez wymuszania zmiany kształtu). 
Proces plastycznego kształtowania zarysu gwintu czy wielowypustu przebiega 
stopniowo i polega na wielokrotnym przetaczaniu rolki tym samym torem. Kolejne 
przejścia rolki powodują podobnego rodzaju odkształcenia plastyczne, stopniowo przy- 
bliżając kształtowaną powierzchnię do pożądanego jej zarysu. 
Można więc powiedzieć, że kształtowanie gwintu to proces nagniatania rolką 
powierzchni cylindrycznej przy zastosowaniu bardzo dużego posuwu. Wypiętrzona 
przez rolkę fala materiału przemieszczana jest nie tylko obwodowo, ale również pro- 
stopadle do kierunku przetaczania, co w powiązaniu z kształtem rolki umożliwia uzy- 
skanie zarysu gwintu. 


5. PODSUMOWANIE 


Procesy powierzchniowej obróbki plastycznej wprowadzają istotne zmiany cha- 
rakterystyki warstwy wierzchniej. Złożony stan naprężeń, wywołany siłowym i kine- 
matycznym oddziaływaniem elementu nagniatającego narzędzia, skutkuje odkształce- 
niami plastycznymi i sprężystymi warstwy materiału o pewnej grubości. 
W przypadku klasycznego nagniatania, a więc nie powodującego zmian kształtu 
przedmiotu obrabianego, przemieszczenia są małe, a odkształcenia duże. Kształtowa- 
nie warstwy wierzchniej podczas nagniatania naporowego tocznego to proces cyklicz- 
nych odkształccl1 plastycznych i sprężystych materiału obrabiancgo, następujących jako 
wynik siłowego i kinematyczncgo oddziaływania narzędzia. 


2300-2500 HV 


Rys.2. Rozkład twardości w prlekroju gwintu kształtowanego plastycznie [I]
>>>
122 


M.M. Kozłowski 


Natomiast w przypadku nagniatania ksztaltującego, tzn. wymuszającego zmianę 
kształtu obrabianej powierzchni, zarówno przemieszczenia jak i odkształcenia są duże. 
Ich efektem jest tekstura materiału wyraźnie widoczna na zgładach metalograficznych. 
Ukształtowana warstwa wierzchnia charakteryzuje się korzystnymi właściwościami 
użytkowymi, a jej parametry są w wielu przypadkach porównywalne z uzyskanymi 
w wyniku nagniatania wzmacniającego. Przykładem może być przyrost mikrotwardoścI 
w przekroju osiowym gwintu ukształtowanego w procesie nagniatania (rys.2). 


LITERA TURA 


[I] Katalog tirmy FETTE 


SURFACE PLASTIC OPERA TIONS IN TECHNICAL PROCESSES 
OF MACHINE ELEMENTS 


Summary 


ln technologlcal proce ss es beside cutting working surrace operations are used. which 
despite ol' shaping the tinal surrace protile make signiticant change in surrace layer structure.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


PRZEMIANY TEMPERATUROWE KWARCU 
ZJAWISKIEM DETERMINUJĄCYM POWSTAWANIE 
POWIERZCHNIOWYCH WAD ODLEWÓW 


Jerzy SI. Kowalski 


Politechnika Krakowska, Instytut Materiałoznawstwa i Technologii Metali, 
Al. Jana Pawła II 37, 3 I -864 Kraków 


W opracowaniu przedstawiono problem przemian alotropowych kwarcu, będą- 
cego głównym składnikiem piasku formierskiego, zachodzących pod wpływem 
temperatury i mających bezpośredni wpływ na powstawanie naprężeń oraz zmian 
dylatacyjnych masy rormierskiej. Badania tych zjawisk umożliwiają dokonanie 
oceny przydatności mas rormierskich w rzeczywistych warunkach pracy, elimI- 
nując możliwość powstawania wad odlewniczych pochodzących od masy for- 
mierskiej. Zmiany dylatacyjne oraz naprężenia powstające w wyniku zachodzenia 
przemian fazowych w kryształach kwarcu są bardzo poważne i to właśnie te 
zjawiska wymuszają podjęcia tego typu badail. 


l. WSTĘP 


Stosowanie "klasycznych metod" pomiaru własności mas formierskich pozwala 
w zasadzie na określenie ich przydatności do rormowania, natomiast rzeczywiste warunki 
pracy określa się w oparciu o praktykę oraz obserwację surowego odlewu. 
Powierzchniowe wady odlewnicze spowodowane są przez ciekły metal, jego tem- 
peraturę oraz działanie erozyjne. Wady erozyjne powstają w zasadzie w tych miejscach 
rormy, gdzie metal płynie z największą szybkośCiib natomiast wady spowodowane 
zmianami dylatacyjnymi (objętościowymi) oraz powstałymi naprężeniami, mogą po- 
wstać w całej wnęce formy. 
Piasek kwarcowy, będący najczęściej osnową masy formierskiej, jest jej najważ- 
niejszym składnikiem z punktu widzenia zmian objętościowych formy. Jego głównym 
składnikiem jest krzemionka (kwarc i jego odmiany). Krzemionka krystaliczna wystę- 
puje w postaciach: kwarcu, trydymitu i krystobalitu w modyfikacjach wysoko- i nisko- 
temperaturowych. 
Przemiany enancjotropowe zachodzące pomiędzy głównymi odmianami, tj.: kwar- 
cem, trydymitem i krystobalitem, są przemianami z przebudową struktury, zachodzą- 
cymi bardzo powoli i opornie, czego dowodem jest występowanie wszystkich tych
>>>
124 


1. St. Kowalski 


odmian w temperaturze otoczenia, pomimo, iż termodynamiczni e trwały jest tu tyl- 
ko 
-kwarc. 
Przemiany odmian wysoko- i niskotemperaturowych należą do przemian z prze- 
budową struktury i zachodzą bardzo łatwo i szybko, szczególnie przemiana kwarcu 
niskotemperaturowego 
 w wysokotemperaturowy a-kwarc, która zachodzi odwracal- 
nie i z dużą szybkością. 
Szereg przemian kwarcu [ 2, 6] przebiega w następujący sposób: 
_ podczas ochładzania wydziela się w temperaturze 1713 Oc a-krystobalit, który 
w temperaturze 1470 Oc ulega przemianie z przebudową na a-trydymit, ten z kolci 
w temperaturze 870 Oc ulega również przemianie z przebudową na a-kwarc. 
W temperaturze 572 Oc a-kwarc przechodzi (przemiana z przemieszczeniem) w 
- 
kwarc, 
_ pozostałe z przemian z przemieszczeniem, jak: a w 
-trydymit i a w 0- krysto - 
balit, zachodzą w temperaturach, odpowiednio: 120 i 160 Oc. 
Najistotniejszą przemianą z punktu widzenia dylatacji masy rormierskiej jest 
przemiana 
-kwarcu w a-kwarc, zachodząca z dużą szybkością w temperaturze 
572,4 Oc. W punkcie przemiany można zauważyć nagły skok gęstości (
-kwarc 
2,51 g/cm 3 , a-kwarc 2,655 g/cm 3 ) oraz zmianę współczynnika rozszerzalności cieplnej. 
Zmiany dylatacyjne, zachodzące podczas tej przemiany, wynoszą ok. 1,4 % (wydłuże- 
nic liniowe). Są one stosunkowo niewielkie, w porównaniu ze zmianami dylatacyjnymi, 
zachodzącymi podczas przemiany z przebudową a-kwarcu w a-trydymit, wynoszącymi 
ok. ł 4 %, z tym że ta przemiana zachodzi bardzo powoli, ze wzgłędu na bardzo silne 
wiązania jonowe pomiędzy Si 4 + i 0 2 -. 
Dominacja piasku, jako osnowy masy rormierskiej, stala się podstawą do opracowa- 
nia teorii zachowania się masy formierskiej zdeterminowanej zmianami dyłatomctrycz- 
nymi samego piasku. Jednak dokładniejsze badania umożliwiły rozważenie połączenia 
erektów zmian dylatacyjnych, pochodzących równocześnie od piasku, jak i od spoiwa 
(bentonitu) [5]. Jest to istotne szczegół nie w przypadku mas o wysokiej zawartości spo- 
iwa. Bentonit, wcześniej niż piasek, rozszerza się (niższa temperatura), a następnie ulcga 
spiekaniu. Obliczona krzywa dylatacji masy formierskiej o zawartości 15 % wagowych 
bentonitu przedstawiona została na rysunku l. 


I 


j 0.02S 
li 


0_020 


O.OIS 


0.010 


-1----__+ 
5 
, [min] 


Rys. l. Krzywa teoretyczna dylatacji cieplnej masy rormierskiej o zawartości 15 % Western 
Bentonite: A - dominacja rozszerzalności bentonitu, B - dominacja rozszerzalności 
piasku [5]
>>>
Przemiany temperaturowe kwarcu ... 


125 


Wyniki analizy teoretycznej zostały potwierdzone doświadczalnie, Pozwoliły one na 
stwierdzenie, iż powyżej pewnej zawartości spoiwa w masie formierskiej (ok. 7 %) jego 
rozszerzalność zaczyna dominować, 
Ciekły metal, wpływając do wnęki formy, oddaje ciepło masie formierskiej. Pod- 
niesienie temperatury powoduje zmianę własności masy poprzez zmianę jej objętości, 
a tym samym powstanie naprężeń w formie, Dowolne jednostki powierzchni wnęki 
rormy znajdują się w stanie naprężeń, powstałych w wyniku warstwowego rozkładu 
temperatur, pociągającego za' sobą różny stopień zmian objętościowych masy formier- 
skiej. 
W praktyce nie ma takich form odlewniczych, których powierzchniowe warstwy 
masy mogłyby rozszerzać się bez przeszkód, Największe naprężenia, powstałe w wyni- 
ku hamowanej rozszerzalności, występują w przypadku dużych, płaskich i nieprzerwa- 
nych powierzchni wnęki formy. Powodują one oderwanie się warstwy masy (o wyższej 
tcmperatur;:e) od warstw głębiej leżących (niższa temperatura), co doprowadza do po- 
wstania wad odlewniczych. Rozważania tego typu prowadzą do konkluzji, iż powstanie 
naprężeń w rormach, po zalaniu ich ciekłym metalem, stanowi poważne utrudnienie 
w otrzymywaniu odlewów "zdrowych", bez wad powierzchniowych. 
Istnieje jednak inny aspekt tegoż problemu. Podczas krzepnięcia metalu obser- 
wowane jest zjawisko wzrostu jego objętości, podczas przechodzenia ze stanu ciekłego 
w stan stały (krqwa likwidus), powodujące powstanie derormacji odlewu, poprzez 
derormację wnęki formy. Możliwość zastosowania takiej masy formierskiej, której 
naprężenia dylatacyjne (ściskające) mogłyby zrównoważyć przeciwnie skierowane 
naprężenia metalu, co w rezultacie pozwoliłoby na eliminację zarówno wad odlewni- 
czych, jak i deformacji odlewów. 
Powyższe rozważania wskazują wyraźnie na istotną potrzebę prowadzenia badań 
zjawisk dylatacyjnych, których celem byłoby zastosowanie mas o składzie optymalnym, 
zarówno z punktu widzenia własności technologicznych związanych z procesem for- 
mowania, jak i zachowania się formy podczas zalewania jej ciekłym metalem i jego 
krLepnięcia. 


2. BADANIA WŁASNE 


Badania przeprowadzono na masach formierskich, sporządzonych z materiałów 
formierskich najczęściej stosowanych w produkcji odlewów żeliwnych i staliwnych, tj.: 
piaski - Krzeszówek, Zębiec średnioziarnisty Bukowno, bentonity - Bentomak i ZGM. 
Zawartość spoiwa (bentonitu) wynosiła: 5; 7 i 10 %, wilgotność mas: 2; 3; 4 i 5 %. 
Doboru tych materiałów dokonano w oparciu o badania podstawowe, określające wła- 
sności technologiczne, takie jak: R
,R
,Pw,SW,Wbent,Wmasy' Próbki do pomiaru 
dylatacji swobodnej (metoda 1.0.) oraz dylatacji pod obciążeniem (piec Dieterta) wy- 
konano wg zasad zalecanych przez H. Dieterta i innych [3]. 
Do badali dylatometrycznych wybrano 19 najbardziej charakterystycznych mas 
z całego zestawu (72 masy). 
Dla każdej z wybranych mas przeprowadzono badania: 
- badanie dylatacji swobodnej (metoda LO.) 
a) w temperaturze 500 oC, 
b) w temperaturze 600 oC, 
- badanie dylatacji pod obciążeniem wstępnym (metoda Dieterta) 
c) w temperaturze 500 oC, 
d) w temperaturze 600 Oc.
>>>
126 


1. SI. Kowalski 


Temperatury, w których przeprowadzono badania, zarówno dylatacji swobodnej, 
jak i pod obciążeniem wstępnym, były uwarunkowane temperaturą przemiany alotro- 
powej kwarcu (p-kwarcu w a.-kwarc, temperatura 572,4 oC). 
Interesująco przedstawiają się wyniki tych badań, przedstawione na rysunkach 2, 3 
i 4 w formie wykresów trójwymiarowych i map, przedstawiających zależności przyro- 
stu wytrzymałości na ściskanie /),. Ret i przyrostu wydłużenia w funkcji stosunku wod- 
no-glinowego, wykonane dla mas, w skład których wchodził piasek Krzeszówek oraz 
Bentomak, badanych w temperaturach: 400, 500 i 600 Oc (rys.2,3,4). Taki sposób opra- 
cowania wyników umożliwia precyzyjny sposób doboru masy (zawartości spoiwa 
i wilgotności), bądź określania wartości dylatacji, przy znajomości przyrostu wytrzy- 
małości. Analiza tych wykresów pozwala na stwierdzenie braku prostych zależności 
pomiędzy poszczególnymi parametrami. 


3. OPRACOWANIE STATYSTYCZNE WYNIKÓW 


Dla otrzymanych, w wyniku badań, zbiorów danych doświadczalnych obliczono 
paran1etry zależności dylatacji masy formierskiej od czasu (metoda najnmiejszych kwa- 
dratów). 
W oparciu o analizę wariancji resztkowej (minimalne wartości S2) oraz naj częstsze 
występowanie rodzaju krzywych ustalono, iż analizowana zależność może zostać opi- 
sana równaniem o postaci: 


y = CXBe AX 


(1) 


W rozważanych przedziałach zmiennej niezależnej X (czas pomiaru) obliczono 
punkt ekstremalny (max) wewnętrzny lub brzegowy. Podczas dalszej analizy brano pod 
uwagę nie cały przebieg krzywej, lecz jej wartości ekstremalne. 
Na rysunku 5 przedstawiono krzywe zależności dylatacji wybranej masy w funkcji 
czasu pomiaru, obliczone wg ustalonego wyżej równania. 
Zakładając liniową funkcję wyjściową o postaci: 


y = r (w /g,Rn,Rp,T) 


(2) 


gdzie: 
y 
w/g 
R B 
Rp 
T 


- dylatacja (wartości ekstremalne), 
- stosunek wodno-glinowy, 
- rodzaj bentonitu, 
- rodzaj piasku, 
- temperatura. 


znaleziono metodą Hellwiga [4] optymalny zestaw zmiennych niezależnych, dla które- 
go dokonano analizy korelacji i regresji. 
Rozważana hiperpłaszczyzna opisana będzie równaniem: 


y =a l +a 2 w/g+a 3 R B +a 4 R p +asT 
gdzie współczynniki a n wynoszą: . 


(3) 


al = 1,168, a2 = -0,0317, a3 = -0,0422, a4 = -0,0493, as = 0,04727 
Otrzymane w ten sposób równanie pozwala na ustalenie zależności dylatacji ciepl- 
nej masy formierskiej w zależności od rodzaju i zawartości stosowanych podstawowych 
materiałów rormierskich.
>>>
Przemiany temperaturowe kwarcu... 


127 



 

 °'16 

 
1 
r' 
t" 
.1 


! I I I I 
'O
o1Jj III i 
'
';ll l I 

 :1-- 
 
,
 
1 
... 
'- 
.. :P 


"' 
Cl.. 

o. 


1- ' ; / , I 
\ / 
 
I / I I 0.17 
V ;1 0.16 E 
..s 
/ /f . 0.14 J 
0.14 co 
/ / I c: 
/ / r Q) 
0.13 oN 
..2 
--c 
- 
. / ,4 0.12 :;: 

. / l Uj 
0.10 e 
- 
/ I 0.00 
 
a... 
0.00 
Stosunek w/g 


u 
.n 
re 
:: O 
u 
.n 
o 
Iii 
E 0.1 
- 

 

 0.1 
U; 
o 


Rys.2. Zależność przyrostu wytrzymałości na ściskanie 
 Ret oraz przyrostu wydłużenia 
 l 
w runkcji stosunku wodno-glinowego w/g dla mas o składzie: spoiwo Bentomak i pia- 
sek Krleszówek. Temperatura badania masy - 400 0 C
>>>
128 


1. SI. Kowalski 


r°-ą 

 
"- 
-1 
f
 
fo 
k 


...
 


,
 
'-- '" ':}... 
-'()
'J,; 
.. 
,
 
1 _'" 
"1{.. 
. 

 


",91" 


",!OP 


"'
 



 o. 
u 0.24 E 
a:: .s 
-1 0.23 
.
 -1 
c: 0.22 
1\1 ro 
-"" 
fi) c: 
'0 0.21 (]) 
.fI) -N 
1\1 :::J 
c: :o 
'0 0.20 - 
.fI) :;: 
o 

o. 0.19 U; 
- e 

 0.18 - 
ł t::! 
a.. 
in 0.1 0.17 
e 
- 

 0.16 
c... 
Stosunek wig 


Rys.3. Zależność przyrostu wytrzymałości na ściskanie t, Rot oraz przyrostu wydłużenia M w fimkcji 
stosunku wodno-glinowego w/g dla mas o składzie: spoiwo Bentomak i piasek Krzeszówek. 
Temperatura badania masy - 500 Oc
>>>
Przemiany temperaturowe kwarcu... 


129 



Q 

 


...!'i' 


,,';IP 


()'.b() 



 


Q':'\.() 
'OP ...\
 
". 
 
""
 


u . 0.24 E 
CI:: E 
1 
0.23 
Q) 1 
'c 
ra 0.22 ro 
-"" 
.!!1 c: 
o 022 0.21 (I) 
.fII -N 
ra :J 
co =c 
'0 0.2) - 
.fII :;: 
..e 
ra O 0.19 V; 
E o 
- - 

 0.18 
- t:! 
?: D- 
e;; 0.1 0.17 
e 
- 

 0.16 
CL 


Stosunek w/g 
RysA. Zależność przyrostu wytrzymałości na ściskanie tl Ret oraz przyrostu wydłużenia tlI w funkcji 
stosunku wodno-glinowego w/g dla mas o składzie: spoiwo Bentomak i piasek Krzeszó- 
wek. Temperatura badania masy - 600 Oc
>>>
130 


1. S1. Kowalski 


,---, 
;f? 
.......... 


600 o C 
# 


-J 


/ 


1,4 


1.2 


1.0 


0.8 


0.6 


600 o C 
-- 


0.4 


0.2 


o 


2 


6 


8 10 
1: [min] 


4 


Rys.5. Badania dylatometryczne masy formierskiej w temperaturze 500 i 600 Oc. 
Skład masy: 5 % - Bentomak, 95 % - piasek Krzeszówek, 2 % - W 


4. PODSUMOWANIE 


Analiza otrzymanych wyników pozwala na sformułowanie następujących wnio- 
sków: 
l. Największą dylatacją termiczną charakteryzują się masy, w skład których wchodzi 
piasek Krzeszówek. Prawdopodobnie decydujące znaczenie posiada w tym przypad- 
ku nie ziarnistość piasku, lecz kształt ziarn oraz zawartość odmian alotropowych 
kwarcu, 
2. Bentonit krajowy ZGM powoduje powstanie większej dylatacji niż Bentomak. Spo- 
wodowane to jest prawdopodobnie mniejszą zawartością montmorylonitu (ok. 
47 %), posiadającego niską temperaturę spiekania, 
3. Największą dylatacją termiczną charakteryzują się masy, których stosunek wodno- 
glinowy (w/g) wynosi ok. 0,2. 
4. Wartości przyrostów, zarówno długości, jak i naprężeń, sięgające poziomu l % oraz 
0,3 MPa, są bardzo duże. Niestety do tej pory są one pomijane podczas analizy 
technologiczności przygotowania produkcji odlewów.
>>>
Przemiany temperaturowe kwarcu ... 


131 


LITERA TURA 


[l] Baliński A. i in.: Komputerowa, trójwymiarowa ocena skłonności mas bentonitowych do 
tworzenia powierzchniowych wad odlewów. Opracowanie dla KBN, Instytut Odlewnictwa, 
Kraków 1995 
[2] Dietert H: Badania mas tormierskich i rdzeniowych w podwyższonych temperaturach i ich 
związek z jakością odlewów. Foundry, t. 102, 1957. 
[3] Goerlich E.: Chemia krzemianów. PWN Warszawa, 1973. 
[4] Hellwig Z: Problem optymalnego wyboru predyktant. Przegląd statystyczny m 3-4, 1976. 
[5] Henschel C.: Casting Dimension and Mold Dilatation. Mod. Casting, t. 50, 1966. 
[6] Lewandowski L.: Materiały formierskie. PWN Warszawa, 1971. 


EFFECT OF mERMAL PROPERTIES OF MOULDING SAND 
ON THE FORMATlON OF SOURCE DEFECTS IN CASTING 


Summary 


In this study further extension or the investigation ol' moulding sands, including examina- 
tion and dilatation stress at elevated temperatures, was made. Studies of this type enable us to 
evaluate the sand applicability at the real conditions of perrormance and to eliminate the possibi- 
lity of rormation or effects in casting caused by the sand. The dilatation changes and the stress 
rormed as a result of phase transformation in crystals or quartz are very serious, and this is the 
very reason why these effects make studies orthis type necessary and advisable.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM, JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR216 - MECHANIKA (43) - 1998 


WSPÓLCZESNE PROBLEMY KRAJOWYCH ODLEWNI 
W ZAKRESIE MECHANIZACJI FORMIERNI 


Krzysztof Smyksy, Krzysztof Schroeder*, Krzysztof Sujkowski ** 


Akademia Górniczo-Hutnicza w Krakowie, Wydział Odlewnictwa 
ul. Reymonta 23, 30-059 Kraków 
* PHU "Impuls", ul. Skarbińskiego 10/58, 31-071 Kraków 
** Hydro-Vacuurn S_A., ul. Metalowców 3, 86-303 Grudziądz 


W artykule przedstawiono nowoczesne tendencje w zakresie mechanizacji wyko- 
nywania form odlewniczych z syntetycznych, rormierskich mas bentonitowych. 
Na tle tych tendencji przedstawiono analizę aktualnego stanu krajowego odlew- 
nictwa oraz omówiono możliwości i kierunki modernizacji formierni. 


1. OGÓLNE TENDENCJE W MECHANIZACJI FORMIERNI 


Od początku lat osiemdziesiątych w zakresie oferowanych maszyn formierskich 
nastąpiła wyraźna zmiana jakościowa. Wprowadzono nowe, dotychczas nie stosowane, 
techniki formowania. Zmiany te wymuszone zostały przede wszystkim koniecznością 
poprawy bezpieczeństwa pracy, ale również dążeniem do poprawy jakości wykonywa- 
nych form. Powszechnie stosowaną wcześniej techniką zagęszczania masy formierskiej 
było połączenie wstrząsania z doprasowaniem. Realizujące ją maszyny nawet w przy- 
padkujednostek średniej wielkości przekraczały dopuszczalny poziom emisji hałasu, tj. 
85 dE. 
W ofertach, przedstawianych na światowych targach maszyn i urządzeń odlewni- 
czych GIF A oraz targach FONDE-EX [3], główną rolę odgrywały strumieniowe maszy- 
ny formierskie. Ogólnie idea ich pracy polega na zagęszczaniu masy formierskiej przez 
oddziaływanie, bezpośrednio na jej powierzchnię, strumienia powietrza. Od początku 
można było wyróżnić dwie odmiany procesu, o wyraźnie zróżnicowanej dynamice 
narastania ciśnienia powietrza nad powierzchnią masy, Obecnie na skutek rozwoju 
metody i wprowadzania nowych odmian formowania strumieniowego, granice pomię- 
dzy nimi nie są jednoznacznie zaznaczone. Wśród innych metod zagęszczania masy 
realizowanych przez współczesne maszxny formierskie można wymienić prasowanie 
dynamiczne, wibroprasowanie oraz prasowanie z wykorzystaniem podciśnienia. 
Wspólne cechy oferowanych obecnie maszyn formierskich to: dwustopniowe zagęsz- 
czanie masy formierskiej, powszechne wykorzystanie mechanizmów wymiany płyt
>>>
134 


K. Smyksy, K. Schroeder, K. Sujkowski 


modelowych (dzięki którym wykonywane są na przemian górne i dolne połówki rorm). 
wyposażenie maszyn w układy sterowania mikroprocesorowego co daje możliwość 
realizacji różnorodnych wariantów formowania, uzależnionych od stopnia skompliko- 
wania modelu [4]. 
W szerokiej ofercie współczesnych maszyn formierskich występują zarówno ror- 
mierki (mogące również pracować w cyklu automatycznym, półautomatycznym). Jak 
i agregaty przeznaczone do pracy w liniach technologicznych. Ogólne tendencje 
w budowie współczesnych maszyn, to m.in.: poprawa dokładności wykonania oraz 
jakości powierzchni, stosowanie materiałów o podwyższonych właściwości oraz wpro- 
wadzanie niezawodnych układów sterowania, są bardzo widoczne także w rozwiąza- 
niach maszyn formierskich. Pozostaje to w bezpośrednim związku z jakością wykony- 
wanych form: równomiernym rozkładem gęstości, wysoką twardością, możliwością 
w niektórych przypadkach rezygnacji z rdzeni, zmniejszeniem pochyleń odlewniczych. 
Prowadzi to tym samym do poprawy jakości odlewów: stanu ich powierzchni oraz do- 
kładności wymiarowej. 


2. ANALIZA AKTUALNEGO STANU W ZAKRESIE MECHANIZACJI 
FORMIERNI 


Wyposażenie krajowych odlewni w indywidualne maszyny formierskie i linie 
odlewnicze jest bardzo zróżnicowane. Dotyczy to pochodzenia urządzeń, ich wieku oraz 
aktualnego stanu technicznego. W zakresie indywidualnych formierek dominują nie- 
wątpliwie maszyny wstrząsowo-prasujące typoszeregu FKT - dotychczasowego mono- 
polisty na rynku krajowym DOZAMETU - Nowa SÓl. Bardzo często można jednak 
spotkać maszyny tego typu innych producentów. Ilość eksploatowanych formierek 
mieści się w przedziale od 1000 do 2000, przy czym z reguły są to maszyny o długim 
okresie eksploatacji, nie spełniające aktualnych wymagań bhp głównie ze względu na 
hałas, a w przypadku większych jednostek, także wibrację. Można stwierdzić. że 
w większości maszyny te nie pozwalają na wykonanie form o wysokiej jakości. odpo- 
wiadającej aktualnemu światowemu poziomowi techniki formowania. Forn1ierki te 
prawie wyłącznie wykorzystywane są w indywidualnych gniazdach formowania do 
wytwarzania form dla krótkich serii odlewów. Z uwagi na niezbyt intensywną eksplo- 
atację w przypadku średnich jednostek ekwiwalentne poziomy hałasu (w ciągu 8 go- 
dzin) mogą mieścić się w zakresie dopuszczalnym. 
W ofercie krajowej (DOZAMET, FMO, TECHNICAL), jak i zagranicznej, do- 
stępne są zamienniki indywidualnych maszyn wstrząsowo-prasujących stosujące nowe 
techniki formowania: impulsową, strumieniowo-prasującą, wibracyjno-prasującą, ale 
również nadal oferowane są zmodernizowane maszyny wstrząsowo-prasujące. 
Wyposażenie krajowych odlewni w linie odlewnicze pochodzi głównie z lat sie- 
demdziesiątych. O ile w zakresie linii bezskrzynkowych dominują automaty firmy DI- 
SAMA TlC, to linie skrzynkowe pochodzą od różnych producentów. Kilka linii produk- 
cji krajowej (DOZAMET, PRODLEW) uzupełnianych jest różnorodnymi linianu po- 
chodzenia zagranicznego. Również w tym przypadku stopień wyeksploatowania urzą- 
dzeń jest znaczny, a zróżnicowanie producentów linii uniemożliwia ewentualną wymia- 
nę doświadczeń eksploatacyjnych oraz części zamiennych pomiędzy odlewniami Moż- 
na zaryzykować twierdzenie, że urządzenia te pracują jedynie dzięki dużemu doświad- 
czeniu służb remontowych zakładów w utrzymywaniu sprawności produkcyjnej maszyn 
i urządzeń linii. Systemy te oczywiście odbiegają znacznie od poziomu technicznego 
obecnie oferowanych linii wytwarzania odlewów.
>>>
Współczesne problemy... 


135 


W ostatnim okresie, w co najnmiej kilkunastu odlewniach, zainstalowano nowo- 
czesne maszyny formierskie (głównie produkcji HWS-SINTO Niemcy) oraz kilka kra- 
jowych maszyn nowej generacji. Potrzeby modernizacji są oczywiście znacznie więk- 
sze. Pomimo bardzo szerokiej orerty w tym zakresie (również krajowej) mogącej spro- 
stać każdym wymaganiom asortymentowym i lokalowym (modułowa budowa współ- 
czesnych linii) na przeszkodzie kompleksowej modernizacji rormierni w krajowych 
odlewniach stoi brak wystarczających środków własnych odlewni. Należy również 
wspomnieć, że często zmiana maszyn rormierskich w krajowych odlewniach następuje 
w drodze transakcji wiązanych, np. spłatą odlewami z bieżącej produkcj; odlewni. Tra- 
fiają wówczas do kraju maszyny rormierskie, wcześniej już eksploatowane o zróżnico- 
wanym stanie technicznym. Można przypuszczać, że wymagania jakościowe (ISO, 
certyfikacja) będą w najbliższym okresie podstawową przyczyną zmian w zakresie 
wyposażenia krajowych odlewni. 


3. MOŻLIWOŚCI I KIERUNKI MODERNIZACJI FORMIERNI 
NA PRZYKŁADZIE KRAJOWEJ ODLEWNI 


W kolejnych etapach mechanizacji rormierni wprowadza się maszyny rormierskie, 
zasobniki i dozowniki masy rormierskiej oraz układy podajników do transportu skrzy- 
nek rormierskich oraz rorm. W miarę zwiększania stopnia mechanizacji pogłębia się jej 
związek z organizacją produkcji. Powiązanie to szczególnie uwidacznia się w wysoko 
zmechanizowanych odlewniach o potokowym systemie produkcji. 
Mechanizacja krajowych odlewni w zakresie formierni oparta jest również na 
trzech głównych systemach. Pierwszy polega na małej mechanizacji rormowania ręcz- 
nego, a kolejne na tworzeniu zmechanizowanych i częściowo zautomatyzowanych 
stanowisk z formierkami FKT lub innymi oraz wprowadzaniu automatycznych linii 
rormierskich, zarówno skrzynkowych jak i z automatami do rormowania bezskrzynko- 
wego. 
Praktycznie największe znaczenie, ze względu na erekty ekonomiczne, ma eksplo- 
atacja automatycznych linii formierskich. Ich dobre funkcjonowanie zależy głównie od 
ograniczenia przestojów linii (strat czasu pracy) spowodowanych awariami urządzeń 
pracujących w linii, jak również czynnikami organizacyjno-technicznymi warunkują- 
cymi płynną pracę linii w całym systemie odlewni. 
Uznając, że poznanie przyczyn postojów z ich analizą oraz opracowaniem wy- 
tycznych do ich minimalizowania jest jednym z głównych zadań stojących przed krajo- 
wymi odlewniami, przedstawiono szereg przykładów. W tabelach l i 2 przedstawiono 
wyniki badań pracy przykładowych linii rormierskich eksploatowanych w kilku krajo- 
wych odlewniach. 
Analiza danych wykazała, że powodem naj częstszych postojów linii automatycz- 
nych, poza częstymi wymianami płyt modelowych, są awarie [1,2]: 
- automatu rormierskiego, 
- urządzeń stanowiska wybijania odlewów, 
- automatu do zalewania, 
- przenośnika rorm. 
Występowały również postoje wynikające z uwarunkowań organizacyjno- 
technicznych oraz awarii urządzeń wspólpracujących z linią. Przyczyną ich był: 
- brak metalu wskutek małej wydajności topialni oraz zakłóceń w jego transporcie, 
- brak masy spowodowany awariami urządzeń stacji przerobu mas, awariami prze- 
nośników czy też nieodpowiednimi parametrami masy rormierskiej.
>>>
136 


K. Smyksy, K. Schroeder, K. Sujkowski 


Tabela l. Zestawienie strat czasu pracy linii odlewniczych z automatami do formowania bez- 
skrzynkowego oraz ich przyczyn [2] 


Nazwa Czas postoju w stosunku do dyspo- Wskaźnik wyko- 
i oznaczenie nowanego czasu pracy w % Postoje rzystania czasu 
automatu for- awane maszyn uwarunkowania razem pracy linii 
mierskiego i urządzeń linii organizacyjno- % % 
automatycznej techniczne 
DISA 2013 10,7 6,9 17,6 82,4 
DISA 2013 14,5 11,4 25,9 74,1 
DISA 2013 7,1 2,8 9,9 90,1 
DISA 2013 5,5 2,8 8,3 91,7 
DISA 2032 6,5 2,7 9,2 90,8 
DISA 2032 12,8 13,7 26,5 - 73,5 
DISA 2032 20,1 6,6 26,7 73,5 
WEBAC 10,4 4,6 15,0 85,0 


Tabela 2. Zestawienie strat czasu pracy linii wytwarzania odlewów w skrzynkach [l] 


Czas postoju w stosunku do Postoje Wskaźnik 
Oznaczenie dysponowanego czasu pracy w % wykorzystania 
analizowanej uwarunkowania razem 
awane maszyn % czasu pracy 
odlewni i urządzeń linii organIzacYJno- linii 
automatycznej techniczne % 
Odlewnia I 25,8 34,7 60,5 39,5 
Odlewnia II 19,0 37,1 56,1 43,9 
Odlewnia III 31,1 10,0 41,1 58,9 
Odlewnia IV 17,0 19,9 36,9 63,1 
Odlewnia V 18,0 25,8 43,8 56,2 


Wymieniope przyczyny postojów występowały we wszystkich badanych odlew- 
niach i w zasadzie nie uległy zmianom w ostatnim okresie czasu. Należy tu także pod- 
kreślić, że najczęściej występujące w odlewach wady odlewnicze takie jak: zaprószenia. 
obciągnięcia, zabielenia, oberwania, przestawienia, są ściśle związane z wyposażeniem 
linii, funkcjonowaniem urządzeń linii, jak również technologiami i urządzeniami je 
realizującymi, 
Proponowane dzialania w celu zmniejszenia ilości braków wiążą się z mechanizacją 
procesów technologicznych w odlewni. Wyróżnić można przy tym cztery podstawowe, 
zestawione poniżej. 
l. Wprowadzanie nowych technologii w zakresie modyfikacji żeliwa szarego oraz rozsze- 
rzania stosowania żeliwa sferoidalnego - dotyczy to głównie automatycznych urządzeń 
do modyfikacji i sferoidyzacji żeliwa w kadzi, na strudze metalu i w formie_ Te zagad- 
nienia dawniej w małym, a obecnie w większym zakresie, stwarzają w odlewniach nowe 
problemy. 
2. Stosowanie masy formierskiej o odpowiednich parametrach - wiąże się to z nowo- 
czesnym wyposażeniem stacji przerobu mas, odpowiednim zaprojektowaniem cią- 
gów urządzeń w obiegu masy, utrzymywaniem w sprawności urządzeń odpylają- 
cych i kontrolnych. 
3. Stosowanie ciekłego metalu o odpowiednich parametrach, co może zapewnić odpo- 
wiedni dobór pieców w topialni i dobra organizacja transportu.
>>>
Współczesne problemy... 


137 


4. Prawidłowa praca automatu formierskiego, którą umożliwia dostarczanie masy 
formierskiej o optymalnych parametrach (prawidłowe zagęszczenie form) oraz 
utrzymywanie w sprawności mechanizmów automatu, poprzez serwis części za- 
miennych i regularne przeglądy. 


4. PODSUMOWANIE 


Z analizy zebranych danych eksploatacyjnych wynika, że wskaźniki wykorzysta- 
nia czasu pracy linii wahają się od ok. 73 % do 92 % dla linii bezskrzynkowych oraz od 
ok. 40 % do 63 % dla linii skrzynkowych. Tak duże różnice wynikają raczej z nieprecy- 
zyjnego (w niektórych odlewniach) rejestrowania postojów linii niż różnic w organiza- 
cji i wydajności pracy. 
Można stwierdzić, że wyposażanie krajowych formierni w automatyczne linie 
formierskie, szczególnie bezskrzynkowe oparte na klasycznych masach bentonitowych, 
jest ekonomicznie uzasadnione. W porównaniu z iImymi systemami technologii wykonywa- 
nia form charakteryzują się one wysoką wydajnością produkcji odlewów o zadowalającej 
jakości przy oszczędności powi()rzchni produkcyjnej (mniejszej 025730 %) oraz niewiel- 
kim zatrudnieniu. Zakres ich zastosowania ogranicza jednak asortyment wykonywanych 
odlewów. 
Z zebranych w ostatnich latach danych wynika, że analizowane automatyczne linie 
formierskie wykazują systematyczny wzrost wskaźnika wykorzystania czasu pracy linii. 
Analiza danych statystycznych pozwala wnioskować, że występują tendencje do 
znmiejszania liczby odlewni i koncentracji produkcji odlewów. Wiąże się to z dalszym 
doskonaleniem pracy automatycznych linii formierskich, dopracowywaniem urządzeń 
towarzyszących i wprowadzaniem nowych technologii (np. szybki wzrost produkcji 
odlewów z żeliwa sferoidalnego). 
Należy mieć jednak na uwadze zasadniczą różnicę w sposobie eksploatacji linii, 
obecnie, w związku z ilościowym ograniczaniem produkcji odlewów, jest on bliski 
zalecanemu: jedna zmiana produkcyjna, druga remontowa. 
Większość eksploatowanych linii znacznie odbiega poziomem od najnowszych 
rozwiązań techniki. Wydaje się, że rezerwy związane z organizacją produkcji, służb 
utrzymania ruchu zostały już wyczerpane. 
W najbliższym okresie nieunikniona będzie modernizacja wyposażenia formierni 
w wielu krajowych odlewniach. 
Zmiana linii formierskiej stanowi bardzo znaczący koszt i niewiele zakładów bę- 
dzie w stanie samodzielnie go pokryć. Stosunkowo najłatwiej wyposażyć gniazda for- 
mowania w zmodernizowane maszyny formierskie. 


LITERA TURA 


[I] Gregoraszczuk M., Schroeder K., Smyksy K.: Analiza wybranych skrzynkowych linii wy- 
twarzania odlewów. Eksploatacja urządzeń odlewniczych. Prace Ogólnopolskiej Konrerencji 
Naukowo-Technicznej, Uniejów, str.135, 1985. 
[2] Gregoraszczuk M., Smyksy K., Schroeder K.: Isliedowanje nadieżnosti i stiepieni ispolzo- 
wanja awtomaticzeskich linii izgotowlenja otIiwok. Mieżwuzowskij Zbornik Naucznych 
Trudow, Moskowskij A wtomobiliestroitielnyj lnstitut, Moskwa, 1989. 
[3] Fedoryszyn A, Smyksy K., Bobok L.: Maszyny i urządzenia odlewnicze na targach CAST- 
EX i FONDE-EX' 96. Przegląd Odlewnictwa, 11, str. 228, 1996. 
[4] Smyksy K.: Analiza metod rormowania i konstrukcji maszyn rormierskich. Modernizacja 
maszyn rormierskich, wstrząsowo- prasujących. Prace własne AGH, Kraków.
>>>
138 


K. Smyksy, K. Schroeder, K. Sujkowski 


CURRENT PROBLEMS OF POLISH FOUNDRIES IN ASPECTS 
OF MOULDING PLANT MECHANIZATION 


Summary 


On the base ol' technical review of modern moulding machines and mouldmg lines, the 
present state or moulding plant mechanization in Polish Foundries has ocen analysed. The authors 
underline some aspects which are considerably int1uencing on the operation ol' moulding lines 
Some data from chosen Polish Foundries have been presented.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


PRZEGLĄD AKTUALNYCH ZAGADNIEŃ MECHANIZACJI 
I AUTOMATYZACJI ODLEWNICZYCH PROCESÓW 
TECHNOLOGICZNYCH 


Mirosław Gregoraszczuk, Krzysztor Smyksy, Aleksander Fedoryszyn 


Akademia Gómiczo-Hutnicza w Krakowie, Wydział Odlewnictwa, 
ul. Reymonta 23, 30-059 Kraków 


Podkreślając rozwój mechanizacji i automatyzacji procesów odlewniczych, wska- 
zano na jego aktualne tendencje. Przedstawiono skrótowy przegląd współcze- 
snych zagadnień mechanizacji i automatyzacji odlewniczych procesów technolo- 
gicznych. 


1. WSTĘP 


Rozwój mechanizacji oraz automatyzacji technologicznych procesów odlewni- 
czych wynika ze wzrastających wymagań co do jakości i dokładności wymiarowej 
odlewów. Sprzyja temu również duże zapotrzebowanie na odlewy oraz konieczność 
zapewnienia właściwych warunków pracy i spełnienia wymogów sozologii. 


2. TENDENCJE ROZWOJOWE MECHANIZACJI I AUTOMA TYZACJI 
PROCESÓW ODLEWNICZYCH 


Współczesne tendencje rozwojowe dotyczą poszerzenia i doskonalenia mechaniza- 
cji, a zwłaszcza automatyzacji procesów technologicznych. Koniecznością stało się przy 
tym uwzględnienie wymogów dotyczących: wysokiej wydajności, niskiej energochłon- 
ności oraz bezpieczeństwa pracy [4]. 
Szczególny rozwój automatyzacji procesów odlewniczych związany jest, podobnie 
jak w iIUlych technikach wytwarzania, z rozwojem mikroelektroniki. 
Oferowane obecnie maszyny i urządzenia odlewnicze z reguły wyposażone są 
w systemy sterowania wykorzystujące nowoczesną technikę mikroprocesorową. Doty- 
czy to zarówno indywidualnych maszyn, wyposażonych w sterowniki PLC, jak też 
złożonych systemów wymagających kompleksowej automatyzacji. Systemy typu linii 
wytwarzania odlewów czy linii przerobu masy używanej zawierają wiele maszyn 
i urządzeń polączonych środkami transportu w ciągu technologicznym. Systemy auto-
>>>
140 


M. Gregoraszczuk, K. Smyksy, A. Fedoryszyn 


matyki cyfrowej, wykorzystywane do sterowania pracą linii, wyposażone są w bogate 
oprogramowanie realizujące również funkcje kontrolne, diagnostyczne i rejestrujące. 
Zapewniona jest również wizualizacja pracy urządzeń. 
Dzięki automatyzacji procesów odlewniczych osiągnięto istotną poprawę przebie- 
gu procesu technologicznego polegającą na osiąganiu większych dokładności wymia- 
rowych wykonywanych form, stabilizacji właściwości masy formierskiej itp. 
Obecny poziom, układów sterowania typu sekwencyjnego stosowanych w liniach 
odlewniczych, należy uznać za bardzo wysoki. Stosowane są już obecnie elastyczne 
systemy automatyzacji. Umożliwiają one szeroki zakres zmian parametrów pracy urzą- 
dzeń, wchodzących w skład gniazd i linii, w zależności od zmian asortymentu wykony- 
wanych odlewów [7]. 
W zakresie regulacji ciągłej procesów odlewniczych poprzez układy ze sprzęże- 
niem zwrotnym wiele zagadnień pozostaje nadal nie rozwiązanych w sposób zadowa- 
lający, Podstawową przyczyną tego stanu jest złożoność procesów odlewniczych (np. 
procesu topienia, sporządzania mas), będących w sensie automatyki z reguły nielinio- 
wymi obiektami o wielu wejściach i wyjściach, pracującymi w warunkach dużych za- 
kłóceń. Podstawy teoretyczne powyższych procesów również nie są kompleksowo 
opracowane, co oczywiście utrudnia ich automatyzację. 


3. PRZEGLĄD PODSTAWOWYCH WYBRANYCH ODLEWNICZYCH 
PROCESÓW TECHNOLOGICZNYCH 


Problemy mechanizacji i automatyzacji procesów odlewniczych poruszono skrótowo 
ograniczając się do wybranych, podstawowych procesów technologicznych. Omówiono je 
w kolejności zgodnie z przebiegiem procesu wytwarzania odlewów w szeroko i po- 
wszechnie stosowanej technologii wilgotnych mas formierskich z bentonitem. 
3. I. Przygotowanie i sporządzanie bentonitowych mas formierskich 
Proces przygotowania formierskich mas używanych, a następnie proces sporzą- 
dzania tych mas (z dominującą operacją mieszania) można dziś określić jako dobrze 
zmechanizowany, jak też zautomatyzowany. Odnosi się to do poszczególnych maszyn 
i urządzeń mechanizujących te procesy, jak również do tzw. zagregowanych stacji czy 
też linii przygotowania i sporządzania mas. 
Należy podkreślić dalszy postęp w budowie homogenizatorów i ich przemysło- 
wych zastosowaniach. Odnosi się to również do wieloczynnościowych bębnów. W re- 
zultacie osiąga się stąd korzyści związane ze stabilizacją wilgotności, temperatury 
i jednorodności używanej masy formierskiej, a także niezmienności właściwości masy 
oraz obniżenie kosztu procesu mieszania [2,7]. Na uwagę zasługuje również doskonalo- 
na i poszerzana produkcja oraz rosnące przemysłowe zastosowania nowej generacji 
mieszarek, okresowego bądź ciągłego działania, charakteryzujących się tzw. dynamicz- 
nym procesem mieszania [2]. Chodzi tu o dU7..ą intensywność mieszania połączoną 
z dynamicznym przewarstwianiem oraz rozluźnianiem i przewietrzaniem. Mieszarki 
tego rodzaju, przy relatywnie niedużych gabarytach, mogą realizować proces mieszania 
w sposób dynamiczny i wydajny, dając w efekcie dobre właściwości masy formierskiej. 
Nowoczesne systemy sterowania procesem przerobu masy wyposażone są w liczne 
przetworniki mierzące takie wielkości jak: temperaturę i wilgotność masy formierskiej, 
natężenie jej przepływu oraz inne właściwości masy, np. gęstość pozorną. W oparciu 
o dokonane pomiary realizowany jest proces odświeżania masy.
>>>
Przegląd aktualnych zagadnień... 


141 


3.2. Proces wykonywania rorm 


Proces rormowania, dominujący w procesie wytwarzania, charakteryzuje się cią- 
głym doskonaleniem. Widoczny jest postęp zarówno w zakresie rozwiązań maszyn 
rormierskich, będących dziś sprawnymi wielofunkcyjnymi agregatami nierzadko 
w pełni zautomatyzowanymi, jak również prób wdrażania nowych zmechanizowanych 
metod formowania. W ostatnich latach na szczególną uwagę zasługują tzw. dynamiczne 
metody rormowania: impulsowego i eksplozyjnego zagęszczania oraz dynamicznego 
prasowania [2]. Odnotować można powtórne (po dziesiątkach lat) zainteresowanie 
unowocześnionym procesem formowania metodą wibroprasowania [1,3,4]. Metody dy- 
namiczne, charakteryzujące się dużymi prędkościami derormacji masy, sprzyjają uzy- 
skiwaniu korzystnych efektów zagęszczania. Dalszemu rozwojowi podlega tzw. proces 
Seiatsu [2,3.4], realizacja którego wiąże się z przepływem powietrza przez warstwę 
masy w formie z następującym po tym prasowaniem. 
Ze względu na wymagania w zakresie bezpieczeństwa pracy zdecydowaną więk- 
szość nowych rozwiązań maszyn należy uznać za bezpieczne [8]. 
Dwuetapowe zagęszczanie zwykle jest regułą zarówno przy formowaniu bez- 
skrzynkowym jak i przy wytwarzaniu odlewów w skrzynkach [7]. W automatach do 
rormowania bezskrzynkowego wstępny stopień zagęszcz.ania masy formierskiej uzy- 
skuje się metodami dmuchowymi, w tym także metodą podciśnieniową lub przez zasy- 
pywanie grawitacyjne masy do komór formowania. Ostateczne zagęszczenie uzyskuje 
się przez prasowanie masy pod średnimi lub wysokimi naciskami, za pomocą płyt pra- 
sujących lub płyt modelowych. Stosowany jest również sposób polegający na dwu- 
stronnym prasowaniu masy formierskiej, któremu towarzyszy jej przedmuchiwanie 
sprężonym powietrzem, dostarczanym za pomocą odrębnego zespołu zaworowego. 
Wprowadza się także podciśnieniowe zasysanie masy do komór formowania, przy czym 
stosuje się zawory pozwalające na dynamiczne, impulsowe obniżenie ciśnienia 
w przestrzeni kasety płyty modelowej i w komorach roboczych, polączonych ze zbiornikanll 
próżniowymi. 
Linie do formowania bezskrzynkowego są zazwyczaj wyposażone w automatyczne 
urządzenia do zalewania rorm oraz urządzenia obciążające formy o poziomej plasz- 
czyźnie podzialu. Pomimo dodatkowych urządzeń uzyskuje się zwartą strukturę poprzez 
stosowanie platform obrotowych lub liniowego, pionowo-zamkniętego układu przeno- 
śników [7]. 
Struktury automatycznych linii do rormowania w skrzynkach są bardziej rozwi- 
nięte. Oprócz bowiem wyposażenia występującego w liniach do formowania bez- 
skrzynkowego, dodatkowo występują urządzenia do składania form, sprawdzania ich 
jakości wykonania (układy luster, kamery przemysłowe i monitory telewizyjne), trans- 
portu, obciążania wypychania pakietu itd. Rytm pracy linii wyznaczają cykle pracy 
agregatów i automatów, a utrzymywany jest on za pomocą poziomo lub i pionowo 
zamkniętej pętli przenośnika odlewniczego (wózkowego). Kolejne operacje, składające 
się na wytwarzanie rorm i dalej odlewów, realizowane są przez urządzenia, które 
umiejscowione są wewnątrz lub na zewnątrz pętli przenośnika wózkowego. Linie 
skrzynkowe pozwalają na automatyzację produkcji wieloasortymentowej odlewów, co 
gwarantuje im zachowanie pr.lez najbliższy okres ich znaczenia i stosowania. Decydu- 
jące w tym względzie są: większa elastyczność technologiczna, szybkość przezbrajania 
przy zmianie asortymentu. Dzięki stosowaniu segmentowych płyt modelowych można 
je stosować również przy produkcji małoseryjnej. Zakres automatyzacji operacji techno- 
logicznych, realizowanych w cyklu pracy linii, został znacznie rozszerzony. Obejmuje
>>>
142 


M, Gregoraszczuk, K. Smyksy, A. Fedoryszyn 


również zalewanie i wybijanie odlewów wraz z wymianą oprzyrządowania linii [7]. 
W nowoczesnych maszynach i urządzeniach odlewniczych stosowane są mikroproceso- 
rowe systemy automatyzacji: programowalne regulatory-sterowniki oraz systemy wizu- 
alizacji, demonstrujące stan przebiegu procesów i pracy urządzeń. 
3.3, Proces wybijania odlewów 
Jest to proces uciążliwy z uwagi na towarzyszące jemu zjawiska emisji znacznej 
ilości ciepła, pyłu i gazów, a także hałasu. Wieloletnie próby ograniczenia powyższych 
zagrożeń nie przyniosły wystarczająco zadowalających wyników. Dominuje proces 
wybijania przy użyciu tzw. krat wibracyjnych [2], jako stosunkowo uniwersalny; po- 
mimo postępu w zakresie jego hermetyzacji oraz odpylania - w dalszym ciągu wymaga 
on lepszych rozwiązań. 
Poszerzył swój zakres zastosowania zmechanizowany proces mechanicznego wy- 
pychania ze skrzynek formierskich pakietu masy z odlewami. Większymi jednak moż- 
liwościami charakteryzują się pneumatyczne metody opróżniania skrzynek z ich za- 
wartości, takie jak: wcześniejsza próżniowa oraz impulsowa wysoko- i niskociśnienio- 
wa, Metoda impulsowa, niskociśnieniowa oraz jej mechanizacja jest pomysłem, a także 
opracowaniem autorów referatu, zrealizowanym w Katedrze Mechanizacji i Automaty- 
zacji Odlewni AGH [5,6]. 
Korzystnym rozwiązaniem jest wyjmowanie z formy odlewów przed jej wybiciem 
lub wypchnięciem ze skrzynki. Wyjmowanie odlewów po ściśle określonym czasie 
pozwala na ograniczenie destrukcji termicznej składników masy formierskiej, zmniej- 
szenie ilości masy zużytej oraz na uproszczone odświeżanie masy obiegowej, Przyczy- 
nia się to ograniczenia zużycia materiałów formierskich oraz zmniejszenia nakładów na 
materiały oraz ich obróbkę [6]. 
3 .4. Procesy oczyszczania i wykańczania odlewów 
Procesy te w dalszym ciągu pozostają szczególnie uciążliwe i szkodliwe dla oto- 
czenia [2,8]. W mechanizacji procesu oczyszczania dominuje metoda strwnieniowa, 
rzutowa, natomiast w produkcji jednostkowej i małoseryjnej średnich i dużych odlewów 
- metoda strwnieniowa pneumatyczna [2]. Postęp dotyczy zarówno doskonalenia urzą- 
dzeńjak i jakości czyściwa, przy czym istotne są dążenia do poprawy warunków pracy 
obsługi i ich bezpieczeństwa. 
Mechanizacja innych metod oczyszczania odlewów jest zróżnicowana i zależna od 
zakresu ich stosowania. 
Proces tzw. wykańczania odlewów obejmuje głównie operacje związane 
z usuwaniem układów wlewowych i zasilających oraz wykańczaniem powierzchni 
odlewów [2]. Operacje te w wielu przypadkach wykonywane są ręcznie mimo zagrożeń 
i niskiej wydajności. Wyjątkiem jest tu jedynie szlifowanie czy obcinanie. 
W przypadkach postępującej mechanizacji omawianych operacji dąży się także do ich 
automatyzacji. Przykładem może być operacja szlifowania, zwłaszcza przy masowej 
produkcji odlewów. Wprowadza się komputerowe numeryczne sterowanie obrotem 
odlewu i ruchami wzdłużnymi t
zy szlifierskiej. Wprowadza się zdalne sterowanie 
szlifierkami wahliwymi przy obróbce średnich i dużych odlewów, a także telemanipu- 
latory przy szlifowaniu. Automatyzacja wprowadzane jest także w operacjach przecina- 
ma. 
Postęp i rozwój w omawianym zakresie jest jednak uwarunkowany szeregiem 
czynników technicznych, a zwłaszcza ekonomicznych, Z tego też powodu postęp za- 
chodzi raczej wycinkowo i zbyt wolno.
>>>
Przegląd aktualnych zagadnień ... 


143 


4. PODSUMOWANIE 


Mechanizacja i automatyzacja wprowadzana jest w zróżnicowanym stopniu. Za- 
kres realizacji wynika ze złożoności realizowanych procesów i specyfiki produkcji 
odlewów. 
Wyraźny postęp w mechanizacji i automatyzacji dotyczy zwłaszcza procesów 
\vytwarzania rorm i rdzeni oraz przerobu masy formierskiej. Oferowane są wysokowy- 
dajne linie z automatami formierskimi oraz zmechanizowane linie z nowoczesnymi 
maszynami i urządzeniami odlewniczymi, w których stosowane są mikroprocesorowe 
systemy automatyzacji. 
Brak jest odpowiednich rozwiązań mechanizujących kompleksowo proces oczysz- 
czania odlewów. Z tego też względu aktualne są i uzasadnione poszukiwania takiej 
technologii, która ograniczałaby lub wręcz eliminowała proces oczyszczania odlewów. 


LITERA TURA 


[l] Bast lM., Gregoraszczuk M.: Vibropressing in the proces s or mechanized moulding. Zesz. 
Nauk. AGI-L Metalurgy and Foundry Engineerinng. Vo121, Nr l, str. 49,1996. 
[2J Gregoraszczuk M.: Maszynoznawstwo odlewnicze. Wyd. AGH, Kraków 1994. 
[3] Gregoraszczuk M.: Modern methods ormould production. Ekonomics and Ecology ol' Foun- 
dry Productionn. '96. 3th International Engineering Faiir, Nitra - Słovakia, str. 48, 1996. 
[4] Gregoraszczuk M.: Nowoczesne rozwiązania w mechanizacji rormowania. I Krajowa Konte- 
rencja Naukowa, Materiałoznawstwo - Odlewnictwo - Jakość. Polit. Krakowska, str. 25, 
Kraków 1977. 
[5J Gregoraszczuk M., Smyksy K., Fedoryszyn A: Vibivka liti
inych rorm impulsom niskogo- 
davlenija. Litiejnoje Proizvodstvo , nr 4, str. 22, 1996. 
[6] Gregoraszczuk M., Smyksy K. Fcdoryszyn A i in.: Badanie i analiza procesu pneumatyczne- 
go wyhijania. Projekt badawczy nr 7 S202 012 05, KBN, Kraków 1995. 
I7J Praca zhiorowa: Zebranie danych o światowych tendencjach w zakresie rozwoju technologii 
odlewniczych z uwzględnieniem problematyki ochrony środowiska. Temat II: Maszyny i Me- 
chanizacja Procesów Odlewniczych, Część II: Maszyny i urządzenia do wytwarzania rorm 
i rdzeni odlewniczych. Wyposażenie gniazd i linii rormierskich. Urządzenia do wybijania 
odlewów. Praca naukowo-badawcza AGH w ramach projl:ktu zamawianego KBN, realizowa- 
nego prLez lnstytut Odlewnictwa, Kraków, 1995-96. 
[8] Smyksy K., Gregoraszczuk M., Fedoryszyn A: Ocena wybranych maszyn odlewniczych w 
aspekcie emisji hałasu. Materiały I Międzynarodowej Konterencji "Research-Development- 
Production in Foundry", Słovakia, Koszyce] 998 (w druku). 


THE REVIEW OF CURRENT PROBLEMS OF SOME FOUNDRY 
PROCESSES MECHANIZATION AND AUTOMATIZATION 


Summary 


Some aspects ol' mechanization and automatisation ol' chosen roundry processes have been 
described. The authors pay special attention to the role ol' mechanization and automatization or 
t'oundry process ror improvement both castings quality and industrial satety. He described proh- 
lems mainly have been concemed with green sand technology. Some remarks about the present 
situation ol' polish roundries in mentioned area have been given.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) -1998 


OCENA METODY SFEROIDYZOW ANIA ŻELIWA 
PRZY WYKORZYSTANIU PRZEWODU ELASTYCZNEGO 


Edward Guzik, Michał Porębski 


Wydział Odlewnictwa Akademii Górniczo-Hutniczej, 
ul. W. Reymonta 23, 30-059 Kraków 


W pracy przedstawiono metodę zabiegu sreroidyzowania żeliwa przy użyciu spe- 
cjalnego przewody elastycIDego (tzw. metoda "drutowa"). Technikę tę zastoso- 
wano dla żeliwa wytapianego w żeliwiaku. Ustalono zużycie tego przewodu 
w zależności od zawartości siarki w żeliwie wyjściowym i masy sreroidyzowane- 
go żeliwa. Omawianą metodę przewodu elastycIDego można z powodzeniem wy- 
korzystać w wielu krajowych odlewniach. 


l. WPROWADZENIE 


Żeliwo wysokojakościowe, którego właściwości kształtuje rodzaj eutektyki grafi- 
towej z wydzieleniami grafitu kulkowego bądź wermikularnego (z ang, grafit "robacz- 
kowy"), znajduje w kraju coraz szersze zastosowanie na różnego rodzaju części ma- 
szyn i urządzeń. Udział produkcji żeliwa sferoidalnego w ogólnej produkcji odlewów 
ze stopów żelaza jest obecnie traktowany jako niewątpliwy wskaźnik nowoczesności 
przemysłu odlewniczego w danym kraju. Ponadto, wytwarzanie wielu różnego rodzaju 
elementów finalnych z tego gatunku żeliwa, przyczynia się do unowocześnienia róż- 
nych gałęzi przemysłu maszynowego. W krajach wysoko uprzemysłowionych, produk- 
cja odlewów z żeliwa sferoidalnego w stosunku do innych gatunków żeliwa z wydzie- 
leniami grafitu płatkowego jest dość znaczna, co pokazują dane zestawione w tabeli l 
[1,2], w której dla celów porównawczych podano także wielkości produkcji odlewów ze 
staliwa i stopów metali nieżelaznych. Wielkość produkcji żeliwa sferoidalnego w kraju 
szacuje się w roku 1996 na poziomie 96 tysięcy ton [3]. 
W takich krajach, jak np. Francja, USA, RFN czy Chiny, stosunek produkcji od- 
lewów z żeliwa sferoidalnego do ogólnej masy produkowanego żeliwa wynosi odpo- 
wiednio: 47,2; 37,8; 32,0; 14,8 %, natomiast w Polsce i we Wspólnocie Niepodległych
>>>
146 


E. Guzik, M. Porębski 


Państw wskaźnik ten jest niekorzystny i wynosi odpowiednio: 9,6 i 3,3 %. Udział od- 
lewów z żeliwa sferoidalnego w przemyśle krajowym wykazuje jednak od kilku lat 
tendencję wzrostową i już np. w roku 1997 szacuje się tę produkcję na poziomie około 
120 tys. [4]. 


Tahela I. Produkcja odlewów w świecie w 1995 roku [l] oraz w latach 1993-94 [2], tys, ton 


Żeliwo 
Kraj Staliwo 
szare sreroidalne ciagliwe razem 
625 70 30 725 78 
Polska 584* 59* 28* 673* 71* 
563** 52** 28** 643** 67** 
Francja 961* 869* 10* I. 840* 136* 
RFN 2.174 1.062 77 3.313 184 
Chiny 7.303 1.341 422 9066 1.610 
W.N.P. 8.240 305 800 9.345 960 
USA 5.831 3.691 234 9.756 1.290 
Polska 1.690 24 69 1.783 312 
1972 rok 


Oznaczenie: . - produkcja w roku 1994, ** - produkcja w roku 1993 


2. SPOSÓB SFEROIDYZOW ANIA ŻELIWA PRZY UŻYCIU PRZEWODU 
ELASTYCZNEGO 


Wytopy przeprowadzono w Odlewni F AP-ZETKAMA, gdzie metal wytapia się 
w żeliwiaku o średnicy 800 mm pracującym z zastosowaniem dmuchu, podgrzanego do 
temperatury 250+350 oC i wzbogaconym w tlen (instalacja tlenu firmy LINDE - GAZ). 
O ile w czasie topienia żeliwa w piecach indukcyjnych można zapewnić (przy odpo- 
wiednio dobranych materiałach wsadowych, m.in. surówka typu JAK) małą zawartość 
siarki, to jej znaczne zwiększenie występuje podczas procesu żeliwiakowego (siarka 
pochodząca z koksu), co przy zastosowaniu klasycznych metod sreroidyzacji, praktycz- 
nie utrudnia prowadzenie zabiegu sferoidyzowania żeliwa. Stąd też dla potrzeb tej 
odlewni zaadaptowano metodę przewodu elastycznego, jako optymalną i wyczerpującą 
aspekty ekonomiczne oraz bhp. Schemat zainstalowanego urządzenia do zabiegu sfe- 
roidyzowania pokazano na rysunku l. Przy pomocy dozownika (3) (tzw. podajnik rol- 
kowy) wprowadzano do kadzi smukłej z ciekłym żeliwem wymagany odcinek przewo- 
du elastycznego sferoidyzującego (typu INFORM-MAG o średnicy 13 mm produkcji 
SKW Trostberg), pobieranego ze specjalnej "szpuli"(4). Długość wprowadzanego 
przewodu sferoidyzujacego, w zależności od masy cieklego żeliwa i zawartości siarki, 
obliczano z zależności [5-7]: 


1= [(0,76. f1S)+Mg kr ]' m z 
Mg uzysk ,Mg p , 


m 


(1) 


gdzie: 


f1S = S]-S2 - zawartość siarki w żeliwie odpowiednio przed po wpro- 
wadzeniu Mg, %,
>>>
Ocena metody sferoidyzowania ... 


147 


Mg kr - minimalna zawartość Mg, jaka ma pozostać w żeliwie (tzw. 
"krytyczna zawartość Mg"), %, 
m ż - masa sferoidyzowanego żeliwa w kadzi, kg, 
Mg p - ilość magnezu w l m przewodu sferoidyzującego (w naszym 
przypadku zawartość Mg = 47 g/m), 
0,76 - współczynnik wynikający z przeliczenia mas atomowych siarki 
i magnezu, 
Mg uzysk - uzysk magnezu (stały wynoszący 40 %). 
L. 


2 
------- .... 


l. 
----- 


1 
-......... 
"- 
......... 


Rys.1 Ogólny schemat stanowiska do zabiegu sreroidyzowania żeliwa metodą przewodu 
elastycznego; I - kadź z ciekłym metalem, 2 - ogniotrwała pokrywa, 3 - podajnik rolko- 
wy, 4 - "szpula" z elastycznym przewodem sreroidyzującym, 5 - elektroniczny pulpit ste- 
rowniczy, 6 - odciąg gazów 


Po wprowadzeniu do ciekłego żeliwa wymaganej zawartości Mg, kadź transpor- 
towano na specjalne stanowisko i w czasie przelewania metalu do kadzi rozlewniczych 
wprowadzano modyfikator grafityzujący typu SB-5 (2 % Ba; 1,5 % Al; 1% Ca; Si i Fe 
- reszta), a następnie odlewano wlewki wytrzymałościowe typu "U". Istotnym elemen- 
tem procesu sferoidyzowania żeliwa przy wykorzystaniu przewodu elastycznego jest 
odpowiednia prędkość wprowadzenia odcinka przewodu do ciekłego metalu w kadzi 
i w rozpatrywanym przypadku wynosiła ona 0,28 m/s. 


3. WYNIKI BADAŃ I ICH ANALIZA 


Wyniki badań właściwości mechanicznych: wytrzymałości na rozciąganie Rm, 
""ydłużenia As i twardości HB z 18 wytopów żeliwa po zabiegu sferoidyzowania 
i modyfikowania przedstawiono w tabeli 2. 
W początkowym okresie badań otrzymano grafit kulkowy nieregularny Gf8 i regularny 
Gf9. natomiast w strukturze żeliwa z 5 ostatnich wytopów uzyskano jedynie grafit regularny. 
W pierwszych wytopach z uwagi na zwiększoną zawartość Mn (0,270,4 %) otrzymano 
żeliwo sferoidalne charakteryzujące się niskimi wartościami wydłużenia As. Zmniejszenie 
zawartości Mn w żeliwie do poziomu 0,15 % (przy zapewnieniu 2,5-':-2,7 % Si) powoduje 
stopniowe zwiększanie udziału ferrytu w osnowie metalowej (do ok. 90 %), a tym samym 
zapewnienie wydłużenia As w zakresie 16-':-25 %, przy wartościach R.n na poziomie 
500 MPa i twardości I 6(}-:-- 180 jednostek HB.
>>>
148 


E. Guzik, M. Porębski 


Tabela 2. Wyniki badań mechanicznych 


Nr Wytrzymałość na rozciąganie Wydłużenie Twardość 
wytopu Rm, MPa As, % HB 
] 530 6 ]97 
2 532 10 183 
3 590 6 205 
4 640 11 ]87 
5 550 12 179 
6 545 10 178 
7 538 1],4 ]83 
8 543 10,5 179 
9 650 8,4 156 
10 571 13,5 183 
11 680 10 230 
12 577 ] 8,5 178 
13 558 15,7 176 
14 525 25,7 163 
15 532 24,2 170 
16 525 ] 8,5 160 
17 548 19,5 179 
18 5]2 23,5 164 


Przeprowadzona próba udarności w obniżonej temperaturze wykazała, że próbki 
żeliwa zawierającego ok. 2,4 % Si, o osnowie ferrytycznej, umożliwiają otrzymanie 
wymaganych wartości udarności KU = 13,4 J, które przy odpowiedniej wartości Rm 
i As pozwalają zaklasyfikować to żeliwo sferoidalne jako gatunek 400-l8L. 


4. ANALIZA METODY PRZEWODU ELASTYCZNEGO W ODNIESIENIU 
DO INNYCH TECHNIK SFEROIDYZOW ANIA ŻELIW A 


Proces otrzymywania żeliwa sferoidalnego i żeliwa z wykorzystaniem Mg lub je- 
go stopów, a w tym zawartego w przewodzie elastycznym, tzw. "metoda dmtowa" 
(ang. Cored Wired Injection Method), składa siQ z wielu działań metalurgicznych 
W prżypadku wytapiania żeliwa w żeliwiaku niezbędne staje się na ogół przeprowa- 
dzenie odsiarczania ciekłego metalu, gdyż siarka (pochodząca z koksu) intensywnie 
reaguje z magnezem zwiększając jego zużycie. Proces ten jest zbędny przy wykorzy- 
staniu do topienia metalu pieca elektrycznego. Wprowadzanie Mg lub jego stopów jest 
operacją najtrudniejszą w procesie wytwarzania żeliwa sferoidalnego. z uwagi bowiem 
na niską temperaturę parowania Mg (T p =1107 oC) obserwuje się "burzenie" kąpieli. 
..wypryski" metalu oraz efekt pirotechniczny. W związku z tym stosuje się różne me- 
tody przeprowadzania tego zabiegu [8]:
>>>
Ocena metody sferoidyzowania ... 


149 


a) wprowadzanie za pomocą dzwonów wykonanych z różnych materiałów 
(z blachy stalowej, z materiałów szamotowo-grafitowych, z grafitu); 
b) zalewanie na dnie kadzi (zaprawa jest umieszczana w odpowiednim zagłę- 
bieniu w dnie kadzi, z jej odmianami SAND WICH, TRlGGER, TUNDISH. 
z wykorzystaniem koksu nasyconego magnezem), 
c) wprowadzanie prętów z elektronu (stopów Mg-Al), do kadzi uszczelnionych, 
d) wprowadzanie w kadzi konwertorowej (firmy G. Fischer) technicznie czyste- 
goMg, 
e) wprowadzanie do kadzi umieszczonej w autoklawie ciśnieniowym, 
f) wdmuchiwanie w strumieniu gazu nośnego do kąpieli w kadzi z wkładką 
porowatą w dnie (metoda OSMOSE), 
g) metody inne, specjalne, np. FLOTRET i IMCONOD (z wykorzystaniem 
specjalnych konstrukcji rynien spustowych) oraz INMOLD (sferoidyzowanie 
w formie). 
Dążenie do wyeliminowania szkodliwych zjawisk, obserwowanych przy wprowa- 
dzeniu do metalu Mg, a także zwiększenia efektywności zabiegu sferoidyzowania było. 
jak i zapewne w przyszłości będzie przyczyną rozwijania nowych technik wprowadza- 
nia tego pierwiastka do żeliwa. Do nowoczesnych metod sferoidyzowania, rozwijanych 
obecnie za granicą (która jest już wdrożona w kraju; w Odlewni F AP "ZETKAMA"- 
Klodzko, GZUT - Gliwice, KRAKODLEW S.A. - Kraków), zaliczamy metodę prze- 
wodu elastycznego, którą w niniejszej pracy oznaczono umownie jako metoda PE. 
Z analizy 14 różnych czynników wpływających na skuteczność poszczególnych 
metod sferoidyzowania pokazanych w tabeli 3 wynika, że technika INMOLD jest naj- 
skuteczniejsza, lecz ciekły metal musi być wytapiany w piecu elektrycznym (ograni- 
czenia siarki w metalu do 0,01 %). Na drugim miejscu plasuje się metoda, przy której 
wykorzystano sferoidyzujący przewód elastyczny, tj. rurkę stalową wypełnioną odpo- 
wiednim reagentem, przy czym jest ona już bardziej uniwersalna, gdyż żeliwo 
moż.e być wytapiane w dowolnej jednostce topiącej, np. w żeliwiaku [9]. Przewód ela- 
styczny sferoidyzujący wprowadzany jest do ciekłego żeliwa stopniowo (z określoną 
prędkością), przy użyciu specjalnego dozownika (podajnik rolkowy), Dzięki temu wy- 
stępuje nieznaczny efekt pirotechniczny (małe "wypryski metalu"), stosunkowo duży 
uzysk magnezu oraz stwarza się możliwość automatyzacji procesu. Tego rodzaju za- 
bieg sreroidyzowania żeliwa jest korzystny dla środowiska, gdyż powstające wydziele- 
nia mogą być łatwo kontrolowane i odpowiednio odciągane. Metoda ta jest coraż czę- 
ściej wykorzystywana za granicą do wytwarzania odlewów z żeliwa sferoidalnego. 
Reasumując wyniki badań zastosowania przewodu elastycznego do zabiegu sfe- 
roidyzowania można wskazać, że metoda ta pozwala uzyskać z metalu wytopionego 
I. żeliwiaka bądź z pieca elektrycznego żeliwo sferoidalne o wydzieleniach regularnego 
grafitu kulkowego. Sterowanie zawartością Mn, przy odpowiednim poziomie krzemu, 
pozwala uzyskać żeliwo zawierające do 90 % rerrytu w osnowie struktury, a regulując 
lawartości'ł krzemu można uzyskać wymaganą udarność w obniżonej temperaturze 
(-20 OC), dla żeliwa gatunku 400-18L. Tego rodzaju zabieg sferoidyzowania gwaran- 
tuje stabilność całego procesu wyrażona powtarzalnością wyników w odniesieniu do 
wartości RIII i As, a stosowne obliczenia [9-11] wykazały, że koszt wytwarzania tego 
rodzaju żeliwa jest zbliżony w porównaniu do wykorzystywanych zapraw sferoidyzują- 
c\'ch. Metoda sferoidyzowania żeliwa prz
 wykorzystaniu przewodu elastycznego lan- 
sowana np. przez firmę SKW Giesserei - Technik GMBH Trostberg jest optymalna
>>>
150 


E. Guzik, M. Porębski 


i wyczerpująca aspekty ekonomiczne oraz wymagania bhp, W ostatnim okresie obser- 
wuje się wyraźny rozwój tej techniki sferoidyzowania w odlewniach niemieckich [12], 
czego przykładem jest wytwarzana wielkość produkcji na poziomie około 18 % ogółu 
masy produkowanych odlewów z tego rodzaju żeliwa, w stosunku do innych stosowa- 
nych metod sferoidyzowania żeliwa. 


Tahela 3. Czynniki wpływające na skuteczność poszczególnych metod sferoidyzowania 


Lp. Czynnik (kryterium) Metoda sreroidyzacji 
A B C D E F G H I 
I. Wydzielanie się par magnezu 4 3 2 3 3 I 3 I 2 
2. Mała rozpuszczalność 4 4 4 4 4 2 3 O O 
3. Powinowactwo z siarką 2 2 2 I 2 3 O 4 I 
4. Powinowactwo z tlenem 4 4 3 2 3 2 I O 2 
5. Stopień zaniku erektu 4 4 3 4 4 3 2 O 3 
6. Skłonność do zabieleń 3 3 3 3 3 2 4 O 2 
7. Koszt sreroidyzatora 4 4 3 3 4 4 l 2 3 
8. Uzysk Mg 4 4 3 3 3 3 2 I 2 
9. Wymagany stopień odsiarczania 2 2 2 2 2 3 O 4 2 
10. Elastyczność zabiegu l l 4 3 3 4 4 2 I 
11. Koszty modyfikowania wtórnego 3 3 3 3 3 4 4 O 2 
12 lnstalacja zabiegowa: Koszty inwestycji () O 2 3 4 4 4 l 3 
13 lnstalacja zabiegowa: Koszty produkcji 2 2 3 4 4 4 4 O I 
14. Wymagane przegrzanie żeliwa 3 3 3 4 4 3 3 I 3 
Razem 40 39 40 42 46 42 35 16 27 


Oznaczenia do tabdi: 


- ocena najlepsza, 


o 
4 - ocena na]gorsza, 
A - kadź otwarta, 
B - metoda "Sandwich", 
C - metoda Tundish, 
D - metoda dzwonowa, 
E - metoda przedmuchiwania przez porowaty korek, 
F - metoda FLOTRET, 
G - metoda konwertorowa, 
H 
l 


- metoda lnrnold, 
_ metoda sferoidyzującego przewodu elastycznego (tzw. metoda "drutowa") - ocena 
własna.
>>>
Ocena metody sferoidyzowania ... 


151 


LITERA TURA 


[11 29 Census orWorld Casting Production, 1994. Modern Casting. Dec., s.24, 1995. 
[2] 30 Census orWorld Casting Production, ] 995. Modern Casting. Dec., s.30, 1996. 
[3] 3] Census ol' World Casting Production, 1996. Modern Casting. Dec., sAO, 1997. 
[41 Ankietyzacja krajowych odlcwni. Katedra Odlewnictwa Żeliwa - Wydział Odlewnictwa 
AGH Kraków 1997 (nie publikowane). 
[5] Katalog firmowy SKW Giesserei - Technik GMBH Trostberg. 
[6] Cairns R.: The manuracture ol' ductile iron rrom "high sulphur" cupola iron using magne- 
sium cored wirc technology. The Foundryman, vol. 9, s.272, 1992. 
[7J Rotella J., Mickelson R.: Using cored wire in the production ol' duetile iron. Transactions 
ofthe American Foundrymen's Society, vol. 99, S. 519, 1991. 
[8] Guzik E, Podrzucki C.: Nowoczesne metody obróbki uszlachetniającej ciekłego żeliwa. ID 
Seminarium-Szczyrk 3-4, ] 2, ref. 10, S. 10.1, 1996. 
[91 Guzik E.: Ogólna ocena metod sreroidyzowania żeliwa. Krzepnięcie metali i stopów PAN, 
Oddział Katowice, nr 26, s. 149, 1996. 
[1°1 Guzik E., Aslanowicz M., Kluk R.:Zabieg sreroidyzowania żeliwa przy użyciu przewodu 
elastycznego. Krzepnięcie metali i stopów PAN, Oddział Katowice, nr 22, S. 76-81, 1995. 
[] ] J Guzik E.. Techniki sreroidY2:owania i wermikularyzowania żeliwa. I Sympozjum Naukowo 
- Techniczne n. t. Wybrane zagadnienia wytwarzania odlewów z żeliwa wysoko- jakościo- 
wego, Kraków, s. 14,20-21.05.1997. 
[] 2 J Sugden H., Missol D., Best KJ.: Direct conversion ol' cupola melted iron to duetile iron 
using cored wire. lnternational Conrerence PCIRA, York - England, ref. 17, S. 17.1, 1996. 


EV ALU A TlON OF THE METHOD USING CORED WIRED 
IN THE PRODUCTlON OF NODULAR CAST IRON 


Summary 


The pap er describes the results ol' using a Mg alloy in cored wire injection method ror the 
production ot" nodular cast iron. The injection or Mg cored wire is a treatrnent method which can 
he used to process (high sulphur) cupola iron held in ladles. Results ol' calculation and experi- 
ments show the amount ol' wire to be injected based on initial sulphur levels. It was stated that 
the cost ol' cored wirc process (ror nodular cast iron) is less than ror magnesium - master alloys. 
It is believed that cored wire also has potential applications in other roundries.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) -1998 


PROCES ODTLENIANIA I ODGAZOWANIA 
STALIWA WĘGLOWEGO 
W PIECU INDUKCYJNO-PLAZMOWYM 


Andrzej Modrzyński 


Politechnika Poznańska, Instytut Technologii Materiałów, Zakład Odlewnictwa, 
ul. Piotrowo 3, 6ł-138 Poznań 


Zainstalowanie w pokrywie pieca indukcyjnego dodatkowego źródła ciepła 
w postaci plazmotronu łukowego prądu stałego i stosowanie do generacji plazmy 
argonu o wysokim stopniu czystości prowadzi do istotnych zmian w układzie 
metalurgicznym tego agregatu. 
W piecu indukcyjno-plazmowym możliwa jest realizacja procesu odtleniania sta- 
liwa węglem rozpuszczonym w metalu, a skuteczność procesu degazacji istotnie 
wzrasta. 


l. WPROWADZENIE 


Swobodne ksztahowanie składu chemicznego fazy gazowej (poprzez dobór rodzaju 
i czystość gazu płazmotwórczego) umożliwia wytworzenie w piecu indukC)jno-plazmowym 
warunków sprzyjających procesowi degazacji wytapianego staliwa. Zastosowanie jako gazu 
plazmotwórczego argonu o wysokim stopniu czystości pozwala na realizację procesu odtle- 
niania, odwodorowania i odazotowania. 
Analizę zjawisk związanych z procesem degazacji przeprowadzono dla układu 
metalurgicznego przedstawionego na rysunku l. 
Przed przystąpieniem do analizy procesu degazacji poczyniono pewne założenia 
opisujące rzeczywiste warunki panujące w piecu indukcyjno-plazmowym, a mianowicie: 
- wytapianie staliwa odbywa się w tyglu ceramicznym, 
- piec ten jest piecem hermetycznym (tzn. nie można w nim wytworzyć znacz- 
nego podciśnienia lub nadciśnienia), 
- uszczelnienie pieca typu "piaskowego" pozwala na prowadzenie procesu topie- 
nia i rafinacji przy ciśnieniu ok. O, l MPa (możliwe jest tylko minimalne nad- 
ciśnienie rzędu kilku Pa), 
- stały przepływ gazu plazmotwórczego powoduje usuwanie gazowych produktów 
reakcji z wnętrza pieca,
>>>
154 


A. Modrzyński 


_ dzięki oczyszczaniu gazu plazmotwórczego (argonu) zawartość w nim tlenu, 
wodoru i azotu jest ograniczona do minimum (czystość gazu - powyżej 
99,999 % obj. Ar). 


I 
I 
bm . .(':1 , .:.::- 
/ 1.;/): 


5 


6 


Rys. l. Układ metalurgiczny pieca indukcyjno-plazmowego: 
I - palnik plazmowy, 2 - atmosfera pieca (tam gazowa), 3 - tam żużlowa, 4 - ciekły me- 
tal, 5 - tygiel ogniotrwały, 6 - elektroda zewnętrzna (anoda) 


W poniższych rozważaniach teoretycznych założono brak zjawiska heterogenicz- 
nego zarodkowania pęcherzy CO, H 2 i N 2 w rafinowanym metalu oraz żużla na po- 
wierzchni metalu. 


2. ODTLENIANIE 


Podstawową rolę w procesie odtleniania spełnia reakcja odtleniania stali węglem 
w postaci : 


[C] + [O] = {CO} (I) 


która może przebiegać : 
- na drodze heterogenicznego zarodkowania pęcherzyków CO, 
- poprzez dyfuzję CO z warstwy powierzchniowej. 
Według Krausa [1] proces odtleniania staliwa węglem na drodze zarodkowania 
heterogenicznego pęcherzy CO ustaje, gdy: 
Pco PA +2 
 (3'PM 'g (2) 


gdzie : 
PeL 


PA 
(3 
P M 


- ciśnienie cząstkowe CO, 
- ciśnienie fazy gazowej nad ciekłym metalem, 
- napięcie powierzchniowe, 
- gęstość metalu, 


g - przyspieszenie ziemskie. 
Od tego momentu proces odtleniania stali węglem przebiega przez dyńlLję CO 
z warstwy powierzchniowej.
>>>
Proces odtleniania i odgazowania.., 


155 


Zmiany stężenia tlenu i węgla podczas odtleniania powierzchniowego można opi- 
sać układem równań różniczkowych podanym przez Mamro [2] : 


d[O] =A !. { [O] -[O] } 
d't 1--'[01 V · 


(3) 


d[C] =
 !. { [CJ -[CJ } 
d't [C] V p 


(3a) 


gdzie: 


- wspólczynniki przenoszenia odpowiednio tlenu i węgla, cm/s, 
- powierzchnia podziału metal-faza gazowa, cm 2 , 
- objętość ciekłego metalu, cm 3 , 
- stężenie odpowiednio tlenu i węgla na powierzchni podziału 
będące w równowadze z fazą gazową. 
Przyjmując dodatkowo, że początkowe stężenie węgla i tlenu wynosi [0]0 i [CJo. to 
dla stali średnio- i wysokowęglowych, dla których: 



IO) i 
[CI 
F 
V 
[O]p i [CJp 


[CJo »[0], i 


[CJ. =:: [CJo 


można napisać, że: 


[ O ] -
 
· Kc[CJo 


(4) 


gdzie: 
[O]p 
Kc 
Pco 
[CJo 


- jak we wzorze (3), 
- stała równowagi reakcji [CJ + [O] = {CO}, 
- ciśnienie cząstkowe CO w atmosferze pieca, 
- początkowe stężenie węgla. 


Całkując równanie (3) w granicach 
't=0 
't=t 


[O] = [0]0 
[O] = [0]1 


otrzymamy: 


In [O]. - [O], = !., t = k . t 
[O]. - [OL 
[Ol V [Ol 


(5) 


gdzie: 
t 
k[oj 

[Ol 


- czas, 
- ogólny efektywny wspólczynnik transportu tlenu, lis, 
- współczynnik transportu tlenu, cm/s. 


W przypadku stosowania do generacji plazmy argonu o wysokim stopniu czystości, 
oraz uwzględniając dodatkowo fakt ciągłej wymiany atmosfery we wnętrzu pieca 
w pierwszym przybliżeniu można przyjąć, że: 
[O]. 
 O 
i wtedy równanie (5) przyjmuje postać: 
[OL F 
In-=P10J-.t=k[o),t (6) 
[O], V
>>>
156 


A. Modrzyński 


Przyjmując stałość stosunku F/V (brak gotowania) wartość współczynnika k[oJ 
i 
[O] można wyznaczyć z zależności podanej przez MacWina [3] dla modelu penetra- 
cyjnego wymiany masy w postaci : 
F [ 2D(0]V ] 
 F [ 2, D[O) o V ] 
 
k =_o
 =2 - 0-=2 
[OJ V [O] n.r V n o r.h 2 
M 


(7) 


gdzie : 


D[o] - współczynnik dyfuzji tlenu w ciekłej stali, 
r - promień tygla pieca indukcyjnego, 
v - prędkość ruchu metalu w warstwie granicznej, 
hM - głębokość ciekłego metalu w tyglu. 
Po przyjęciu dla stali w temperaturze T = 1600 Oc wartości D[o]= 1,32 10. 4 cm 2 /s 
[4] i stosunku h M J2r = 1,5, z zależności (7) można wyznaczyć wartość Ko i 
o dla 
r = 10 cm i V = 20 cm/s. Obliczenia prowadzą do uzyskania wartości: 
Ko = 8,66 010-4 I/s; 
o = 2,5 o 10- 2 cm/s 


W procesie wytapiania staliwa w piecu indukcyjno-plazmowym, który jest reali- 
zowany w ceramicznym tyglu, należy uwzględnić fakt, że w sposób ciągły zachodzi 
proces prowadzący do ustalania się równowagi między zawartością tlenu w ciekłym 
metalu, a zawartością tlenu występującego w stanie związanym (tlenków w materiale 
ceramicznym tygla). Przy niskiej zawartości tlenu w topionym lub rafinowanym metalu 
(w zakresie temperatury ok.1600 oC) można zaobserwować zjawisko przechodzenia tlenu 
powstałego z rozkładu tlenków wchodzących w skład wykładziny ogniotrwalej pieca do 
ciekłego metalu i podwyższenia zawartości tego gazu w topionym metalu [5,6]. 


3. ODWODOROWANIE I ODAZOTOWANIE 


Wydzielenie się wodoru i azotu z ciekłej stali poprzez dyfuzję obserwujemy 
w przypadku, gdy nie jest możliwe zarodkowanie heterogeniczne. Ponieważ rozdziele- 
nie szybkości procesu przenoszenia gazu w ciekłym metalu i procesu desorpcji jest 
utrudnione, to proces desorpcji gazów można opisać ogólną zależnością wynikającą 
z prawa Ficka w postaci: 


dn 
---.!.. = k[G JF ( a[G] - alG r) 
d
 


(8) 


gdzie : 


F 


- ilość moli gazu G, 
- czas przenoszenia, 
- powierzchnia swobodna cieczy, 
a lOJ - aktywność gazu G w obszarze cieczy, 
_ stężeuie gazu G na granicy faz równe jego aktywności, w równowadze 
z fazą gazową. 


a 
[a]'" 


n 
l 


T 


Machlin [3] wykorzystując założenia modelu penetracyjnego podał zależność na 
zmianę stężenia składnika G w czasie d't dla warunków indukcyjnego mieszania cie- 
kłego metalu w tyglu w postaci :
>>>
Proces odtleniania i odgazowania... 


157 


l 
dG [ 2D v ] 2 F 
-=2 [G]2 (Gr-G)=kG(Gr-G)=
G-(Gr-G) 
d, n-r.h M V 


(9) 


gdzie: 


dG 
d
 


- zmiana stężenia skladu G w czasie, 


r - promień tygla pieca indukcyjnego, 
v - prędkość metalu w warstwie granicznej, 
hM - głębokość cieklego metalu w tyglu, 
F - powierzchnia kontaktu ciekłego metalu z fazą gazową, 
V - objętość ciekłego metalu w tyglu, 

G - współczynnik przenoszenia składnika G w ciekłym metalu, 
kG - ogólny efektywny współczynnik przenoszenia składnika G w ciekłym 
metalu, 
Gr - stężenie składnika G w równowadze z fazą gazową, 
G - bieżące stężenie składnika G w objętości ciekłego metalu (pod warstwą 
graniczną) w chwili " 
D[G] - współczynnik dyfuzji składnika G w ciekłym metalu. 
Wykorzystując powyższy wzór (9) do oceny odgazowania wytapianego staliwa 
w warunkach pracy pieca indukcyjno-plazmowego, przy stosowaniu do generacji pla- 
zmy argonu o wysokim stopniu czystości i mając na względzie ciągłą wymianę atmosre- 
Ty gazowej w tym piecu, można w pierwszym przybliżeniu przyjąć, że: 
gdy PG 
 O to G, 
 O 
Dla tego przypadku równanie (9) przyjmuje postać: 


dG =-k.G 
d, (, 


(10) 


Zakladając stałość stosunku F/V i calkując równanie (lO) w granicach 


,=0 


G= [G]o 


,=t 


G= [G]t 


uzyskamy : 


In [G]. =-k .t 
[GL [Gl 


(11) 


Charakterystyczne równania opisujące proces usuwama wodoru azotu z rafi- 
nowanego metalu przyjmują wtedy postać: 
In [H]. = -k - t (12) 
[HL [H] 
In [N]. = -k - t (13) 
[N L [N]
>>>
158 


A. Modrzyński 


Przyjmując D[H] = 1,5 . IQ-3 cm 2 /s [7] i DIN] = 9,2 . IQ-s cm 2 /s [8]. oraz 
r = 10 cm, h M /2r = 1,5, v = 20 cm/s można z wzoru (9) dla staliwa w T = 1600 oC 
wyznaczyć wartości 
[H] oraz 
IN]' Wynoszą one odpowiednio: 



[HJ = 0,087 cm/s 



INI = 0,022 cm/s 



HJ = 29, IQ-4 IIs 



NJ = 7,13,10-4 IIs 


Na obniżenie wartości tych współczynników może wpływać zawartość w stali 
pierwiastków powierzchniowo aktywnych (O, S) i proces parowania niektórych pier- 
wiastków (np. Mn) [10]. 


4. WYNIKI BADAŃ EKSPERYMENTALNYCH 


Badania eksperymentalne przeprowadzone w laboratoryjnym piecu indukcyjno- 
plazmowym o pojemności 50 kg, wyposażonym w plazmotron łukowy prądu stalego 
zamocowany w pokrywie pieca, pozwoliły na wyznaczenie wartości wstępnie oszaco- 
wanych na drodze obliczeń teoretycznych wartości współczynników 
o, 
H i 
N [11]. 
W tabeli l podano wartość tych współczynników dla następujących parametrów 
pracy pIeca: 


F 
V 


0,033 Ilem, 
7,5 cm, 
30 cm, 
1853 K, 
1200 s, czas rafinacji [I 1]. 


r 
hM 
T 
t 


Tabela l. Wyniki badań eksperymentalnych [11] 


Gaz Wartość współczynnika transportu masy, cm/s 
Stop roboczy 
Bo BH BN 
Staliwo Ar 0,95 . 10- 2 1,02 . 10- 2 0,8 .10. 2 
węglowe 


5. WNIOSKI 


Porównanie wartości współczynników 
 uzyskanych w wyniku obliczeń teore- 
tycznych i badań eksperymentalnych pozwala na wysnucie następujących wniosków: 
l) wytapianie staliwa w ceramicznym tyglu prowadzi do zmniejszenia wartości współczyn- 
nika 
[o] (wpływ przechodzenia tlenu z tlenków tygla ogniotrwałego do metalu), 
2) zawartość w staliwie pierwiastków powierzchniowo aktywnych (O, S) oraz zjawisko 
parowania niektórych składników staliwa (np. Mn) wpływa na obniżenie wartości 

[H] i 
[N].
>>>
Proces odtleniania i odgazowania '" 


159 


LITERA TURA 


[l] Kraus T.: Metal Conrer. - Amer. Vac. Soc., Trans. Vacuurn, Boston 1963. 
[2] Marnro K.: Odtlenianie stali, Wyd. Śląsk, Katowice 1976 . 
[3] Machlin E.S.: Trans. Metallurgy. Soc. AIME, v. 218 W 4, s. 314-326,]960. 
[4] Nowochwackij LA.. Jerszow G.S., !zw. AN SSSR, Mietałły, W 2, s. 43,1967. 
[5] Suzuki M., Mori K.l.: Iron and Steellnsl. Japan, v. 62, N° 3, s. 42-43,1976. 
[6] Burcev V.T.: Desorpcja gaza iz zidkovo mietałła w vakuurnie, !zd. Mietallurgia, Moskwa 
1987. 
[7] Nuquist O.: Jernkotorets arm, N° 2, s. 61, 1968. 
[8] lnouye M.J., a.a: Iron and Steellnsl. Japan, v. 59, N° 2, p. 205,]973. 
[9] Knuppel H: Desoxydation und Vakuurn behandlung von Stah1schmelzen, Verlag Stah1eisen 
MBH, Dusse1dorf 1983. 
[10] Javojski W.L, Javojski AW.: Naucmyje osnovy soveremiennych processov proizwodstva 
stali. lzd. Mietałłurgia, Moskwa 1987. 
[II] Modrzyński A.: Kryteria doboru parametrów technologicmych wytapiania staliwa w pie- 
cach indukcyjno-plazmowych. Wyd. Pol. Pomańskiej, s. Rozprawy, N° 310, Pomań 1996. 


PROCESSES OF DEOXIDATION AND DEGASSING DURING MELTING 
A CAST CARBON STEEL IN AN INDUCTION-PLASMA FURNACE 


Summary 


Application or additional heat source, in the shape or plasma torch located in the cover, to 
the induction rumace leads to changes in the course of metallurgical processes. This paper pres- 
ents theoretical analysis and the results of experimental investigation on the kinetics of some 
metallurgical processes, such as deoxidation, dehydrogenization and denitrogenization in an 
induction-plasma rurnace applied for melting a cast carbon steel.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM, JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) -1998 


ANALIZA MA TEMATYCZNA KINETYKI ODGAZOWANIA 
W UKŁADZIE CIEKŁY METAL - ATMOSFERA 


Andrzej Modrzyński, Krzysztof Grześkowiak 


Politechnika Poznańska, Instytut Technologii Materiałów, 
ul. Piotrowo 3, 61-138 Poznań 


W artykule przeprowadzono matematyczną analizę kinetyki odgazowania metali 
poprzez dyruzję gazów do powierzchni granicznej ciekły metal-atmosfera i na- 
stępującą po tym desorpcję do fazy gazowej pieca. Wykorzystując równania opi- 
sujące poszczególne etapy procesu odgazowania wyprowadzono równania cha- 
rakterystyczne dla warunków, w których jeden z etapów tego procesu ogranicza 
skuteczność tego zabiegu. W oparciu o te równania wskazano możliwości stero- 
wania tym procesem i czynniki sprzyjające podwyższeniu efektywności tego pro- 
cesu. 


l. WPROWADZENIE 


W procesie usuwania gazów rozpuszczonych w metalu (np. H i N) można wyróż- 
nić kilka następujących po sobie etapów: 
- transport atomów gazu G do powierzchni granicznej ciekły metal - faza gazo- 
wa, 
- przejście atomów G do warstwy granicznej, 
- chemiczna reakcja tworzenia cząsteczki gazu, 
- przenoszenie cząsteczek gazu od powierzchni granicznej ciekły metal - faza 
gazowa do fazy gazowej. 
Zwykle przy analizie kinetyki procesu złożonego z elementarnych procesów skła- 
dowych zakłada się, że szybkość jednego z nich jest znacznie mniejsza od innych 
i właśnie szybkość tego elementarnego procesu wywiera zdecydowany wpływ na szyb- 
kość całego procesu. Takie podejście do analizy kinetyki procesu jest możliwe, lecz nie 
zawsze jest poprawne. Podczas procesu odgazowania kilka etapów może jednocześnie 
ograniczać proces lub może następować zmiana etapu w czasie procesu. Powodem 
zmiany etapu ograniczającego może być np. zmniejszenie stężenia usuwanego gazu G. 
Szybkość poszczególnych elementarnych procesów usuwania gazu G rozpuszczo- 
nego w metalu można opisać układem pięciu równań (tabela l).
>>>
162 



 
1;5 r:5 
! 
 
"d bO 
;:I 
 

 u 
 .
 
CI$' S 
 .s 
 

 N 
 ,{:;' 
 EJ 'd)' t;j 

 t:J u v bO ';:1 
 bO 
bO '" 8,.;.:: .E N ;'-' 
CI$' 
 t:J '5 
 1:\ u gb 
 

 ;:I 
 
 8 
 
 .. .::) 2 
 t.
.U 
N - ;:I ; 
 .., 
 O N 1). ,{:;' .
 N -I) 
:-a ;:I {3 '3 -O '. r:3 Si:.e r:5 
 f! 
 
..s.8 
i i 
 EJ i 
 1 I s:
 1 I 
:
 J I 
 
 
 
.g 
 
 
 .
 
 
I t 
! 
I t 
 
 
I t; 
 
 
o 

 t
 i t:J t:
 J o.
 
 
 
 
 
.g 'u.8 
 .
 -5 "'-::';:1 
 .
 N %'=' r:5 bO --g bO 

 .g.... 
 p. 
 .E 1' S .,.." 
 o. 
 
EJ '$ 
 S 
 t. 
 
 .
 -B 
 i 
 s 
 
O ::: 
 
 s.'u.
 .
 ] 'u ] :
 
 
 
 



 


:[ -


 
 
 
 
 
 
.-] s 
 
 ;.-,;.-; 'I)'
 ;.-, .
 Ki' '1'1 
.
 
,
t.
 bOOb
g. 


 o U'J 
 
 aJ 
-I) t: u .g Y '" S u Q '" o. '" '::: o.'S 
o (1) - 
 s ]i CI) ro - ] 'u ctj -CI) U':I :
 
.
.
 -& gj .1:\.1:\ I) 11 E:
 I) -i3- 
 'u 
 u 
.g & 
 
 
 
 
7 
 rf.!r 
 ,
 I ł I 
I I .L. I I I 
 I I 
 I 
 N 
Q. ..... I) ..: ił: eJ .-. 6' "'" eJ 
'""=....t:Jt:J
 ZJZJ
 rF.ł 
 o.. 


A. Modrzyński, K. Grześkowiak 



 



 
U 
'" 

 

 

 
U 
;.-, 
::: 
:o 
bO 

 
N 
U 
N 
I) 
O 
o. 

 
'" 
.
 

 

 
bO 
"d 
O 

 
-O 
I) 

 
U 
O 
.... 
o. 
'U 
-I) 
O 

 
.o 
;.-, 
N 
r/J 

 
g. 
.S' 
r/J 
. s.. 
O 
'" 
'1 
-O 

 



 
bO 

 
-O 
S 

 ;:I 
t
 
&15 
r/J 
 

t:J 


t:J'd)' 

.; 
'S Eh 

r 
..2 l;1 

 
 
t.-8 



 
'" U 
!;j 
 
'g 
 

 U 

 '" 


 
'(3' t: 



 


'" 
.
 

 
-O 
.... 
r/J 
'p 
O 



 


--- 

 


--- 
- 
'-" 


--- 

 
C1 
I 
Q. 

 
c::l. 
II 

i I-t; 
I
 
I 
II 
c1) 


D 
rF.ł 


" 
rF.ł 



 
.
 

 
-O 

 


N 
D 
rF.ł 


'" 

 
I 
" 
rF.ł 
C1
 


... 

 
I 
",D 
rF.ł 


::l 
II 


M 

 
II 


,....; 


'" 
li 
'" 
r- 


'" 
c1) 


M 
c1) 


! 
;I o..",N 


'" 
'g 
O 
r/J 

 
"d 



 
'f 
';:1 bO O 
OJi1
 

 
 
 
O OJ'- 
::: +-' N 

 
..s 
t.tJ
 



 


--- 

 



 
N 
D 
o.. 
" 
rF.ł 


----- 
:E 
o..D 
I 


'" 

 
I 
tS 
rF.ł 



 
--Ei 


'" 

 
II 
... 
c1) 


N 
D 
c::l. 
II 


'" 
c1)
>>>
Analiza matematyczna kinetyki... 


163 


W przypadku gdy szybkość jednego z elementarnych etapów procesu desorpcji 
gazu G jest znacznie mniejsza od pozostałych, to na ten etap przypada podstawowa 
zmiana stężenia gazu G, a spadek stężenia w pozostałych etapach elementarnych bę- 
dzie bliski równowagowemu {V(3 i ) = O}. Takie podejście do tego zagadnienia jest 
możliwe dla procesu przebiegającego w warunkach stacjonarnych (tj. wtedy, gdy szyb- 
kość wszystkich procesów elementarnych jest jednakowa) [1-3]. 
Rozpatrzymy pięć elementarnych etapów ograniczania procesu degazacji: 
- dyfuzję gazu G w ciekłym metalu, 
- przechodzenie atomu gazu G z ciekłego metalu do warstwy adsorpcyjnej, 
- reakcję chemiczną tworzenia cząsteczki gazu G 2 , 
- desorpcję cząsteczek gazu G 2 do fazy gazowej, 
- przenoszenie cząsteczek gazu G 2 w fazie gazowej. 
Równania opisujące procesy elementarne całkowano w granicach: 
1: = O 
 G i = Go 
1: = t 
 G i = Gl 


2. ETAPY OGRANICZAJĄCE 
2.1. Dyfuzja gazu G w ciekłym metalu 
Rozpatrując równania opisujące elementarne etapy procesu odgazowania (tab. I) 
można przyjąć, że 3 2, 3 3, 3 4 i 3 5 są zbliżone do zera. 
Z równania (2) wyznaczamy wyrażenie SG i po podstawieniu do równania (3) 
wyznaczamy SG, . Podstawiając SG, do równania (4) uzyskamy: 
G -& 
.
.p -K rp-- ( 6 ) 
s - K K K G,(oo) - v' G,(oo) 
l 3 5 


gdzie: 
K - stała równowagi reakcji 
 {G 2 } = [G s] . 
2 
Całkując równanie (l) przy uwzględnieniu zależności (6) uzyskamy: 


{ Go -K
 } F 
In ro-- =-'
[G] ,t (7) 
Gl -KvPG,(oo) V 
Dla przypadku, gdy PG,(oo) 
O (próżnia, atmosfera czystego gazu obojętnego - 
np. oczyszczonego argonu) uzyskamy: 


ln
=E..
[GJ .t 
Gl V 


(8) 


Analiza tej zależności prowadzi do następujących wniosków (rys. l): 
- przy założeniu 
 [G] = const szybkość procesu zwiększa się wraz ze zwiększe- 
niem stosunku FN, 
- na szybkość procesu degazacji istotny wpływ ma temperatura ponieważ 

 [GJ= f (T)
>>>
164 


A. Modrzyński, K. Grześkowiak 


" 


/ 
I 
/ 
/ 

"IIV 

m 
/' / 
V 
-lO.!.... . ,-- 
---------- V-----,m I
i //" 
L-------- !----- I----
 L -----J..-.-- 
l----- i- 


" 


" 


" 
;[ 


e 


o 
o 


0.1 


0.2 


OJ 0.4 


O,!! o.e 


01 08 08 


. G-G 
stopieil elinunacji gazu 
 
G. 


Rys.l. Kinetyka usuwania gazu z ciekłego metalu w przypadku ograniczania procesu odgazo- 
wania przez dyruzję gazu G w ciekłym metalu (dla PIGJ= 1.10. 4 m/s oraz Pazem) -40) 


2.2. Przechodzenie atomu gazu G z ciekłego metalu do warstwy adsorpcyjnej 


Rozpatrując przypadek ograniczania procesu przez przechodzenie atomu gazu G 
do warstwy adsorpcyjnej przyjmujemy, że ,} l, ,} 3, ,} 4 i ,} 5 są zbliżone do zera. Wów- 
czas zmiana stężenia gazu G opisana jest równaniem (9): 


V dG 
--.----"-=KI .Sw ,G s -K 2 .SG 
F d't 


(9) 


Dla przypadku, gdy nad lustrem metalu wytworzymy próżnię lub proces topienia 
przeprowadzamy w atmosferze gazu obojętnego, to: 
P G2 =:O,SG =:O,Sw =lorazG s =G i 
wtedy równanie (9) przyjmuje postać: 


VdG 
-F" d't' =KI.G i 


(lO) 


Całkując równanie (lO), otrzymujemy: 
In G o = 
 . K . t 
G V I 
t 


(II) 


Analiza równania (11) pozwala na wysnucie następujących wniosków (rys. 2): 
- przy założeniu stałości wartości KI szybkość odgazowania zwiększa się wraz ze 
zwiększeniem stosunku F/V, 
- przy stałym stosunku F/V szybkość procesu odgazowania zwiększa się wraz ze 
zwiększeniem KI.
>>>
Analiza matematyczna kinetyki", 


165 


. 

 , 


, 
, 
, 
, 
F I 
v.. 1 
/' 
/' / 
- - / 
- - 
- - - - ---- ......-1\.. v ..-';!; 
-- - - 
- - -
 
--- 
- --- - 



 s 


..... 


o 
(} 01 02 03 01 05 oe 0.1 08 0.9 
If o-o 
Itopia'l dJmuloIqi pzu 
 
G. 


Rys.2. Kinetyka usuwania gazu z ciekłego metalu w przypadku ograniczania procesu odgazowa- 
nia przez przechodzenie atomu gazu G z ciekłego metalu do warstwy adsorpcyjnej 
(dla P G , =0, SG =0, Sw = 1 oraz KI = 1) 


2.3. Reakcja chemiczna tworzenia cząsteczki gazu G 2 


Rozpatrując przypadek, w którym etapem ograniczającym jest reakcja chemiczna 
tworzenia cząsteczki gazu G 2 przyjmuje się że: 3 I, 3 2, 3 4 i 3 5 są zbliżone do zera, 
a zmiana stężenia gazu G opisana jest równaniem: 


V dG i 2 
--.--K .S -K. S .S 
F de - 3 G 4 G 2 W 


(12) 


Dla rafinacji metalu w próżni lub w atmosferze gazu obojętnego można przyjąć, że: 


P G2 == O 


SG 2 == O 


Przyrównując równanie (2) do zera oraz uwzględniając, że: Sw =l-S G -SG 2 , 
otrzymujemy: 


( ) 2 
V dG a . G 
-li' deI = K3' (I+a.b i ) 


(13) 


gdzie: 
KI 
a=-. 
K 2 


Całkując równanie (13) otrzymujemy: 



 { 
-
 } +
ln
+{Go -Gt}=K3
't 
a Gl Go a Gl V 
W równaniu (14) występują dwie stałe wartości: K3 i a, które mogą w istotny 
sposób wpływać na kinetykę procesu odgazowania, przy założeniu stosunku 
F/V = consf. 


(14)
>>>
166 


A. Modrzyński, K. Grześk.owiak 


Na rysunku 3 przedstawiono kinetykę usuwania gazu z ciekłego metalu w przy- 
padku ograniczania procesu odgazowania przez reakcję chemiczną tworzenia czą- 
steczki gazu G 2 . 


_.5 
3.5 
;[ 
2.5 

 
1.5 
0.5 


j 
) F 
/ a-lO; K ,y c 0,01 
/ F 
acl; K, -y- 1 
1/ 
/ 
/ J 
V a-l K, 
=001 II F 
, Y , 
r ./ a=10; K;yc l 
1/ Ł-- 


o 
o 


0.1 


0.2 


0.3 


0._ 


0.5 


o. 


01 


O.' 


O. 


G-G. 
It
ień eliminacji gazu 
 
G. 


Rys.3. Kinetyka usuwania gazu z ciekłego metalu w przypadku ograniczania procesu odgazowania 
przez reakcję chernic:mą tworzenia cząsteczki gazu G 2 (dla P G , == O, SG, == O, oraz 
F 
K 3 ,-=const) 
V 
Z analizy względnego wpływu poszczególnych członów równania (14) dokonanej 
przez autorów i A. W, Rebjakina [2] można wysnuć następujące wnioski: 
l) proces odgazowania przebiega według schematu charakterystycznego dla 
reakcji rzędu drugiego, 
2) przy dużych wartościach a (alO) i dużym stężeniu gazu G j obserwuje się 
odchylenia od reakcji rzędu drugiego, 
3) przy małym stężeniu gazów G i charakterystycznych dla stopów żelaza przy 
występowaniu w tych stopach pierwiastków powierzchniowo-aktywnych, pod- 
stawową rolę powinien odgrywać pierwszy człon równania (14), 
4) szybkość procesu odgazowania w próżni i w atmosferze gazu obojętnego 
w znacznie większym stopniu zależy od wartości stałej adsorbcji a, niż od 
stałej szybkości K 3 , 
5) wraz ze zwiększeniem się aktywności powierzchniowej pierwiastka (obserwo- 
wane zwiększenie wartości a) i dużym stężeniu gazu Gi., proces odgazowania 
ograniczony jest przez człon (Go - GJ, tj. obserwowane są prostoliniowe 
zmiany stężenia wraz z czasem, 
6) zwiększenie stosunku FN powoduje przyspieszenie procesu odgazowania. 


2.4, Desorpcja cząsteczek gazu do fazy gazowej 


Jeżeli etapem limitującym jest desorpcja cząsteczek gazu G 2 do fazy gazowej, 
wówczas {ł I, {ł 2, {ł 3 i {ł 5 są zbliżone do zera, a zmiana stężenia gazu opisana jest 
równaniem:
>>>
Analiza matematyczna kinetyki ... 


167 


VdG 
- _--.--!... = Ks . SG - Kó . Sw . P G ( S ) 
F de 2 2 


(15) 


dla P G2 (S) == O otrzymujemy: 


V dG i _ K S 
- F
 - s' G 2 


(16) 


Po przyrównaniu równań (2) i (3) do zera wyznaczamy wartości SG i SG 2 : 


KI 
SG =K'Sw .G j 
2 


oraz 


2 
S _ 
. SG 
G 2 - K S 
4 W 


stąd: 


S =& ( 
 ) 2 ,S .G2 
G 2 K K w 1 
4 2 


(17) 


Wiadomo także, że: 


1 K3 2 2 a . G j 
Sw = 1- SG 2 - SG = - - . a . Sw . G - 
K4 I l+a.G j 


(18) 


gdzie: 


KI 
a=- 
K 2 


Po wykonaniu przekształceń równania (18) otrzymujemy: 


l 
Sw = K4 2 
K4+K3.a2.Gi .(I+a,GJ 


(19) 


Podstawiając równanie (19) do równania (17), a następnie do równania (16) 
otrzymujemy: 


_ VdG, 
F de 


2 
Ks .K3 2 K 4 G i 
K4 a K4+K3'a2.Gf+K4'a,Gi+K3.a3.G
 


(20) 


Calkując równanie (20) otrzymujemy: 


K4 { I 11 i } K4 Go af,'''2 2 } F 

 ---
+\Go-Gt --ln-+-po -G t =Ks .-.t (21) 
a .K3 G t Goj a.K3 G t 2 V 


W równaniu (21) występują cztery stałe wartości: K 3 , Kt, Ks oraz a, które mogą 
w istotny sposób wpływać na kinetykę procesu odgazowania, przy założeniu, że: 
F IV = consl.
>>>
168 


A Modrzyński, K. Grześkowiak 


Rysunek 4 przedstawia kinetykę usuwania gazu z ciekłego metalu w przypadku 
ograniczania procesu odgazowania przez desorpcję cząsteczek gazu do fazy gazowej. 


;! 1.ł 


x, , 
"'l:
 -l;
v -l 
;V 
X. , 
- H- .-liK-1o- 1 

v -l 
X, , 
'
;
-lO-! i
V -l _ 
 
x. , 
/ .-lO;
"l;
v -l 
." 
-- 
--
.
 -- .' V 
_n
 ----- .-' _n__ 


0.0 
.tapi"'diminuji.UII
 
O. 
RysA. Kinetyka usuwania gazu z ciekłego metalu w przypadku ograniczania procesu odga- 
zowania przez desorpcję cząsteczek gazu do atmosrery pieca (dla P G2 (s) == O, G o = 
= 0,0100 %) 


Z analizy poszczególnych członów równania (21) wynika, że: 
l) proces odgazowania przebiega wg schematu charakterystycznego dla reakcji 
rzędu drugiego, 
2) przy dużych wartościach a i dużym stężeniu gazu G i obserwuje się odchylenia 
od reakcji rzędu drugiego, 
3) szybkość procesu odgazowania w próżni i w atmosferze gazu obojętnego 
w znacznie większym stopniu zależy od wartości stałej desorbcji a, niż od 
stosunku stałych szybkości reakcji KJK3, 
4) wraz ze zwiększeniem się wpływu aktywności powierzchniowej pierwiastka i du- 
żym stężeniu gazu, proces odgazowania ograniczany jest przez człon ( G 
 - G; ). 


2.5. Przenoszenie cząsteczek gazu G 2 w fazie gazowej 


Dla tego przypadku 3 l, 3 2 , 3 3 i 3 5 są zbliżone do zera, a zmiana stężenia 
gazu G w procesie degazacji opisuje równanie: 


V dG { } 
-_.---!... - P - P 
F dL - 
G G 2 (S) G 2 (oo) 


(22) 


Wartość PG,(S) można wyznaczyć przyrównując równania (2), (3) i (4) do zera, stąd: 


P - Ks . K3 . Kl G2 _ l G2 
G 2 (S) - K6 . K4 . K
 i - K
 ' j 


(23) 


dla PG 2 (oo) = O 


_ V dG j = 
 { 
G2 } 
F dL G K
 l 


(24)
>>>
Analiza matematyczna kinetyki .., 


169 


Po scałkowaniu otrzymamy: 


l l 2 F 
---=K p .-.t 
Gl Go V 


(25) 


Na rysunku 5 przedstawiono kinetykę usuwania gazu z ciekłego metalu w przy- 
padku ograniczania procesu odgazowania przez przenoszenie cząsteczek gazu G z 
w razie gazowej. 


kp
l, -f
1 


1.5 


I /' 
I 
r 
I 
I -f-
1 0 
I kp
 l; 
, 
, 
I 
I 
t 
, kp=lO;-t-
l 
, , 
,- - - J 
---- ---- - V 
.- - -- ---- 


',5 



 3.5 
_ 3 



 2.5 


0,5 


o 
o
 0,55 0.6 0,65 0.7 0,75 0.8 0.85 0,9 OS5 
G-G 
itopieiL eliminacji gazu 
 
G. 
Rys. 5. Kinetyka usuwania gazu z ciekłego metalu w przypadku ograniczania procesu odgazo- 
wania przez przenoszenie cząsteczek gazu G 2 w razie gazowej (dla G o =O,Ol 00 %) 


Analiza zależności (25) prowadzi do następujących wniosków: 
l) szybkość procesu odgazowania zależy od współczynników Kp i stosunku F/V, 
2) proces odgazowania przebiega według schematu charakterystycznego dla 
reakcji rzędu drugiego. 


3. WNIOSKI 


Dokonana w mmeJszym artykule analiza skuteczności procesu odgazowania 
w warunkach ograniczania kinetyki procesu odgazowania przez wybrany etap elemen- 
tarny może być wykorzystana w praktyce przemysłowej do doboru parametrów tech- 
nologicznych procesu wytapiania metali. 


LITERA TURA 


[l] Fromm E., Gebhardt E.: Gase und KoWenstoff in MetalIen. Springer-Verlag, Berlin- 
Heidelberg-NewYork 1976. 
[2] Rebjakin AW.: Zakonomieffiosti wzaimodiejstwia zidkowo mietałła s gazami i szłakami. 
Izd. Nauka, Moskwa 1976. 
[3] Burcev Y.T.: Desorpcja gaza iz zidkowo mietałła w vakuumie. Izd. Mietałłurgia, 
Moskwa 1987.
>>>
170 


A. Modrzyński, K. Grześkowiak 


MATHEMATlCAL ANALYSIS OF DEGASSING PROCESS 
IN A LlQUID METAL-GASEOUS PHASE SYSTEM 


Summary 


This paper presents a kinetics ol' degassing process in a liquid metal-gaseous phase system 
and a characteristic stages or this process. On the basis ol' equations deseribing a kinetics ol' 
elementary stages, the characteristic equations ror a case or process limitation by one of the 
stages have been given. These equations help to controI the process of degassing and increase its 
efficiency.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


KONTRAST KOLOROWY I JEGO ZASTOSOWANIE 
W BADANIACH STRUKTURY ODLEWÓW 
I ZŁĄCZ SPAWANYCH 


Petr Skocovsky, Radomila Konecna 


University of Zilina, Katedra materialoveho inzinierstva, 
Velky diel, 01026 Zilina, Slovak Republic 


W pierwszej części artykułu opisano źródła pochodzenia kontrastu kolorowego 
w mikroskopii świetlnej. W drugiej części opracowania określono możliwości za- 
stosowania próbek trawionych kolorowo do oceny struktur odlewów oraz złącz 
spawanych. 


1. WPROWADZENIE 


Mikroskopia świetlna jest naj starszą i najczęściej stosowaną techniką badań 
struktur metali i stopów. Niestety, dotychczasowe źródła informacji na temat badań 
składników strukturalnych w dużej mierze ograniczają się do wykorzystywania kontra- 
stu czarno-białego. Poziom tych informacji można rozszerzyć stosując do badań mikro- 
obszarów struktury kontrast kolorowy. W metalografii nie można osiągnąć powtarzal- 
ności stałego koloru faz. Dlatego stosujemy kontrast kolorowy; odróżniamy miejsca 
mikrostruktury na podstawie różnego ich zabarwienia. 
Kontrast kolorowy można wykorzystać przede wszystkim wtedy, gdy mikrostruk- 
tura wykazuje wyraźny gradient koncentracji składników. Pozwala wyróżnić fazy lub 
wyraźne segregacje w roztworze stałym, które przy zastosowaniu kontrastu czarno- 
białego są trudno rozróżnialne albo w ogóle ich nie można odróżnić. Dlatego też kon- 
trast kolorowy nadaje się przede wszystkim do badań materiałów w stanie lanym, do 
oceny struktury złącz spawanych oraz stref z wpływem ciepła. 


2. ŹRÓDŁA POCHODZENIA KONTRASTU KOLOROWEGO 
W METALOGRAFII 


Kontrast kolorowy między mikroobszarami można uzyskać kilkoma sposobami. 
Każdy z nich ma swoją podstawę strukturalną, która jest metalograficznie wykorzysty- 
wana.
>>>
172 


P. Skocovski, R. Konecna 


Kontrast kolorowy naturalny 
W niektórych przypadkach można odróżnić wydzielenia na podstawie ich stałego. 
powtarzalnego koloru [1,3]: węgloazotki tytanu w stalach austenitycznych - pomarań- 
czowe, tlenki miedzi w czystej miedzi - szaroniebieskie, itd. Przy badaniach rozszcze- 
piania stopu FeSiMg8 wykorzystano naturalny kolor eutektyki układu Mg-Si [4]. 
Światło społaryzowane 
Nowoczesne mikroskopy optyczne posiadają w wyposażeniu różne oświetlacze, 
które można łatwo wymieniać, dostosowując odpowiednie oświetlenie do charakteru 
badań i rodzaju struktury. Jednym z nich jest światło spolaryzowane, dzięki któremu 
można wyróżniać fazy o różnych właściwościach optycznych, co daje nam możliwość 
identyfikacji przede wszystkim faz trudno wytrawialnych, o sieci krystalicznej innej niż 
regularna, np. grafitu i cementytu [3]. Fazy o sieci krystalicznej innej niż regularna są 
optycznie anizotropowe. Możliwość odróżnienia składników strukturalnych w miesza- 
ninach faz na podstawie różnego efektu anizotropii optycznej ma główne znaczenie 
w badaniach w świetle spolaryzowanym [4]. 
Dyferencjalny kontrast inteńerencyjny (wg Nomarskicgo) 
Polega na rozszczepieniu jednego promienia światła na dwa, które po przebyciu 
różnych odległości optycznych łączą się i wzajemnie interferują. Dlatego właśnie uwy- 
pukla się relief powierzchni. Uwypuklenie powierzchni w skutek dyferencjalnego kon- 
trastu interferencyjnego umożliwia np. obserwację i ocenę strefy odkształcenia (w oko- 
licy szczeliny zmęczeniowej), itp. [3]. 
N aparowywane warstwy intcńcrcncyjne 
Światło padające na powierzchnię pokrytą przejrzystą warstwą odbija się od 
dwóch granicznych ośrodków: powietrze-warstwa i warstwa-metal, następnie odbite 
promienie interferują przy grubości warstwy: 
A. 
t=(2k+I)- (1) 
4n 
dla k = O, n = l (współczynnik załamania światła), t 
 A./4. 


Na podstawie powyższego wzoru można ustalić optymalną grubość naparowywa- 
nej powłoki, która wynosi od 95 do 170 run (dla światła kolorowego o długości raI 
w zakresie 380-;.-680 nrn), Naparowywanie warstwy interferencyjnej pozwala zwiększyć 
różnice w odbijalności światła. Do badań stali i żeliw na warstwy naparowywane sto- 
suje się głównie ZnSe [3]. Omawiana metoda jest szczególnie przydatna w badaniach 
wtrąceń niemetalicznych. Dużą ilość przykladów zastosowania tej metody zawiera 
publikacja [2]. 


Trawienie kolorowe 


Reakcja chemiczna odczynnika trawiącego z powierzchnią próbki powoduje po- 
wstanie przejrzystej warstwy, która dziala jako warstwa interferencyjna. Grubość tej 
powłoki głównie zależy od składu odczynnika chemicznego, czasu trawienia oraz skła- 
du chemicznego trawionej powierzchni. W przypadku, gdy skład chemiczny dwóch 
mikroobszarów jest różny, powstaną na każdym z nich, po trawieniu odpowiednim 
odczynnikiem przez odpowiedni czas, warstwy o różnych grubościach, które dają inter- 
ferencję odbitego światła o różnych długościach fal. W takim przypadku można obser- 
wować mikroobszary o różnych kolorach [1,3,5,6,7].
>>>
Kontrast kolorowy... 


173 


3. ZASTOSOWANIE TRAWIENIA KOLOROWEGO 


Do trawienia kolorowego zawsze należy stosować świeże odczynniki, ponieważ 
ich skuteczność jest czasowo ograniczona (do kilku godzin). Przygotowanie takich 
odczynników w małych ilościach może być uciążliwe. dlatego też jest korzystniej tok 
przygotowania odczynnika podzielić na etapy: 
- prL)'gotowanie roztworu podstawowego, który można przechowywać przez 
długi okres czasu (tabela l), 
- przygotowanie właściwego odczynnika, z roztworu podstawowego i dodatków 
(tabela 2). 


Tabela I. Roztwory podstawowe 


Roztwór Skład przygotowanie 
podstawowy 
BIl 48 g NH 4 FHF Rozpuścić i przechowywać w butelce plastykowej 
200 ml HCI 
1000 mI wody des!. 
B III 50 g NH 4 FHF 
400 ml HCI .i. w 
600 ml wody desl. 
BW! 5 części wody desl. lW. 
l cześć HCI 
K 300 ml wody desl. W naczyniu szklanym o pojelIUlości 1000 mI podgrzać 
I kg Na2S20J.5H20 300 ml wody desl. do temperatury 30+40 "C i dodać 
prawie l kg Na2S20J.5H20. Pozostawić na 24 godziny. 
Powstanie przejrzysty roztwór, a na dnie naczynia wykry- 
stalizuje się część dodatku. Stosować roztwór przejrzysty. 
W miarę zużywania odczynnika dolewać tyle wody de- 
stylowanej, żeby sól się rozpuściła (po kilku godzinach 
cZęść wykrystalizuje ponownie). 


Główne odczynniki do kolorowego trawienia, ze względu na ich skuteczność i wa- 
runki trawienia, można podzielić na kilka podstawowych grup: 
odczynniki na bazie K 2 S 2 0 5 
(wedJug różnych autorów jak Klemm, Beraha, Bloech i Wed!, różnią się pozostaly- 
mi skladnikami) należy stosować tylko świeżo przygotowane, na świeżo wypolero- 
waną powierzchnię próbki, "na mokro" - tzn. powierzchnię zgładu pokryć spoistą 
warstewką wody a następnie próbkę wstawić do odczynnika trawiącego. 
mołibdenian amonu 
ma podobne działanie, lecz świeżo wypolerowane próbki wstawia się do roztworu 
suche, 
pikrynian i chromian sodu 
zalecane przede wszystkim do trawienia makrostruktury żeliwa (trawienie we 
wrzącym odczynniku), 
odczynniki wedlug Pani Weck 
są to specjalne odczynniki do trawienia Ti i Al (trawienie na sucho), 
kwas selenowy i kwas molibdenowy 
odróżniają się od innych odczynników mechanizmem powstawania warstwy przej- 
rzystej [3] i można je stosować także po trawieniu klasycznymi odczynnikami.
>>>
174 


P. Skocovski, R. Konecna 


Tabela 2. Odczynniki do trawienia kolorowego 


Nr Odczynnik Skład przv!!otowanie Trawienie 
1 Klemm I 100 mI roztworu K Rozpuścić w roztworze na mokro 
2 g K,S,O, podstawoWYm O 5+5 min. 
2 Klemm III 11 mI roztworu K 
40 g K 2 S 2 0 5 ].w. ].w. 
100 mI wody dest. 
3 Beraha II 100 mI roztworu B II Rozpuścić w roztworze na mokro 
1 g K 2 S 2 0 5 podstawowym (naczynie 10+20 s 
z Dlastvku) 
4 Beraha III 100 mI roztworu B III ].W. na mokro 
1 g K,S,O, O 5+5 min. 
5 Beraha-Martenzyt 2 g K 2 S 2 0 5 Rozpuścić w naczym u na mokro 
2 g NH 4 FHF z plastyku 5+8s 
100 mI roztworu BW I 
6 Bloech a Wedl I 0,1+2 g K 2 S 2 05 Rozpuścić w roztworze na mokro 
100 mI roztworu BW I podstawowym 
7 Molibdenian amon. 2,5 g (NH4)6M07024 Rozpuścić molibdenian 1+2 min. 
10 mI HNO J W 10 mI wody destylo- 
190 mI C,H,OH wanei i dodać dodatki 
8 Chromian sodu 35 g NaOH Rozpuścić NaOH w WG- wrzący roztwór 
5 g cr0 3 dzie i rozpuścić crO J 1+5 min. 
100 mI wody 
9 Weck-Aluminium 4 g KMn0 4 Rozpuścić w ciepłej wo- 7+5 s 
l g NaOH dzie 
100 mI wody desl. 
10 5 % kwas 5mlHF Do wrzącego roztworu 
molibdenowy 95 mI wody desl. HF dodawać MoO J aż do 
MoO J do nasycenia umiarkowanego przesy- 
cenia (wv!!lad mIeczny) 
11 10 % kwas \O mI HF 
molibdenowy 90 mI wody desl. ].w. 
Mo0 1 do nasycenia 


Przykłady zastosowania trawienia kolorowego podano na rysunkach 1,2 .3 i w tabeli 3. 


Tabela 3. Przykłady zastosowania trawienia kolorowego 


Materiał 


Odcz nnik 
I 
5 
3,6 
I 


Sto aluminium 
Sto miedzi 
Superstopy niklu 


8 
I 
II 
7,9,10 
2 
i garna prim 4 


Żeliwo 


4. WNIOSKI 


Wyniki uzyskiwane kontrastem kolorowym są powtarzalne, Wykorzystanie kon- 
trastu kolorowego w metalografii jest dla każdego laboratorium dostępną techniką eks- 
perymentalną, która może rozszerzyć i pogłębić poziom analiz metalograficznych Po-
>>>
Kontrast kolorowy .u 


175 


trzebne są tylko odpowiednie odczynniki chemiczne, które są dostępne w handlu oraz 
dodatkowe wyposażenie (oświetlacze) do mikroskopu. 
The results were obtained by solvening ofresearch grant VEGA Slovakia Nr.J/4021/97. 


."
 

 .a 
. .
- .
 
ł-,- 


" ,',.. ok 
 
... " ..' ',\ł- :. 
.t =t.. . "'f" , 
.. . 


,...; 


.'Io-. 


.. 
.-. 


,. 


";"'". 
....... -. 


;- 
. . 


'. .- 

 ..:.

 ..:
. ;"\I
 .

 
 :;:

:_
." t ','_:_ :....
. ':

h 
t- -{'
 J'--

'
-_: ,;,. 
'}'....
. , q c.. 
., ..Ii.-....."-..."'.. 
 
.. a . -,. ........ 



. - 
'.- 


-I: 


_" .; t
t -:...,-::",.._
... ".;:.
 .
..." . 
4.. . 
-. 
. . 


';
;:
 
"- 
:. 
r . . " 
Rys.1. Strefa dyfuzyjna między Cu-drutem (na górze) i Sn-Iutem, odczynnik 2, pow. 100 x 


.
 


'- 
#" 
t . 

 

 
4 
... . . 
\ 
Is -. 
"- 
;. 
..... 


Rys.2_ Superstop Ni-CrlO-Mo5-Ti3-All w stanie lanym (dendryty niebieskie, strefy międzyden- 
drytyczne Młte), odczynnik 4, pow.5Ox
>>>
176 


P. Skocovski, R Konecna 


. 


'" 



 


. 
. 


Rys.3_ Węgloazotki tytanu (białe) na granicach komórek eutektycznych żeliwa z grafitem kręt- 
kowym, odczynnik 8, pow, 100 x 


LITERATURA 


[1] Wecke E., Leistner E.: Metallographische Anleitung zum Farbatzen nach dem Tauchverłith- 
ren. OSV Ousseldorf, T eil l, 1982, T ei12, 1983, Teil 3, 1986. 
[2] BOhler H.E., Hougardy H.P.: Atlas der Interferenzschichten - Metallographie. Oberusel 
1979. 
[3] Skocovsky P.: Colour Contrast in Metallographic Microscopy_ Vyd. 1. Blaha. Zilina 1993 
[4] Skocovsky P_o Bechny L.: Oie Strukturanalyse von Modifikation. Giessereirundschau 40, 
nr 11-132, s. 23-25, 1993. 
[5] Skocovsky P., Brckova D.: Kontrast kolorowy i jego zastosowanie w badaniach struktury 
warstw po obróbce cieplno-chemicznej_ Zeszyty Naukowe nr 105. Mechanika z.20, WSI 
Zielona Góra, s. 101-107,1994_ 
[6] Skocovsky P" Konecna R., Tillova E., Benko P.: Oie FarbmetaJlografie W1d quantitive Mi- 
krofraktografie der ausgewahlten Nichteisenlegierungen. 13 Int. Coli. Probierne der Kon- 
struktion, Herstellung und Instandhaltung von Fahrzeugen, s. 4-6, Oresden 1996. 
[7] Konecna R., Skocovsky P,: Structure and failure of Silwnin Zeszyty Naukowe nr 235/97. 
Mechanika z. 55, s. 201-204, Opole 1997. 


CO LOR CONTRAST AND ITS USING FOR STUDY OF CAST 
AND WELD STRUCTURE 


Summary 


This paper describes possibilities of color contrast developing with emphasis on using of the 
color contrast for structural evaluation of casted and welded materials.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR216 - MECHANIKA (43) - 1998 


MECHANIZMY NAPRĘŻENIOWEGO PĘKANIA 
KOROZY JNEGO STOPÓW ALUMINIUM 


Andrzej Zieliński 


Politechnika Gdańska, Wydział Mechaniczny, 
ul. G. Narutowicza 11/12, 80-952 Gdańsk 


Wykazano, że naprężeniowe pękanie korozyjne stopów Al-Zn-Mg i Al-Zn-Mg-Cu 
może być wyja.
nione jakościowo przez wnikanie i wpływ wodoru na strukturę i wła- 
sności stopów. PodatnoŚĆ do pękania związana jest z pułapkowanieffi wodoru przez 
wydzielenia na granicach ziaren i obniżeniem stężenia wodoru poniżej wartości 
krytycznej, koniecznej do uruchomienia poślizgu dysloka
ji. Przejściowy wzrost 
plastyczności przy rosnącej polaiyzacji katodowej jest związany z osiągnięciem 
stężenia wodoru, przy którym następuje tworzenie się mikropęcherzy i spadek 
stężenia wodoru sieciowego. 


l. WSTĘP 


Stopy Al-Zn-Mg-Cu są podatne na naprężeniowe pękanie korozyjne i kruchość 
wodorową w wodzie i powietrzu zawierającym parę wodną. Wzrost pęknięcia ma być 
powodowany działaniem wodoru, na co przytacza się dowody takie, jak dodatni wpływ 
stężenia wodoru i wilgotności na rozwój pęknięcia, proporcjonalność między przenika- 
niem wodoru i polaryzacją katodową oraz anodową, częściowy lub całkowity nawrót 
własności mechanicznych po starzeniu uprzednio nawodorowanego stopu, podobień- 
stwo przełomów próbek zniszczonych wskutek pękania korozyjnego i kruchości wodo- 
rowej, Proponowano różne atomowe mechanizmy wzrostu pęknięcia, w tym dekohezję 
sieci (Hydrogen Enhanced Decohesion) i ułatwienie poślizgu dyslokacji w wyniku 
obecności wodoru (Hydrogen Enhanced Localized Plasticity) [1-3]. 
Wpływ mikrostruktury został dobrze rozpoznany; najmniej podatne na napręże- 
niowe pękanie korozyjne okazały się struktury przestarzone. Stwierdzono, że rodzaj, 
rozmiar i rozkład wydzieleń międzyfazowych na granicach ziaren stanowiły główne 
czynniki determinujące skłonność do pękania. Nie ma zgodności co do roli, jaką od- 
grywają duże wydzielenia międzyfazowe; sugerowano, że pułapkują one duże ilości 
wodoru, zmieniają rodzaj poślizgu z płaskiego na falisty, jak też chronią katodowo 
obszar granic ziarna [1,4].
>>>
178 


A. Zieliński 


Celem prezentowanej pracy jest dyskusja, na bazie uprzednio otrzymanych wyni- 
ków [5,6], hipotezy o odpowiedzialności wodoru za proces naprężeni owego pękania 
korozyjnego stopów aluminium oraz propozycja mechanizmu fizycznego procesu 
wzrostu pęknięcia, determinowanego przez ilość wodoru oraz jego podział między sieć 
i defekty struktury. 


2. MATERIAŁY I METODYKA BADAŃ 


Badano dwa stopy: polski stop AI-Zn-Mg (PA47) i francuski stop AI-Zn-Mg-Cu 
(7010). Skład chemiczny obu stopów przedstawiono w tabeli l. 


Tabela l. Skład chemiczny badanych stopów 


Stop Skład chemiczny, % wag. 
Zn Mg Cu Mn Si Fe Ti Zr Cr Al 
PA47 4,30 1,10 0,062 0,28 0,17 0,45 0,018 0,\1 0,065 reszta 
7010 6,12 2,33 1,60 0,016 0,054 0,093 0,031 0,013 0,010 reszta 


Stopy były badane w różnych stanach obróbki cieplnej: 
l. Stop polski w stanach obróbki cieplnej: 
- T4 (przesycanie w 430 °C/45 min., chłodzenie w powietrzu i starzenie natural- 
ne w temperaturze pokojowej przez 100 dni), 
- T6 (przesycanie w 430 °C/45 min., chłodzenie w wodzie bieżącej, starzenie 
naturalne w temperaturze pokojowej przez 6 dni oraz starzenie sztuczne dwu- 
stopniowe w 90 °C/8 godz. i 145 °C/I6 godzin). 
II. Stop AI-Zn-Mg-Cu w stanach obróbki cieplnej: 
T351 (przesycanie w 477 °C/6 godz. 5 minut, chłodzenie w wodzie bieżącej, 
odkształcenie o 2,3 % i starzenie naturalne w temperaturze pokojowej), 
T651 (przesycanie w 477 °C/6 godzin 5 minut, chłodzenie w wodzie bieżą- 
cej, odkształcenie o 2,3 % i starzenie sztuczne jednostopniowe w 155 o C/9 
godzin), 
T7451 (przesycanie w 477 °C/6 godzin 5 minut, chłodzenie w wodzie bieżą- 
cej, odkształcenie o 2,3 % oraz starzenie sztuczne dwustopniowe w 115 o C/6 
godzin i 182 ° CIlO godzin) . 
Próbki do badań korozyjnych i mechaniczno-korozyjnych były wycinane w kie- 
runku poprzecznym do kierunku walcowania dla stopu AI-Zn-Mg i kierunku Z dla 
stopu AI-Zn-Mg-Cu. 
Oceny podatności do naprężeni owego pękania korozyjnego dokonano przez po- 
miar spadku energii zniszczenia (pola pod krzywą "naprężenie_odkształcenie,,) próbki 
rozciąganej w środowisku korozyjnym ze' stałą szybkością, w stosunku do energii 
zniszczenia próbki rozciąganej w suchym powietrzu. Szybkość odkształcania zawierała 
się między 10- 5 i 10- 7 S-l. Pomiary wykonano na specjalnie skonstruowanej maszynie 
sprzężonej z komputerem do sterowania pomiarem, rejestracji i obróbki danych. Jako 
środowisko korozyjne zastosowano 3,5 % roztwór NaCI dła stopu AI-Zn-Mg, czysty 
lub z dodatkiem HCl (pH = l) i 250 mgli AS 2 0 3 , a także sztuczną wodę morską dla 
stopu AI-Zn-Mg-Cu, Obok tych podstawowych testów wykonano również badania 
próbek eksponowanych w środowisku korozyjnym, a następnie rozciąganych w powie-
>>>
Mcchanizmy nlpręi.clliowego pęklnil . . 


179 


Irzu tuż po zlkotlczcniu ckspozycji lub 7 dni pó7.nicj. Bldlnil prowldl.Ono przy potCII- 
cj;Jlc koro7ji lub w w;JnJJ1k;Jch polaryzlcji kltodow
j 
Badania mikroskopowe wykonano mctodlmi mikroskopii optyczncj, elektronowej 
skaningowcj i prześwictleniowej. Anllizę fazową przeprm,vadzono mctodą dyfrakto- 
mctrii rentgcnowskicj. Pomiary stęi.enia wodom wykon(l[lO przy użyciu tcchniki cks- 
tr;Jkcji prÓi.niow
j 


3. WYNIKI BADAŃ 


Bldanil mikroskopowc stopu AI-Zn-Mg ujawniły obecność wydzielclI AJ,Fc 
z nicwiclkimi domicszklmi Mg. Mn i Zn w osnowic na granicach 7.ilrcn. Zaobscrwo- 
wano tlb.c nickohercntne wydzielcnia AI(,(Mn,Fe) z domieszkami Mg i Zn. o wielko- 
ści do 200 nl11, glÓwnic w osnowic, oraz wydzielenia fazy Tj'(MgZn2) o wielkości do 
40 11111 (jcdynic dla st;Jl11t 1'J). Badani;J slopu Ał-Zn-Mg-Cu wykazały obccność okr'l- 
glych wydzielell Mg 2 Si o wielkości I-I O 
lIll, wydlui.onych CZ1łstck A17CU2Fc o wiclko- 
ści do kilku mikromc1rów. cząstek AI
Zr o rozmiarach I (H.l0 nm, jak równiei. w"dlu- 
żonych cZ'lstck f;JZ Tj' i Tj o ro7.l11i;nach za1ci,nych od stanu obróbki cicplnej. 41)-'-.70 11111 
dl;J 1'151. 51)-7.120 nm dla TJ51 i 200--:--250 nl11 dll 1'7451. 
Pr l.elOI11Y l11i;Jly charakter micszany 7. przcw;Jg;ł kruchego dla stauu 1'4 i calkowi- 
cie plaslyczny dla st;Jnu 1'6 stopu AI-Zn-Mg. Podobną Z;Jlcżność przełol11u od obrÓbki 
cicplncj obscrwowano dla slopu AI-Zn-Mg-Cu. przy czym międzykrystalic1.llc kll1chc 
pęknięcia przebicgaly lIiezl]cżnie lub zależnic od obecności wydziclcli. przccinaj;\c 
wydziclcnia f;J7.y AhCII2Fe lub formując jlmy wokół wydziclcrl fazy Mg 2 Si. 
Na rysunku I pokazano wpływ obróbki cicplncj i skladu roztwom na względn;, 
cnergię zniszczenia dla stopu AI-Zn-Mg. Stop niezupclnie starzony (1'4) by' wyraźuic 
I1Ini
i odporny od stopu przestarzoncgo. W obu stlnach dodatek trójtlenku arscnu 
i kwasu solncgo powodowa' g1ębszy spadek cncrgii zniszczeni;J. 011 stopu AI-Zn-Mg-Cu 
spadck cncrgii zniszczenia po dodaniu trójtlcnku arscnu był lakże 7
1UWl7
l1lY. jcdnaki.c 
jedynic dla stanu 1'7451. 


100 
cd 
a 
dl 
N XO /' 
U 
N 
'" 
.
 óO /' 
cd 
'@)
 
dl 40 / 

 
1) 
cd 
-B 20 /' 
IIY 
bfJ 
N 

 o 
14 (10 ') 


. 1 

:

I

- .... 1 
I!I NaCl+I1CI+ As 2 0 J 
.
._ _, _. _' ____0_'_ 


fiL... 
,-
U.n 


Ir, (10 ') 


'1'4(10 7) 


Tó (10 7 ) 


SI;m ohróhki cicplncj (szyhkość odksztfłłcanifl, S.I) 


Rys.l. W7ględnl1 cncrgia wiszczenia slopu AI-7,n-Mg w rÓ7.nym slfłnie ohróhki cieplnej. mic- 
r7.0l1a przy szyhkości odksztalcania 10-' i 10. 7 S.I w roztworach o rÓŻn"m skład7.ic
>>>
180 


A. Zieliński 


'" 
'00 
 
D o 
a:: "j 60 
fi) .- 

 
 40 
2
 

.
 

 20 
O 


17451 


T651 


T351 


Stan obróbki cieplnej 


Rys_2. Względna energia zniszczenia stopu AI-Zn-Mg-Cu próbki rozciąganej w środowisku 
korozyjnym (PNK), w powietrzu po ekspozycji korozyjnej (PK) oraz w powietrzu po 
ekspozycji korozyjnej i 7-dniowym przechowywaniu w powietrzu (PP) 


Na rysunku 2 pokazano wartości energii zniszczenia dla stopu AI-Zn-Mg-Cu 
w różnym stanie obróbki cieplnej, mierzone przy szybkości odkształcania 3xHr' S-I 
w sztucznej wodzie morskiej (próba naprężeniowo-korozyjna) lub w powietrzu. w tym 
ostatnim przypadku albo niezwłocznie po zakończeniu ekspozycji korozyjnej próbki 
nie naprężonej w wodzie (próba korozyjna), albo po 7 dniach przechowywania w po- 
wietrzu po zakończeniu ekspozycji (próba pomiaru powrotu własności mechanicz- 
nych). Widoczny jest niewielki nawrót własności mechanicznych po pozostawaniu 
próbki w powietrzu. 


100 
.5: 
fi 80 
N 
u 

 
.
 60 
'" 
'iiD 
.... 
fi) 40 
a:: 
fi) 

 20 
u-- 
t;b 

 O 


-850 


-1100 


-1300 


-1400 


-1500 


-2000 


Potencja! elektrochemiczny, E(mV) 


Rys.3. Wpływ polaryzacji katodowej na względną energię zniszczenia stopu AI-Zn-Mg-Cu 
w stanie obróbki cieplnej T745L Szybkość odkształcania ok. 10- 7 S-I
>>>
Mechanizmy naprężeni owego pękania... 


181 


Część próbek stopu AI-Zn-Mg-Cu poddano polaryzacji katodowej. Jak widać na 
rysunku 3, spadek energii zniszczenia jest najwyższy przy pewnym umiarkowanym 
potencjale katodowym, tutaj -1500 mV (względem NEK), a mniejszy przy intensywnej 
polaryzacji katodowej, -2000 mY. W tym pierwszym przypadku obserwowano mikro- 
skopowo siatkę pęknięć, w tym drugim - intensywne zniszczenie związane z wypada- 
niem całych ziaren. Próbki stopu AI-Zn-Mg eksponowane były przez okres 7 dni 
w roztworze 3,5 % NaCI, czystym i z dodatkiem trójtlenku arsenu. Pomiary stężenia 
wodoru wykonane bezzwłocznie po zakończeniu ekspozycji wykazały, że stężenie 
wodoru zawierało się w granicach 0,14-;-0,17 ppm at. po ekspozycji w czystym roztwo- 
rze NaCI i 0,6-;-3,6 ppm at. w obecności trójtlenku arsenu. Dodatek As 2 0 3 powodował 
więc w tym przypadku wzrost stężenia wodoru dla każdego stanu obróbki cieplnej. 


4. DYSKUSJA 


Podczas gdy przeważająca większość badaczy uznaje związek między obecnością 
wodoru w stopach Al-Zn-Mg-Cu, a ich podatnością do naprężeniowego pękania koro- 
zyjnego, dowody na to nie są wcale przekonywujące. Nieciągły charakter wzrostu pęk- 
nięcia [4] może wynikać z zależnej od czasu dyfuzji wodoru do obszaru przed wierz- 
chołkiem pęknięcia, ale może również być związany z podobną zależnością rozpusz- 
czania anodowych wydzieleń fazowych na granicach ziaren. Ponieważ obserwowano 
wzrost przenikania wodoru także przy wzroście polaryzacji anodowej [7], wiązano ten 
efekt ze wzrostem liczby dróg wejścia wodoru przy rozpuszczaniu anodowym; wydaje 
się jednak, że degradacja równie dobrze mogłaby być wywołana korozją międzykrysta- 
liczną, wżerową i warstwową. Trudniej jest wytłumaczyć fakt, że przenikalność rośme 
ze wzrostem potencjału katodowego, zaś degradacja nie. Degradacja stopów wskutek 
naprężeniowego pękania korozyjnego może być więc powodowana przy polaryzacji 
anodowej i potencjale korozyjnym także rozpuszczaniem elektrochemicznym, choć 
brak różnic przełomów próbek. zniszczonych w wyniku kruchości wodorowej i naprę- 
żeniowego pękania korozyjnego nie wydaje się na to wskazywać, 
Otrzymane tu wyniki potwierdzają jednak, przynajmniej częściowo, udział wodo- 
ru w procesie naprężeniowego pękania korozyjnego tej grupy stopów. AS 2 0 3 hamuje 
reakcję reakcji rekombinacji wodoru na powierzchni metali, zwłaszcza w roztworach 
kwaśnych [8]. Jego dodatek może więc przyspieszać wnikanie wodoru do wnętrza 
stopów, co tu rzeczywiście się obserwuje i prowadzić do dalszego spadku energii znisz- 
czenia, jeżeli wodór jest odpowiedzialny za proces degradacji. 
Obserwacja częściowego nawrotu własności mechanicznych po pozostawieniu 
próbki w powietrzu jest dalszym dowodem na udział wodoru w degradacji. Powrót ten 
przypisywano kiedyś desorpcji wodoru z próbki. Ponieważ jednak w powietrzu szybko 
(w ciągu sekund) powstaje tlenek aluminium tworzący dość istotną barierę na drodze 
dyfuzji wodoru, nawrót własności może być związany ze spadkiem stężenia wodoru 
dyfuzyjnego, który jest odpowiedzialny za zniszczenie, Bardziej wiarygodnym wytłu- 
maczeniem spadku stężenia wodoru sieciowego jest jego redystrybucja do głębokich 
pułapek. Wydaje się, że dwa rodzaje takich pułapek są naprawdę istotne: powierzchnie 
międzyfazowe i mikropęcherze wodoru. 
Jeżeli pęknięcie wodorowe przebiega wyłącznie w obszarze granicy ziarna, to 
istotnymi powierzchniami międzyfazowymi są powierzchnie wydzieleń faz między- 
metalicznych, w tym przypadku MgZn2, ponieważ tylko te wydzielenia ulegają tworze-
>>>
182 


A. Zieliński 


niu się i wzrostowi ze zmianą temperatury i czasu starzenia. Powierzchnie tych nicko- 
herentnych wydzieleń wiążą wodór na tyle silnie, podobnie jak siarczki i węgliki 
w stalach [8], że w temperaturze pokojowej można je uważać za pułapki nicodwracal- 
ne. 
Ten proces tłumaczy rolę mikrostruktury w zapobieganiu wzrostowi pęknięcia. 
W przypadku podłużnych wydzieleń ich powierzchnia sumaryczna wzrasta ze wzro- 
stem długości średniego wydzielenia. Udział wydzieleń w objętości granicy ziarna 
wzrasta od zera w przypadku stopów niedostarzonych, aż do znacznych wartoścI 
w przypadku stopów przestarzonych, kiedy to wydzielenia mogą być rozłożone na 
sporej części granicy ziarna. Równocześnie spada podatność do naprężeniowego pęka- 
nia korozyjnego. Zakładając, że głównym czynnikiem determinującym podatność jest 
stężenie wodoru dyfuzyjnego, można stwierdzić, że stężenie krytyczne dla badanych 
stopów niedostarzonych jest nie większe, niż 0,16 ppm at., ponieważ już przy tym 
stężeniu obserwuje się pękanie korozyjne. W takim przypadku stężenie wodoru dyfu- 
zyjnego równe jest praktycznie stężeniu całkowitemu wodoru, pomniejszonenm o wo- 
dór pułapkowany przez inne, niż wydzielenia MgZn2, derekty struktury. W miarę roz- 
woju wydzieleń ich powierzchnie międzyfazowe zaczynają silnie wiązać wodór, które- 
go stężenie w sieci spada poniżej wartości krytycznej. Przy ciągłym wzroście stężenia 
wodoru w wyniku jego absorpcji i dyfu7ji stężeni c to w końcu mogłoby osiągnąć war- 
tość krytyczną także w przypadku stopów przestarzonych; duże wydzielenia zmicniają 
jednak także drogę poślizgu, który musi odbywać się w obszarze położonym dalej od 
granicy ziarna, czyniąc tym samym naprężenie konieczne do uruchomienia poślizgu 
większym. 
Najbardziej prawdopodobny model fizyczny zjawiska nie musi więc brać pod 
uwagę możliwości rozpuszczania anodowego dna pęknięcia. Rozpuszczanie anodowc 
powoduje pojawienie się wodoru, który może wnikać do wnętrza czystego metalu przcz 
świeżo utworzoną szczelinę lub wżer korozyjny. W warunkach niezbyt silnej polaryza- 
cji katodowej rozpuszczanie malcje i warstwa tlenku staje się mocną barierą dla WCj- 
ścia wodoru, stąd proces degradacji zostaje zahamowany. Wnikający wodór powoduje. 
w myśl teorii zlokalizowanego uplastycznienia, ekranowanie położonych blisko siebic 
dyslokacji, jeżeli jego stężenie staje się dostatecznie duże. W konsekwencji następujc 
poślizg dyslokacji przy naprę.żeniu lokalnie mniejszym od granicy plastyczności - 
zmiękczenie materiału. Poruszające się po obu stronach szczeliny dyslokacje ulegają 
spiętrzeniu w obszarze przed wierzchołkiem pęknięcia powodując powstawanie jam 
i mikropustek. a w rezultacie strefy umocnienia materialu [9] i utworzenic wtórnego 
mikropęknięcia. 
Jeżeli stężenie wodoru staje się bardzo wysokie, jak w przypadku silnej polaryzacji 
katodowej, ilość wodoru związanego przy powierzchniach międzyfazowych gwałtow- 
nie wzrasta i stopniowo dochodzi do utworzenia mikropęchcrzy wodoru, a dalej do ich 
rozwoju i deformacji plastycznej w ich sąsiedztwie. Efekt ten z jednej strony prowadzi 
do spadku stężenia wodoru sieciowego (mikropęcherze działają jak głębokie pulapki 
wodoru), z drugiej do tworzenia nowych dyslokacji, ich splątania i w końcu lokalnej 
destrukcji, a w konsekwencji zahamowania rozwoju pojedynczych pęknięć. Wynikiem 
jest mniejsza degradacja stopu przy silnej polaryzacji katodowej, jak to zauważono 
wcześniej [lO]. 
Powyższy model nie ujmuje zależności czasowych rozpuszczania elcktrochemicz- 
nego szczeliny i wżerów, dyfuzji wodoru oraz rozwoju pęknięcia. Stwierdzono. że
>>>
Mechanizmy naprężeniowego pękania... 


183 


nominalna szybkość dyfuzji wodoru byłaby o rząd wielkości za mała, aby wytłumaczyć 
jego gromadzenie się w dostatecznie dużych stężeniach w dość odłegłych obszarach. 
Przypuszcza się, że wodór może poruszać się razem z dyslokacjami, bądź też poruszać 
się znacznie szybciej w polu ich naprężeń. Konieczne staje się opracowanie modelu 
skokowego rozwoju szczeliny, który uwzględniałby realny czas zdarzeń i mikrostruktu- 
rę granic ziaren, w tym ilość wodoru wnikającego do wnętrza stopu w wyniku reakcji 
korozyjnej rozpuszczania wydzielenia, stężenie wodoru w obszarze pęknięcia i jego 
zmiany w czasie, korelację między stężeniem wodoru a naprężeniem koniecznym do 
uruchomienia poślizgu, zmianę wielkości wydzieleń fazowych w czasie i związek tego 
procesu z lokalnym odkształceniem plastycznym. 


5. WNIOSKI 


I. Obserwowany wpływ dodatku trójtlenku arsenu do roztworu na degradację stopu, 
czyściowy nawrót własności mechanicznych po przechowywaniu w powietrzu oraz 
wpływ polaryzacji katodowej na degradacjy potwierdzają udział wodoru w procesie 
naprężeni owego pękania korozyjnego stopów aluminium. 
2. Wydziclcnia razowe w obszarach granic ziaren mogą wiązać duże ilości wodoru 
powodując tym samym spadek stężenia wodoru sieciowego poniżej wartości kry- 
tycznej, koniecznej do uruchomienia lokalnie poślizgu. 


LITERA TURA 


I]] Holroyd N.lI-I.: Environment-induced cracking ot' high-strength aluminum allovs. Proc 
Conf Environmental-Induced Cracking, NACE, Kohler, USA, s. 311, 1988. 
[2] Gerberich W.W., Marsh P. i in.: Hyclrogen/plasticity interactions in stress corrosion cracking. 
Proc. Int1. Conf Corrosion-Detormation Interactions, Fontainebleau, Francja, s. 325, 1992. 
[3] Bimhaum H.K.: Mechanisms ol' hydrogen-related tracture ol' metaIs. Proc. Conf. Envi- 
ronmental-Induced Cracking, NACE, Kohler, USA, s. 21, 1988. 
[4] De Ardo AJ., Townsend R.D.. The etTect ol' microstructure on the stress-corrosion su- 
sceptihility ol' an Al-Zn-Mg alloy. Carnegie-Mellon University, Detroit 1970. 
r 5] Zielii\ski A, Renauld E. i in.: EtTect ol' tempers on stress corrosion cracking ol' an 
Al-Zn- Mg-Cu alloy. J. Mater. Proc. Techn., nr 53, s. 491, 1995. 
[6] Zieliński A, Łahanowski J, Jawan H.A: Badania mechanizmu naprężeni owego pękania 
korozyjnego stopu AlZn5MgI w roztworze NaCI. V Ogólnopolska Konrerencja, Korozja 
96, s. 149, Gdańsk 1996. 
[7] Gest RJ, Troiano AR: Stress corrosion and hydro gen embrittlement in aluminium 
alloys. Corrosion, 30, nr 8, s. 274, 1974. 
[81 Smiałowski M.: Hydrogen in Steel. Pergamon Press, Oxrord 1962. 
[91 Magnin T.: Environment sensitive tracture mechanisms. Solid State Phenomena, nr 35- 
36, s. 319,1994. 
llO] Christodolou L., Flower I-I.M.: lIydrogen emhnttlement and trapping in AI-6 % Zn-3 % Mg. 
Acta Metali, nr 28, s. 481, 1983.
>>>
184 


A. Zieliński 


MECHANISMS OF STRESS CORROSION CRACKING 
OF ALUMINIUM ALLOYS 


Summary 


Stress corrosion cracking has been explained in qualitative terms by hydrogen entry and its 
effects on microstructure and properties ol' alloys. The decreasing susceptibility to stres s corro- 
sion cracking is re1ated on increasing hydrogen trapping by grain boundary precipitates and 
hydro gen concentration decreasing below critical value necessary to racilitate the dislocation 
movement. Certain increase in plasticity observed at growing cathodic polarisation may be 
associated with reaching the hydrogen content at which the hydrogen microbubbles may be 
rormed decreasing the hydrogen lattice concentration .
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) -1998 


ROLA CZYNNIKÓW STRUKTURALNYCH, 
MECHANICZNYCH I EKSPLOA TACY JNYCH 
W KOROZY JNYM NISZCZENIU 
WYMIENNIKÓW CIEPŁA 


Maria Głowacka, Waldemar Serbiński 


Politechnika Gdańska, Wydział Mechaniczny, 
ul. G. Narutowicza 11/12, 80-952 Gdańsk 


Przedstawiono rolę czynników strukturalnych, mechanicznych i eksploatacyjnych 
w odporności korozyjnej rurowych wymienników ciepła, mianowicie cukrowni- 
czym aparacie wyparnym oraz parowej nagrzewnicy powietrza. Stwierdzono, iż 
zniszczenie rur z mosiądzu M70z4r w aparacie wyparnym nastąpiło wskutek ko- 
rozji naprężeniowej, Przyczyną jej było współdziałanie naprężeń wewnętrznych 
w mosiądzu oraz obecność jonów amonowych i dwutlenku siarki. W parowej na- 
grzewnicy powietrza rury miedziane uległy korozji wżerowej. Przyczyną znisz- 
czenia było zanieczyszczenie zawilgoconej pary wodnej siarczanami, chlorkami 
oraz dwutlenkiem węgla. 


1. WSTĘP 


Aparaty wyparne są podstawowymi urządzeniami w cukrowniach, służącymi do 
zatężania soku cukrowniczego. Przestrzeń robocza aparatu wyparnego składa się 
z dwóch stalowych płyt sitowych o grubości ok. 26 mm (górnej i dolnej), w środku któ- 
rych znajduje się otwór na rurę cyrkulacyjną oraz 3984 otwory o średnicy ok. 34 mm. 
W otworach tych zaciśnięte są końce rur z mosiądzu M70 o średnicy 33 mm, grubości 
1,5 mm i długości 2290 mm. Powierzchnia zewnętrzna rur ogrzewana jest parą wodną 
o temperaturze 140 -;-}60 oC pod ciśnieniem 0,1-:-0,25 MPa. Powierzchnia wewnętrzna 
rur styka się z sokiem cukrowniczym zawierającym cukier oraz węglan potasu, niewiel- 
kie ilości amoniaku oraz dwutlenku siarki. 
Obecność amoniaku pochodzi z rozkładu organicznych związków azotu, natomiast 
dwutlenek siarki dodawany jest w celu odbarwienia soku. Wartość pH soku waha się 
w granicach 7,5-:-8,5, 
W jednej z cukrowni, podczas prac remontowych aparatu wyparnego, dokonano 
wymiany rur mosiężnych na nowe, wykonane z mosiądzu M70 w stanie półtwardym, 
rekrystalizowanym (z4r) według PN-80/H-74585. Po 14 dniach eksploatacji stwierdzo-
>>>
186 


M. Głowacka, W. SeIbiński 


no w wymienionych rurach nieszczelności. Spowodowało to wyłączenie wyparki z ru- 
chu. Po otwarciu aparatu stwierdzono pęknięcia i oberwanie 88 rur. Przykład zniszcze- 
nia rur w aparacie wyparnym, po wymienionym okresie eksploatacji, przedstawiOno na 
rysunku l. 


- 
N 


Rys.L Obraz pęknięcia w rurze ej! 33 x 1,5 nun z mosiądzu M70z4rw aparacie wyparnym 


Parowa nagrzewnica powietrza stanowi integralną część bezkanałowego aparatu 
grzewczego, przeznaczonego do ogrzewania w systemie ciągłym powietrza w halach 
produkcyjnych, warsztatach lub magazynach. Nagrzewnice stosuje się w układach zło- 
żonych z kilkudziesięciu do kilku tysięcy sztuk. Para wodna z uwagi na liczne zalety 
pozostaje nadal głównym, technologicznym czynnikiem grzejnym, pomimo olbrzymie- 
go w ostatnich latach postępu w rozwoju elektrycznych systemów ogrzewania. 
W instalacji parowo-kondensacyjnej złożonej z kolektora ujęcia wody wodocią- 
gowej, kolumn jonitowych, urządzenia uzdatniającego wodę, otwartego zbiornika kon- 
densatu, odgazowywacza, kotła, wymienników ciepła typu JAD oraz kilkudziesięciu 
nagrzewnic powietrza po około 2 letniej eksploatacji stwierdzono peńoracje miedzia- 
nych rur w nagrzewnicach. Medium przepływającym przez nagrzewnice była pard 
wodna o ciśnieniu nominalnym 0,3 MPa i temperaturze 133 oc. W nagrzewnicach rury 
miedziane omywane były z zewnątrz powietrzem, przetłaczanym za pomocą wentylato- 
ra. 
Jakość wody zasilającej kocioł parowy i wytwarzanej w nim pary, jakość mate- 
riałów konstrukcyjnych z którymi stykają się oba media oraz poprawnoŚĆ eksploatacji 
instalacji parowo-kondensacyjnej decydują o trwałości całego układu. Z punktu widze- 
nia trwałości orurowania nagrzewnic wiadomo, iż w prawidłowo pracującej instalacji 
powierzchnie wewnętrzne rur miedzianych pokrywają się szczelną, ochronną warstew- 
ką tlenków, tworzącą się w początkowym okresie pracy wskutek oddziaływania tlenu 
zawartego w parze wodnej. W trakcie wadliwej eksploatacji na powierzchni tlenków 
mogą powstawać dodatkowe warstwy osadów, w tym siarczanów i chlorków, które sta- 
nowią przyczynę korozji wżerowej miedzi [l]. Sole te mogą być unoszone przez parę 
wodną z kotła, podobnie jak tlen i dwutlenek węgla, które również sprzyjają korozji 
wżerowej. 


2. PRZEPROWADZONE BADANIA I ICH WYNIKI 


2.1. Badania przyczyn zniszczenia cukrowniczego aparatu wyparnego 
W celu wyjaśnienia przyczyn pękania rur ej! 33 x 1,5 mm wykonanych z mosiądzu 
M70z4r i zniszczonych po 14 dniach eksploatacji w cukrowniczym aparacie wyparnym. 
przeprowadzono badania zarówno w stanie dostawy jak i degradacji.
>>>
Rola czynników strukturalnych .... 


187 


Zgodnie z wymaganiami PN-801H-74585 badania rur w stanie dostawy obejmo- 
wały: sprawdzenie wymiarów i składu chemicznego, określenie stanu dostawy i wła- 
sności wytrzymałościowych, próby technologiczne spłaszczania i roztłaczania. obser- 
wacje mikrostruktury oraz testy odporności na naprężeniowe pękanie. Z pełnych wyni- 
ków badań, zamieszczonych w pracy [2], obecnie przytoczono tylko te wyniki, które 
odbiegają od wymagań stawianych przez powyższą normę. 
Stan dostawy rur z M70z4r określono przez pomiar twardości Średnia twardość 
badanych rur w stanie dostawy wynosiła ll5 HV5, zaś wymagana przez PN-80/H- 
74585 zawiera się w granicach od 80 do 110 HV5. 
Celem badań metalograficznych mikroskopowych było określenie zasadniczej mi- 
krostruktury rur oraz charakteru i przebiegu pęknięć. Badania metalograficzne mikro- 
skopowe wykonano na próbkach wyciętych prostopadle i równolegle do osi pękniętych 
rur charakterystycznych dla pęknięć obszarach. Obserwacji mikroskopowych dokonano 
na zgładach trawionych odczynnikiem chromowym. Badania przeprowadzono na mi- 
kroskopie świetlnym Neophot 32 przy powiększeniu 200x. Obraz charakterystycznej 
mikrostruktury próbek trawionych przedstawiono na rysunkach 2 i 3. 


.
;:;"" 


. .-:=.:- 
\
; --
:'
-- 
r:
'''''' 


. 
-,.. 
.
 . 


..... 
 .
"';;' 
:
;t
 «'!!I
:-,
;.
:.:,
 
.'''''"
 ":-:;1" 
"? 


_"" _
-= :
.Y:' 
Eij
 
 


.
:
;
;
-  
,::'l"." 


JIitt . 

 

i::s · 

':$T 


." 


.1 


.
 
:. 


'.. 
. F-
ti "" 
": -:-,/it:.:v .:'" 


.......... 


Rys.2. Mikrostruktura mosiądzu M70z4r Rys.3. Międzykrystaliczny charakter pęknię- 
w rurze ł 33 x ],5 mm w stanie do- cia w rurze zniszczonej po ]4 dniach 
stawy eksploatacji 
W zasadniczej mikrostrukturze rur (rys.2) ujawniono dużą niejednorodność w wiel- 
kości ziam. chociaż ich średnia wielkość zawiera się w przedziale dopuszczalnym normą 
PN-80/H-74585. 
Analiza uzyskanych wyników badań metalograficznych mikroskopowych skłania 
do stwierdzenia. iż korozja rur rozwija się od powierzchni wewńętrznej, skutkiem pracy 
w środowisku soku cukrowniczego zawierającego amoniak i dwutlenek siarki Między- 
krystaliczny przebieg pęknięć rur z mosiądzu M70z4r (rys.3) jest charakterystyczny dla 
inicjacji i propagacji zniszczenia podczas korozji naprężeniowej [3]. 
W celu określenia wpływu odkształcenia na zimno do skłonności pękania naprę- 
żeniowego badane rury pocięto na odcinki o długości 150 l11Il1, w których każdy 
z końców rozwalcowano do średnicy 34,5 mm (wzrost średnicy o 4,2 %). Następnie
>>>
188 


M. Głowacka, W. Serbiński 


przeprowadzono próbę rtęciową zgodnie z PN-71/H-04730. W rozwalcowanych rurach 
wystąpiły wyraźne pęknięcia. 
2.2. Badania przyczyn zniszczenia rur parowego wymiennika ciepła 
W celu ustalenia przyczyn zniszczenia miedzianych rur nagrzewnic powietrza 
przeprowadzono badania materiałowe uszkodzonych rur oraz badania składu chemicz- 
nego, jak również właściwości wody zasilającej układ parowo-kondensacyjny i konden- 
satów pochodzących z wymienników typu JAD oraz parowych nagrzewnic powietrza. 
Przedmiotem badań były odcinki rur 
 15,5 mm i grubości ścianki 0,8 mm. wykonane 
z miedzi M2R, wycięte z uszkodzonych nagrzewnic powietrza po około 2 - letniej eks- 
ploatacji. 
Obserwacje makroskopowe powierzchni rur wykazały pojedyncze wżery, z perfo- 
racją rozwijającą się od powierzchni wewnętrznej, której obraz pokazano na rysunku 4. 
Powierzchnia produktów korozji wewnątrz różnych odcinków rur była zróżnico- 
wana. W jednych dominowała barwa czerwono-brązowa, pochodząca najprawdopodob- 
niej od czerwonej barwy tlenku miedziawego CU20, w innych była ciemnobrązowa, 
którą wiązać można z obecnością czarnego tlenku miedziowego CuO [4]. Przypuszcze- 
nia te potwierdziły przeprowadzone badania składu fazowego produktów korozji na 
powierzchni wewnętrznej rur miedzianych za pomocą dyfraktometru DRON 2 przy 
użyciu lampy miedziowej i promieniowania nieodfiltrowanego o długości fali CuKa. = 
= A.l = 1,542 A oraz CuK p = A. 2= 1,392 A. Wykazały one obecność w obszarach o zróż- 
nicowanej barwie tlenków CuO i C U 2 0 oraz siarczanów CUS04. Jednocześnie nie moż- 
na wykluczyć w produktach korozji obecności CuS, CuCI i Fe203. 
W oparciu o wyniki badań składu chemicznego przedstawionego w pracy [5 ] 
można stwierdzić, iż odpowiada on według PN-77/H-82 120 miedzi w gatunku M2R. co 
jest zgodne z danymi przedstawionymi przez producenta nagrzewnic. 
Celem badań metalograficznych mikroskopowych było z jednej strony określenie 
stanu materiału i jego zgodności z wymaganiami projektowymi, z drugiej zaś charakte- 
ru uszkodzeń korozyjnych, których obraz stanowi wskazówkę dotyczącą przyczyn 
i mechanizmu korozji. Z badań wynika, iż mikrostruktura miedzi złożona jest z drob- 
nych równoosiowych ziarn z bliźniakami rekrystalizacji, która jest typowa dla materia- 
łów poddanych wyżarzaniu rekrystalizującemu (rys.5). 
Obserwacje mikroskopowe w obszarze wżeru korozyjnego wykazały, iż po- 
wierzchnia wżeru jest gładka, z cienką, równomiernie rozłożoną warstwą produktów 
korozji, bez biegnących po granicach ziarn pęknięć charakterystycznych dla korozji na- 
prężeniowej. 
Wyniki badań składu chemicznego oraz wartości pH wody pobranej z sieci wodo- 
ciągowej, uzdatnionej, zasilającej, odgazowanej i kondensatu pobranego z odwadnia- 
czy parowych nagrzewnic powietrza zestawiono w tabeli l. Woda pobierana z sieci wo- 
dociągowej uzdatniana jest dodatkiem fosforanu sodowego i wodorotlenku sodu. Zwra- 
ca uwagę wysoka ilość tlenu, przy zalecanej O, l mg/dm 3 , a także wysoka zawartość wo- 
dorowęglanów od 352 do 392 mg/dm 3 . 
Woda uzdatniona po zmieszaniu z kondensatami ze wszystkich odbiorników cie- 
pła wykazała ponownie wysokie stężenie tlenu (1,51 mgldm\ które po odgazowaniu 
zmalało do 1,13 mg/dm 3 , Analiza chemiczna kondensatu wykazała, iż posiada on od- 
czyn kwaśny (pH = 4,55) i zawartość wodorowęglanów 25,7 mgldm 3 , co oznacza, iż 
uległy one rozkładowi w kotle (z 230 mg/dm 3 ) i wytworzyły dwutlenek węgla. Przeno- 
szony z parą wodną dwutlenek węgla częściowo rozpuszcza się w powstającym wy- 
miennikach ciepla kondensacie, powodując jego zakwaszenie.
>>>
Rola czynników strukturalnych .n. 


189 


. . 
.- k..;.-i' 


- . 

';Jf':;v 


;.. 


l '- . . ;;x. 
"' r :'ł:.-i 


....p. . 
..

: . 


./  . f' 


.. 
i,. 


1;. .,
 
., . ;.tl";f.d
 
. . 




 


-
: 


11..' 
 ,;;. .' ...: 



.
/(

"
.t .
 


.; 


;" 
'-t., . 


". 
:" 

 
:c;
 


'I' 


:':4 


C" . 


'. 


." . . 
. ..
.,

,
: 
"'
; ,...;t. 

"::.'
 
. : 
';'.' 

 ,',o - 
f' 


'o 


r' .. 


'".. ....
." ;,., -;..; . 


. . *. 


,) . .,. 
'.i ;..... ,

 
.
 

, 

'-':' 


.-!-: 


.. 
. j.. ", 


RysA. Obraz wżeru korozyjnego z perforacją 
w kierunku powierzchni zewnętrznej 
parowego wymiennika ciepła 


Rys. 5. Mikrostruktura miedzianej rury 
w pobli:l:u wżeru korozyjnego 


Tabela L Skład chemiczny wody z sieci wodociągowej (S), uzdatnionej (U), zasilającej (Z), 
odgazowanej (D), kondensatu (K) pobranych z instalacji parowo-kondensacyjnej na- 
grzewnic 


Rodzaj Jednostka S U Z D K 
oznaczenia 
pH - 6,8 8,1 6,5 8,8 4,55 
O 2 mg, dm' 1,33 - 1,51 I,B - 
cr mg. dm' 4,20 4,40 2,00 3,2 0,1 
CO/- mg, dm 3 0,00 0,00 0,00 8,1 0,00 
(HC0 3 r mg, dm' 352,0 395,0 135,0 230,0 25,7 
SOl" mg, dm' 20,0 10,0 I I I 
NO J - mg dm' 4,2 3,3 0,1 4,1 0,1 
PO/- mg dm' 0,37 5,50 3,80 4,2 0,03 
Mn 2 + mg dm' 0.001 0,001 0,004 0,001 0,001 
(NIL ) mg/dm' 0,46 0,19 0,22 0,114 0,18 
Ca 2+ + Mg'
 On 7,4 - - - - 
3. OMÓWIENIE WYNIKÓW BADAŃ 


Spośród różnych rodzajów korozji lokalnej do najpowszechniej występujących 
należą naprężeniowe pękanie oraz korozja wżerowa. W trakcie eksploatacji korozja lo- 
kalna jest często niezauważa1na i trudna do przewidzenia. Ujawnia się ona dopiero 
przez uszkodzenie, uniemożliwiające dalszą eksploatację urządzenia. Zachodzi w wa- 
runkach pasywacji (istnienie na powierzchni metali i stopów warstewek pasywnych),
>>>
190 


M. Głowacka, W. Serbiński 


gdy tworzywo metalowe praktycznie nie podlega widocznej korozji. Szybkość korozji 
naprężeni owej oraz wżerowej jest znacznie większa niż korozji ogólnej [3]. 
Korozja lokalna miedzi i jej stopów zachodzi w następstwie naruszenia warstewki 
pasywnej przez agresywne aniony (najczęściej są nimi chlorki i siarczany). oddziaływa- 
nia tlenu, amoniaku, dwutlenku siarki, dwutlenku węgla, niskiej wartości pH środowi- 
ska korozyjnego oraz w wypadku korozji naprężeniowej współdziałania naprężeń roz- 
ciągających. 
W rozważanych cukrowniczych aparatach wyparnych powierzchnia wewnętrzna 
rur styka się z sokiem cukrowniczym o wartości pH wahającego się w granicach 
7,5-:-8,5, który oprócz cukru zawiera węglan potasu, niewielkie ilości amoniaku i dwu- 
tlenku siarki. Z blisko czterdziestoletnich doświadczeń załogi cukrowni wynika, iż 
w opisanym środowisku rury wykonane z mosiądzu M70 w stanie w pełni rekrystalizo- 
wanym o twardości około 64HV5 nie wykazywały oznak zniszczenia korozyjnego [2]. 
W świetle kompleksowych badań zniszczonych rur wykonanych z mosiądzu 
M70z4r stwierdzono, iż decydującym o awarii czynnikiem okazał się stan ich obróbki 
cieplnej (półtwardy, rekrystalizowany-z4r). Obecność naprężeń rozciągających w oma- 
wianych rurach oraz współdziałanie soku cukrowniczego zawierającego amoniak i dwu- 
tlenek siarki spowodowały powstanie na powierzchni wewnętrznej rur pęknięć między- 
krystalicznych, charakterystycznych dla skutków korozji naprężeniowej . 
Miedziane rury parowych nagr.lewnic powietrza uległy korozji wżerowej wskutek 
oddziaływania środowiska zawilgoconej pary wodnej zanieczyszczonej tlenem i dwu- 
tlenkiem węgla oraz siarczanami i chlorkami. W badanych warstwach wierzchnich wc- 
wnętrznych powierzchni rur miedzianych stwierdzono bowiem siarczany i chlorki. Sub- 
stancje te inicjują korozję wżerową miedzi [6]. Szczególnie rola siarczanów sprowadza 
się do stworzenia warunków rozwoju wżerów, ponieważ ich osady luźno związane 
z podłożem pozwalają na penetrację do powierzchni metalu agresywnych jonów zc śro- 
dowiska oraz zarodkowanie i rozwój wżerów. 
Obecność warstw tlenkowych na powierzchni wewnętrzncj rur miedzianych oraz 
duża zawartość tlenu w wodzie zasilającej około l mg/dn1 3 (wymagane normą PN- 
85/C-0460l wynosi 0.1 mg/dm 3 ) potwierdzają znaczne zanieczyszczenie tlenem pary 
wychodzącej z kotła. Również wysoki poziom wodorowęglanów w wodzie zasilającej 
kocioł (do 395 mg/dm 3 ) i niski w kondensacie pary pobranym z odwadniaczy nagr.lcw- 
nic powietrza (do 30 mg/dm)) dowodzą, iż różnica ta jest wynikiem znacznego rozkła- 
du wodorowęglanów w kotle i wytworzeniu dwutlenku węgla. Obecność dwutlenku 
węgla bardzo istotnie wpływa na wartość pH kondensatów pary w nagrzewnicach po- 
wietrza. W wyniku przeprowadzonych badań stwierdzono, iż wartość pH w kondensa- 
cie pary z nagrzewnic powietrza wynosiła 4,55. Na podstawie danych literaturowych [7] 
oszacowano, że stężenie dwutlenku węgla w kondensacie pary pracującej w omawia- 
nych nagr.lcwnicach powietrza wynosiło około lO mg/dm) 
Oceniając szybkość korozji badanych rur miedzianych wymiennika ciepła na pod- 
stawie skali obowiązującej w Polsce, to według PN-67/H-04608 odpowiada ona szyb- 
kości okolo 0,5 mm1rok. Jest to 6 stopień (w skali lO-stopniowcj) szybkości korozji. 
który wskazuje na silne zagrożenie korozją rozpatrywanej instalacji parowokondensa- 
cyjnej. 
Zapobieganie korozji wżerowej sprowadza się do obniżenia zawartości tlenu i wo- 
dorowęglanów, utrzymywania wartości pH w granicach 8,5-:-9,2, poprawy jakości pary 
drogą korekcji aminowej [8], która zabezpiecza przed wpływem tlenu i dwutlenku wę- 
gla. Bardzo istotne jest również staranne dobranie rodzaju, montaż i eksploatacja od- 
wadniaczy w instalacji parowych wymienników ciepła [9].
>>>
Rola czynników strukturalnych _n. 


191 


3. WNIOSKI 


Na podstawie przeprowadzonych badań oraz analizy ich wyników można przed- 
stawić następujące wnioski: 
l. Badania atestacyjne rur z mosiądzu M70z4r w stanie dostawy potwierdziły zgod- 
ność ich własności z PN-80/H-74585 poza twardością, która przekraczała wartość 
maksymalną o 5 jednostek HV5. 
2. Badane rury wykazały obecność pęknięć międzykrystalicznych, charakterystycz- 
nych dla skutków korozji naprężeniowej. Zostały one zainicjowane na powierzch- 
niach wewnętrznych w obecności soku cukrowniczego zawierającego amoniak 
i dwutlenek siarki, po czym rozwinęły się w kierunku powierzchni zewnętrznych. 
3. W środowisku soku cukrowniczego aparatów wyparnych mogą pracować rury z mo- 
siądzu M70 wyłącznie w stanie rekrystalizowanym o twardości od 55 do 70 HV5 
oraz równomicrnej strukturze na ich przekroju i długości. 
4. Korozja wżerowa rur miedzianych parowych nagrzewnic powietrza nie może być 
przypisana czynnikowi materiałowemu, ponieważ zarówno skład chemiczny (miedź 
w gatunku M2R) jak i stan obróbki cieplnej były zgodne z wymaganiami projekto- 
wymi 
5. Zniszczenie korozyjne rur miedzianych parowych wymienników ciepła zostało wy- 
wołane współdziałaniem kilku czynników, do których należą: 
- ponadnonnatywna zawartość tlenu w wodzie wodociągowej oraz zasilającej i naj- 
prawdopodobniej w parze wytwarzanej w kotle, 
- zbyt duza zawartość w wodzie kotłowej wodorowęglanów i węglanów, które na 
skutek termicznego rozpadu i hydrolizy prowadzą do wytworzenia dwutlenku 
węgla. Obccność dwutlenku węgla w wilgotnej parze wodnej znacznie obniża 
wartość pH kondensatu, co sprzyja procesom rozpuszczania warstewek pasyw- 
nych tlenków i inicjacji korozji wżerowej, 
- obecność w parze wodnej cWorków i siarczanów tworzących osad oraz niestabil- 
ność wartości pH, sprzyjająca procesowi korozji miedzi, 
- nieskuteczna metoda uzdatniania wody i zabezpieczenia korozyjnego instalacji 
parowo-kondensacyjnej złożonej z części stalowej (kotłowej) i miedzianej (na- 
grzewnice powietrza). 
6. Istnieje możliwość wyeliminowania zagrożenia korozyjnego instalacji parowo- 
kondensacyjnej przez: 
- dokładne usunięcie tlenu, dwutlenku węgla oraz ograniczenie zawartości chlor- 
ków, siarczanów i wodorowęglanów z wody kotłowej, 
- dokładne monitorowanie wartości pH i utrzymywanie jej w granicach 8,5-7'9,2, 
- stosowanie pary suchej o zadanych parametrach i dodawanie do niej specjalnych 
substancji (np. amin) w celu nadania jej zdolności wytwarzania na powierzchni 
micdzianych rur adsorpcyjnych błonek stanowiących skuteczną antykorozyjną 
warstwę ochronną, 
- stosowanie erektywnych odwadniaczy w nagrzewnicach powietrza. 


LITERATURA 


[l] 
[2] 
[31 


Kubicki J, Drcla I, Mromlińska Z.: Korozja miedzi w wodach naturalnych i pitnych, 
Mat.V Ogólnopolskiej Konferencji "Korozja'96"-Teoriai Praktyka, Gdańsk 1996. 
Serbiński W., Lawnicki S.: Pękanie rur mosiężnych w aparatach wyparnych Cukrowni 
Pruszcz, Gazeta Cukrownicza, nr 7, s. 125-128, 1989. 
Flis 1.: Współzależność między korozją wżerową, szczelinową i korozyjnym pękaniem,
>>>
192 


M. Głowacka, W. Serbiński 


[4] 


Ochrona przed Korozją, nr 12, 1995. 
Głowacka M., Serbiński W., Konieczko P., Krzysztorowicz K.: Ustalenie przyczyn korozJi 
wżerowej rur miedzianych nagrzewnic powietrza typu AGB, (praca nie publikowana), 
1998. 
Głowacka M., Serbiński W., Krzysztofowicz K.: Badania materiałowe rury miedzianej z na- 
grzewnicy powietrza typu AGB, (praca nie publikowana), 1998. 
Duthil J.P., Mankowski G.: Synergizm jonów chlorkowych i siarczanowych przy korozji wże- 
rowej miedzi, Mat V Ogólnopolskiej Konferencji ,,Korozja'96"-Teoria i Praktyka, Gdańsk 
1996. 
Chomicz D.: Uzdatnianie wody w kotłowniach i ciepłowniach, Arkady Warszawa 1989 
Szymonik M., Szymonik B., Jerzykiewicz W., Kozupa M.: Zastosowanie aminowej korekCji 
i czynnika obiegowego w kotłowniach parowych, wodnych l obiegach wody chłodzącej, 
Ochrona przed korozją, nr 8, 1996. 
Olszewski K.: Techniczno-ekonomiczna analiza eksploatacji odwadniaczy, Energetyka, nr L 
1998. 


[5] 
[6] 


[7] 
[8] 


[9] 


ROLE OF STRUCTURAL, MECHANICAL AND OPERATING FACTORS 
IN CORROSION DAMAGE OF HEAT EXCHANGERS 


Summary 


Role or structural, mechanical and operating factors in corrosion resistance ol' tubular heat 
exchangers, namely sugar factory's evaporator and steam-air type heat exchanger has heen 
presented. It has been round that evaporator's brass tubing was damaged because ol' stress 
corrosion cracking in conditions of internal stresses, prescnce of arrunonium ions and S02 lllslde 
tubes environment. 
The recrystalized copper tubing of the steam heater was darnaged by pitting The damages 
have been caused due to contamination ofhumid steam by chlorides, sulphates and CO 2 .
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


WYSOKOTEMPERATUROWE UTLENIANIE STALI 
(METODA OBLICZANIA CZASÓW UTLENIANIA I POMIARU 
GŁĘBOKOŚCI WARSTW ODWĘGLONYCH) 


Krzysztof Adamaszek, Maciej Hajduga *, Zbigniew Jurasz 


Ośrodek Badawczo-Rozwojowy Samochodów Małolitrażowych "BOSMAL", 
ul. Sarni Stok 93, 43-300 Bielsko-Biała 
*Politechnika Łódzka, Filia w Bielsku-Białej, 
ul. Willowa 2, 43-300 Bielsko-Biała 


W opracowaniu przedstawiono przydatność metody obliczania czasów wysoko- 
temperaturowego utleniania stali w atmosrerze powietrza do przewidywania głę- 
hokości warstw odwęglonych. Przeprowadzony eksperyment wykazał jednakowe 
głęhokości warstw odwęglonych w temperaturach 940, 1020 i 1100 oC, a także 
zgodność obserwowanych głębokości warstw dyruzyjnych z rozkładem mikrotwar- 
dości i stężeniem węgla. 


l. WSTĘP 


Stale niskostopowe, podobnie jak węglowe, zachowują dostatecznie dobrą odpor- 
ność na utlenienie w atmosferze powietrza do temperatury 570 oC. Natomiast w wyż- 
szych temperaturach, gdzie tlenek Fe304 doznaje przemiany w silnie zdefektowany tlenek 
FeO, o żaroodporności stali decyduje stężenie pierwiastków o większym od żelaza powino- 
wactwie do tlenu, D. chromu, krzemu i aluminium [1-3]. 
Spośród licznej grupy stali konstrukcyjnych stopowych nieliczną grupę stano- 
wią stale łożyskowe zawierające ok. I % C, a także od 1,30 do 1,65 % Cr. Jakkolwiek 
wymienione stale zawierają niewielkie ilości chromu w odróżnieniu do stali żaroodpor- 
nych to jego oddziaływanie na współczynnik dyfuzji węgla wywiera istotny wpływ na 
zmniejszenie głębokość warstw odwęglonych. Natomiast duże stężenie węgla w tych 
stalach zapewnia łatwość oceny wpływu wysokotemperaturowego utleniania na głębo- 
kość warstw odwęglonych [4-8]. 
Celem eksperymentu było wykazanie przydatności przr.jętej metody obliczania 
czasów wysokotemperaturowego utleniania stali w atmosferze powietrza do przewidy-
>>>
194 


K. Adamaszek, M. Hajduga, Z. Jurasz 


wania głębokości warstw odwęglonych. Badano także dokładność pomiaru głębokości 
warstw odwęglonych metodą rozkładu mikrotwardości. 


2. BADANIA WŁASNE 


Badania przeprowadzono na próbkach walcowych z przemysłowego wytopu 
stali łożyskowej ŁH15 zawierającej: 0,95 % C; 0,34 % Mn; 0,31 % Si; 0,021 % P; 
0,02 % S; 1,63 % Cr; 0,31 % Ni i 0,20 % Cu. 
Próbki o średnicy 450 i l = 200 mm oraz 4 20 i l = 35 mm pobrano metodą to- 
czenia z prętów o średnicy 4 51,4 mm, po czym szlifowano, polerowano, myto w alko- 
holu i suszono w strumieniu sprężonego powietrza. 
Utlenianie wymienionych próbek w atmosferze powietrza przeprowadzono 
w komorze roboczej pieca elektrycznego typ FCF-40H w temperaturach 940, 1020 
i 1100 oC odpowiednio przez 970, 310 i 180 minut. Po wymienionym zabiegu próbki 
chłodzono w powietrzu poza komorą pieca do temperatury pokojowej. 
Czasy utlenienia próbek dla kolejnych temperatur utleniania TI , T 2 i T3 wyzna- 
czono korzystając z proporcji [9]: 


N=
' 


(1) 


gdzie: 
D 'l' 0'2' t], t2 _ współczynniki dyfuzji węgla i czasy utleniania odpowiednio 
dla temperatur T j i T 2 . 
Natomiast wymienione współczynniki dyfuzji węgla D i D wyznaczono korzy- 
Ci C 2 
stając ze wzoru: 


De = Do exp(- Q/RT ), 
1.2 


(2) 


gdzie: 
Do 
Q 
R 
T 


- współczynnik częstotliwości, 
- energia aktywacji, 
- stała gazowa, 
- temperatura, K. 


Próbki do badań metalograficznych 4 20 polerowano mechanicznie i trawiono 
nitalem. Badania struktury przeprowadzono z wykorzystaniem mikroskopu świetl- 
nego Neophot-3 przy powiększeniu 100 i 400x. Natomiast pomiar mikrotwardości 
wykonano metodą Vickersa, aparatem typ Durimet-20 firmy Leitz-Wetzlar przy 
obciążeniu l N. 
Celem zbadania rozkładu stężenia węgla w funkcji odległości od powierzchni 
do rdzenia utlenione próbki 450 zabezpieczono grubą warstwą suchego piasku kwar- 
cowego nasyconego szkłem wodnym i wyżarzono w temperaturze 700 oC w czasie 
2 godzin. Wyżarzanie, a także chłodzenie próbek do temperatury pokojowej zrealizo- 
wano w komorze roboczej wymienionego pieca. Po ochłodzeniu próbki oczyszczono 
mechanicznie i poddano toczeniu kolejnych warstwo grubości od ok. 0,05 mm przy 
powierzchni do ok. 0,2 mm na głębokości 4,0 mm. Zabieg prowadzono bez udziału 
chłodziwa przy małych szybkościach skrawania gromadząc wióry w oznakowanych 
pojemnikach. Analizę chemiczną węgla wykonano aparatem Leco-analyse.
>>>
Wysokotemperaturowe utlenianie stali ... 


195 


: {:
. " 
. 1". .. 
j;:. 


lj' 
r

 
t _c::' 
l
i 

.
L 


":-
.w: 
,'je 
':11' 
!
 
."!
 ..'. 
. .


:':- '
'. 

b: 
:
, . 

. 


- _

i1;
, 
;Jf f 
': ." 
" .  h",!'; 
,;;;UA 
";


 
...
:,,,I 


4i::i '":" 


.. . 

'ir . 
?:
 . 
:
i .. 
- -

i
 
" 'l, 
, 
 . 
.. ;;;t: 


.. ..
 
 .:t"'. ,,-- 
.$., łf . .\ 
{t;..ot_
_',-'" ,
; _ 
;t'łp

i.
i

" .
.{ . 
..,1,,1 . ..
" "&' r --4.. . 
:;._.

., '''''.' 
«_
I ..:.
 . _:. ;
;; 
 4 ._
 
- '" ..
,. 
 *»-- -, 


;. 





 .;,'-
. 
(. . 


.. 


. -
ł';'t'



 


Rys.l. Warstwy odwęglone i zgorzeliny. Stal ŁH15 utleniana i chłodzona w powietrzu. 
a) 940 °C/970', b)1020 °C/3lO' i c)1100 °CI180'. Pow. lOOx 


3. WYNIKI BADAŃ 


Przeprowadzone obserwacje i pomiary mikroskopowe próbek utlenianych 
w temperaturach 940, 1020 i 1100 oC odpowiednio w czasie 970, 310 i 180 minut 
wykazały podobną głębokość odwęglenia, tj. 1,5 mm (rys. l). Obserwowane głębokości 
warstw dyfuzyjnych, badano metodą rozkładu mikrotwardości oraz stężenia węgla 
w funkcji odległości od powierzchni do rdzenia próbki. 
Analiia rozkładu mikrotwardości wykonana metodą najmniejszych kwadra- 
tów wykazała, że mikrotwardość tych warstw zwiększa się początkowo łagodnie z 180. 
230 i 260 HVO, l przy powierzchni do głębokości ok. 0,25 mm, po czym intensywnie 
rośnie w kierunku rdzenia do twardości, odpowiednio dla wymienionych temperatur, 
855, 865 i 875 HVO,1 (rys.2). Natomiast analiza rozkładu mikrotwardości, wykona- 
na metodą średnich ruchomych, wykazała ustabilizowanie twardości rdzenia bada- 
nych próbek na głębokości ok. 1,6 mm. 
Przytoczone metody statystyczne zastosowano także do analizy rozkładu stę- 
żenia węgla. Jak wynika z rysunku 3 stężenie tego pierwiastka, w odróżnieniu od 
mikrotwardości, zwiększa się z 0,13 % C w cienkiej warstwie przypowierzchniowej do 
0,95 % C na głębokości 1,65 IIlIIł. czyli nieco większej od wykazanej metodą mikro- 
twardości. 
Obserwacje mikroskopowe wykazały także, że struktura warstw dyfuzyjnych 
zmienia się odpowiednio do stężenia węgla i temperatur utleniania, z bainityczno-
>>>
196 


K. Adamaszek, M. Hajduga, Z. Jurasz 


ferrytycznej w strefie przypowierzchniowej (rysA) do bainitycznej, bainityczno-marten- 
zytycznej i martenzytycznej na głębokości nieco większej od strefy przejściowej warstwy 
dyfuzyjnej do rdzenia (rys.5). Jednocześnie z podwyższeniem temperatury do 1100 oC ob- 
serwowano także zwiększenie wielkości ziarna byłego austenitu oraz zmniejszenie ilości 
ferrytu w strefie przypowierzchniowej (rysA). 
1000 


900 
800 
700 

 600 
o 
 500 
I 
400 
300 
200 



;rf
 """I?
 : 1 " 
 

'l#\, 

:" ".", \fi:l
 
, 


c 
 100 CI '
h 0(;' 
rJ 1020 CI 5h10' 


100 




-'I 


0.00 0.50 1.00 1.50 2.00 2.50 3.00 3.50 4.00 
Odległość od powierzchni do rdzenia, mm 
Rys.2. Rozkład mikrotwardości od powierzchni do rdzenia próbki. Stał LH 15 utleniana i chlo- 
dzona w powietrzu 


O 
(Ij 
3: 


f!- 


- 
u 
.
 
c 
Q) 
N 
2 
(J) 


1.00 ] 
0.80 


0.60 


94f-f':,',f;'\ 'r' 


0.40 


11 C'f; J'I .'1 ) 


1020 CI Sh 10 


0.20 


0.00 


r--' -.----,- , 


0.0 


4.0 


0.5 1.0 1.5 2.0 2.5 3.0 3.5 
Odległość od powierzchni do rdzenia, mm 
Rys. 3. Rozkład stężenia węgla od powierzchni do rdzenia próbki. Stal ŁH 15 utleniana i chlo- 
dzona w powietrzu
>>>
Wysokotemperaturowe utlenianie stali .00 


RysA. Przypowierzchniowa strefa war- 
stwy odwęglonej. Stal ŁHIS 
utleniana i chłodzona w powie- 
trzu. Bainit i ferryt po granicach 
ziarn. Widoczny rozrost ziarn 
byłego austenitu: 
a) 940 oC /970', b) 1020 °C/31O', 
c) 1100 °C/180'. Pow. 400x 


3. WNIOSKI 


197 


'" 


a? 


:..
-,..':' ._
. 


:\.;
 


'/'!. dl "- 
.n .. o. . 


. 
 ".. :..,. ... 
.-:: '. . -;:?'. }
 
t') 
j"7 
 
.\:
,.: :i,;, ". 


. 
".,. 
'. 
'. .... 
'4" '7: 
:. 
....;
*
 . 
(!; ". , 
A','" ., 
.... 


.
 . "-O, 


-!:r. 
 . 


'. 
 - .

.. "', ....,
 
...0:--' "0" 

 b " 
. 
. d ot, 
, .
st
l;J:.j 


.,' 
-'" 
.. 


;¥:g
 


..... 


.2ii' . 
.
.
. - 
. :..-.:ft 


i '. '

. 


" -y 
$.,.... .,.' 

 ; 
. '
fr
' .
 
...
 . ," 

'. 


. 
.z:. . 


. .?


" 


 


Rys.S. Strefa przejściowa warstwy odwę- 
glonej do rdzenia, Stal ŁHIS utle- 
niana i chłodzona w powietrzu: 
a) bainit, 940 °C/970', 
b) bainit i martenzyt,1020 °C/310', 
c) martenzyt, 1100 °CI180'. 
Pow. 400x 


Przeprowadzony eksperyment wykazał, że przyjęta metoda obliczenia czasów 
wysokotemperaturowego utleniania badanej stali w atmosferze powietrza zapewnia 
jednakowe głębokości warstw odwęglonych w temperaturach 940, 1020 i 1100 oC. 
natomiast analiza rozkładu stężenia węgla na przekrojach warstw dyfuzyjnych po- 
twierdziła przydatność metody rozkładu mikrotwardości do oceny głębokości warstw 
odwęglonych.
>>>
198 


K. Adamaszek, M. Hajduga, Z. Jurasz 


LITERA TURA 


[1] Mrowec S.: Kinetyka i mechanizm utleniania stali. Wyd. Śląsk, 1982. 
[2] Mrowec S., Weber T.: Nowoczesne materiały żaroodporne. WNT, Warszawa 1982. 
[3] Mrowec S.: Hutnik. Nr 7-8, s. 252, 1965. 
[4] Staub F. i in.: Metaloznawstwo. Wyd. Śląsk, 1973. 
[5] Hajduga M., Kucera 1.: Oxidation ol' MetaIs. Vo1.29, Nos.(5/6), 1988. 
[61 Hajduga M., Kucera 1.: Acta Technika. No 3, 1988. 
[7] Hajduga M., Adamaszek K.: Konrerencja. Inżynieria Materiałowa. s.127, IX, Jurata 1997 
[8] Hajduga M., Adamaszek K.: Konrerencja lnovace. s 224, XII, Praga 1996. 
[9] Malkiewicz T.: Materiały do wykładów z dyruzji. Skrypt AGH, nr 304, 1973. 


HIGH TEMPERA TURE OXIDATION OF STEEL 


Summary 


ln the paper results ol' the research on the method or anticipating the decarbonized layer 
thickness as a errect or high temperature oxidation or stcel in the ambicnt air are prcsented. The 
experiment proved that the applied method could be used to determination or the decarbonized 
thickness layer - the measured thickness obtained after oxidation at the temperature 940, 1020 
and 1100 Oc is similar. Simultaneously the appropriate changes in carbon contents and micro- 
hardness distribution are observed.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


ANALIZA MIKROFRAKTOGRAFICZNA 
ŻELIWA SFEROIDALNEGO 
HARTOW ANEGO Z PRZEMIANĄ IZOTERMICZNĄ 


Stanisław Dymski 


Akademia Techniczno-Rolnicza w Bydgoszczy, Wydział Mechaniczny, 
ul. S. Kaliskiego 7,85-796 Bydgoszcz 


W artykule przedstawiono wyniki badań i ich analizę dotyczącą żeliwa sferoidal- 
nego hartowanego z przemianą izotermiczną. Próbki wygrzewano w temperaturze 
850 i 950 oC oraz wychładzano w temperaturze Tv, = 400 i 300 oC w czasie od 
0,25 do 4 godzin. Strukturę określono za pomocą mikroskopij świetlnej i dyli-akcji 
rentgenowskiej. Badania przełomów wykonano przy użyciu mikroskopu skanin- 
gowego. Wykazano, że pomiędzy strukturą a charakterem przełomów i udarnością 
żeliwa występuje bezpośrednia zależność. 


1. WPROWADZENIE 


Podczas krystalizacji odlewu tworzy się mikrostruktura żeliwa, składająca się ze 
zbioru licznych ziarn eutektycznych, w środkach których krystalizują wydzielenia gra- 
fitu [4,12]. Obecność granic grafit - osnowa oraz granic ziarn eutektycznych odgrywa 
istotną rolę w procesie pękania odlewów żeliwnych. Stanowi to odmienność w mecha- 
niźmie pękania stopów technicznych, a przede wszystkim odróżnia żeliwo sreroidalne 
od pozostałych stopów żelaza. 
Badania przełomów wykazały ich znaczne zróżnicowanie, zależne od struktury 
stopów żelaza [1-3,5-10,13-16]. 
W stali austenitycznej występuje przełom transkrystaliczny ciągliwy. Stale rerry- 
tyczne, cechują się najczęściej przełomem mieszanym. Rozmiary płytek cementytu i blo- 
ków rerrytu w perlicie nie wpływają na przełom transkrystaliczny łupliwy. Przebieg pę- 
kania jest uwarunkowany rozmiarami ziarn byłego austenitu i zwykle przecina kilka 
kolonii perlitu. W górnym bainicie przebi€łga ono przez bloki i ziarna fazy 0.., ulegając 
jedynie pewnym odchyl
niom na wydzieleniach węglika. W dolnym bainicie i odpusz- 
czonym martenzycie natomiast pękanie zależy głównie od ziarnistości produktów 
przemiany austenitu. W stali spotyka się najczęściej przełom lupliwy, gdy struktura jest 
martenzytyczna, a często obserwuje się nawet do 50 % przełomu międzyziarnistego na 
granicach ziarn byłego austenitu. Erekt ten jednak zanika po odpuszczaniu [lO].
>>>
200 


S. Dymski 


Żeliwo sferoidalne i żeliwo ciągliwe o osnowie bainitycznej odznaczają się prze- 
łomem transkrystalicznym ciągliwym [1,2,3,13]. W takiej strukturze zarodkowanie 
i rozprzestrzenianie się pęknięć odbywa się w szczególności na granicy raz rerryt - 
austenit [14]. 
Próbki żeliwne, hartowane z przemianą izotermiczną w temperaturze T pl = 400 oC 
w których stwierdzono zwiększony udział austenitu szczątkowego, odznaczały si y po próbie 
rozciągania przełomem transkrystalicznym ciągliwym. Wychładzanie przez dłuższy okres 
czasu spowodowało powstanie przełomu łupliwego w strefie granicznej ziarna eutektycz- 
nego, a w środku - ciągliwego [1,2,14]. 
Obecność pierwiastków stopowych w żeliwie sferoidalnym wpływa na charakter 
przełomów. Nikiel w skojarzeniu z miedzią przyczynia się do powstania przełomu tran- 
skrystalicznego ciągliwego, przy kombinacji zaś Mo i Cu tworzy się przełom ciągliwy 
z nielicznymi strefami przełomu quasi-łupliwego. Zwiększona zawartość Mn powoduje 
powstanie na granicach ziarn eutektycznych przełomu łupliwego i międzykrystaliczne- 
go. Krzem ogranicza udział przełomu łupliwego, lecz przekroczenie zawartości 3,2 'Yo 
powoduje pojawienie się licznych jego stref na płaszczyźnie rozdziału [3,6, I l]. 
Autorzy publikacji [3,5,8,9,16], badając mechanizm pękania żeliwa sferoidalnego, 
wyrażają zgodne poglądy. Stwierdzają, że w ziarnie eutektycznym istnieją zawsze miej- 
sca, w których występuje skupienie naprężeń, pochodzące od sił zewnętrznych bądź od 
występujących tam faz. Do miejsc tych zaliczają oni granice grafit - osnowa oraz grani- 
ce ziarn eutektycznych. Granice te wynikają jednakże z natury budowy krystalicznej te- 
go tworzywa odlewniczego. 
Granice ziarn eutektycznych zaliczane są do najczęstszych miejsc zarodkowania 
pękania żeliwa o osnowie bainitycznej ze wzglydu na: segregacje Mn, mikrojamy skur- 
czowe i obecność cementytu [1,2,3,5,16]. Przeciwni tej tezy są autorzy publikacji [15] 
N. Wade i współautorzy [16] uważają, że bainit znajdujący się wokół wydzieleń grafi- 
towych ogranicza zarodkowanie pęknięcia na granicy grafit - osnowa. 
Z analizy problematyki odnoszącej się do mechanizmu pękania żeliwa sferoidal- 
nego wynika, że na jej podstawie można kształtować wytrzymałość, plastyczność i od- 
porność na pękanie tego tworzywa odlewniczego. Dlatego podjęto próbę analizy związ- 
ku pomiędzy postaciami przełomu próbek udarnościowych a ich strukturą. 


2. BADANIA WŁASNE 


Do badań użyto żeliwo sferoidalne gatunku 550-7, które wytopiono w przemysło- 
wym żeliwiaku o wyłożeniu kwaśnym. Żeliwo zawierało: 3,21 % C; 2,57 % Si; 0,28 % 
Mn; 0,061 % P; 0,01 % S; 0,024 % Mg; 0,036 % Cr; 0,098 % Ni i 0,015 % Mo. Struk- 
tura osnowy żeliwa po odlaniu składała się z 40 % ferrytu i 60 % perlitu. Dolne części 
wlewków YIl pocięto na płaskie pręty o grubości 13 mm i poddano dwustopniowemu 
wyżarzaniu ferrytyzującemu. W wyniku badań dylatometrycznych próbek po ferryty- 
zowaniu wykazano, że żeliwo wykazuje następujące temperatury krytyczne przy na- 
grzewaniu: ACJ1= 780 oC, AC12 = 827 oc. Z każdego pręta wycięto 6 próbek udarno- 
ściowych. Obróbka cieplna tych próbek polegała na wygrzewaniu w temperaturze 850 
i 950 oC w czasie l godziny, podchładzaniu do temperatury Tp, = 400 i 300 oC i wy- 
chładzaniu w czasie od 0,25 do 4 godzin. Po wyjęciu próbek z kąpieli solnej oziębiano 
je woleju o temperaturze ok. 20 oc. 
Wybór temperatur austenityzowania był podyktowany określeniem wpływu za- 
wartości węgla w austenicie osnowy żeliwa na udział produktów przemiany izotermicz- 
nej. Czas wychładzania, zawarty między 0,25 i 4 godzinami, ustalono w celu ogranicze-
>>>
Analiza mikrofraktograficzna żeliwa .,. 


201 


nia przemiany martenzytycznej i rozpadu wysokowęglowego austenitu na ferryt i wę- 
gliki. 
Badanie udarności próbek bez karbu wykonano przy użyciu młota udarowego 
PSW-30 o energii uderzenia 294,3 kl. Analizę struktury wykonano na zgładach metalo- 
graficznych próbek odciętych z próbek udarnościowych po ich złamaniu. 
Badania struktury przy użyciu dyfraktometru rentgenowskiego wykonano na zgła- 
dach metalograficznych i przełomach próbek udarnościowych, Przełomy badano przy 
użyciu elektronowego mikroskopu skaningowego. Obraz przełomu wybierano w taki spo- 
sób, aby w fotografowanym obszarze była widoczna strefa graniczna ziarn eutektycznych. 


3. WYNIKI BADAŃ I ICH ANALIZA 


w mikrostrukturze badanego żeliwa sferoidalnego austenityzowanego w Ty = 950 oC 
i wychładzanego w T pi = 400 oC występują ferryt bainityczny i austenit szczątkowy. Po wy- 
chładzaniu w TPl = 300 oC struktura składa się z iglastego dolnego bainitu i austenitu 
szczątkowego. Jedynie po dochładzaniu i przemianie izotermicznej w czasie 0,25 godziny 
w osnowie powstał martenzyt, lecz jego udział nie jest znaczący. 
W strukturze żeliwa hartowanego z temperatury T wy = 850 oC i wychładzanego 
w temperaturze TPl = 400 oC występują: ferryt bainityczny i austenit szczątkowy oraz 
ślady martenzytu w próbkach wychładzanych w czasie 0,25 i 0,5 godziny, natomiast 
w temperaturze TPl = 300 oC występują igły dolnego bainitu i austenit szczątkowy. Po- 
nadto w próbkach wychładzanych w temperaturze T pi = 300 oC stwierdzono istnienie 
wolnego rerrytu, którego udział wynosi od 5 do 13 %. W żeliwie wychładzanym w tem- 
peraturze Tp, = 400 oC udział tego ferrytu jest śladowy w postaci pojedynczych, bardzo 
drobnych ziarn, obserwowanych przy powiększeniu 500 x. Ferryt ten znajduje się 
w środku ziarn eutektycznych, natomiast przy granicach ziarn eutektycznych żeliwa 
zaobserwowano górny lub dolny bainit. 
Po wychładzaniu w dłuższych okresach czasu w temperaturach 400 i 300 oC udział 
austenitu szczątkowego zmniejsza się. Fakt ten jest spowodowany przemianą wysoko- 
węglowego austenitu na ferryt i węgliki. 
W przeciwieństwie do temperatury Ty = 850 oC, w żeliwie hartowanym z tempe- 
ratury Ty = 950 oC, na granicy ziarna eutektycznego powstały obszary austenityczno- 
-martenzytyczne. 
Wyniki badań udziału austenitu szczątkowego w strukturze żeliwa sferoidalnego, 
określonego na zgładach metalograficznych i przełomach próbek udarnościowych, oraz 
ich udarność przedstawiono w tabelach l i 2. 


Tabela 1. Udarność żeliwa i udział austenitu w jego osnowie po austenityzowaniu w tempera- 
turze 950 oC 


Udarność, J/cm 2 Temperatura Czas 'ni, h 
Udział austenitu szczątkowego, % Tui, oC 0,25 0,5 1 2 4 
KCG 17 34 61 77 36 
Vvz 400 43,6 38,3 45,1 44,7 31,3 
V"" 16,4 13,7 13,9 12,3 3,4 
KCG 18 34 31 36 43 
VV7. 300 38,3 32,2 31,8 25,1 18,3 
V
 13,2 10,3 9,1 6,8 3,9
>>>
202 S. Dymski 


Tabela 2. Udarność żeliwa i udział austenitu w jego osnowie po austenityzowaniu w tempe- 
raturze 850 oC 


Udarność, J/cm 2 Temperatura Czas 'ol' h 
Udział austenitu szczątkowego, % Tvi, oC 0,25 0,5 1 2 4 
KCG 252 245 257 108 \14 
Vvz 400 33,7 35,4 28,9 23,5 12,6 
V"(fJ 9,5 10,4 9,5 3,7 3,1 
KCG 56 111 99 138 155 
Vvz 300 18,3 15,6 13,2 10,7 10,7 
V vn 5,6 4,5 4,9 4,8 4,5 


KCG _ symbol użyto za autorem monografii [12] dla próbek bez karbu, 
V yz. - udział austenitu szczątkowego na zgładach metalograficznych, 
V'IP - udział austenitu szczątkowego na przełomie próbek udamościowych. 


Z analizy przełomów przy użyciu mikroskopu stereoskopowego wynika, że próbki 
wykazujące dużą udarność odznaczają się bardzo rozwiniętą powierzchnią przełomu 
Kulki grafitowe w dużej mierze były umocowane do połowy średnicy w osnowie me- 
talowej. Kulki te można było bardzo łatwo wyłuskać za pomocą ostrza igły. 
Przełomy wybranych próbek udarnościowych hartowanych z przemianą izoter- 
miczną z temperatury Ty = 950 oC przedstawiono na rysunku l, a z temperatury Ty = 
= 850 oC - na rysunku 2. 
Obraz na rysunku la przedstawia, pod kulką grafitową (prawa strona u góry), 
przełom transkrystaliczny o charakterze ciągliwym i łupliwym, i o znacznej nierówno- 
ści powierzchni rozdziału. Pęknięcia ciągliwe znajdują się po prawej stronie obrazu, na 
zboczu nierówności, i charakteryzują się licznymi wgłębieniami. Na powierzchni pęk- 
nięcia łupliwego, po lewej stronie obrazu, widoczne są śłady pęknięć międzykrystalicz- 
nych i duża ilość uskoków na granicach bloków. 
Przełom transkrystaliczny z udziałem pęknięć ciągliwych i łupliwych oraz poje- 
dyncze pęknięcia mjędzykrystaliczne pokazuje obraz na rysunku Ib. Zbocza nierówno- 
ści cechują się pęknięciami ciągliwymi. W prawym górnym rogu obrazu znajduje się 
wydzielenie grafitu. Na powierzchni przełomu łupliwego, w środku obrazu, są liczne 
zagłębienia - jamki. 
Przełom na rysunku 2a charakteryzuje się mieszaną budową. Po stronie łewej ob- 
razu występują pęknięcia międzykrystaliczne. Na pozostałej powierzchni znajduje się 
przełom transkrystaliczny o postaciach pęknięć ciągliwych ze śladami pęknięć łupli- 
wych. Powierzchnia przełomu cechuje się dużymi nierównościami, na zboczach których 
są pęknięcia ciągliwe. 
Na powierzchni przełomu pokazanego na rysunku 2b dominują pęknięcia tran- 
skrystaliczne łupliwe z widocznymi charakterystycznymi uskokami płaszczyzn łupliwo- 
ści, niekiedy o przebiegu równoległym. Są widoczne również śłady pęknięć ciągliwych 
i międzykrysta1icznych, rozgraniczające strefy pęknięć łupliwych. Na przełomie są 
znaczne nierówności powierzchni rozdziału. 
Rentgenowska analiza struktury umożliwiła określenie objętościowego udziału ra- 
zy y na powierzchni zgładu metalograficznego i na przełomie bainitycznego żeliwa sfe-
>>>
Analiza mikrofraktograficzna żeliwa... 


203 


roidalnego. Promienie rentgenowskie, padając na powierzchnię zgładu i przenikając 
w warstwę materiału ulegają absorpcji w składnikach struktury, których płaszczyzna 
przecięcia jest całkiem przypadkowa. Na przełomie natomiast padają one na po- 
wierzchnię rozdziału na określone płaszczyzny krystalograficzne występujących tamże 
faz. 


"." . 


2


 
 .a 
, '1.s:  .' 

 E' . 


t:'''

 . 





.. /4 


s;. ł'
 
,.

 
,,:.- 
..4. ., u 
;,
, 

:


 ' , .P  . . ._
 m 
'

-":

-:I: 


,......
 



:-. 


,-...
::.
..: 


. 
.... -.., 


..... 
,
.;:... 
'.1 "A.. . .. 
.......;. . 


, ..j 
':,;:
ł.,'
 


.::"". 


1:.... 


/. 


;.
. 


,- 
" ..
 


.. 
..... 




.. 


a) 


.
. 
: ". - .:' -ł...-.- 
 .;. 
..' ,y"""......_-- '. \; . 
-. -.-




-j.;
t. 


:..
ł; . . 
u.
,j:_
j;


t
,* . 


.... 
'. . 





;,:; 


rJ

c 

. 
_ "'J.:.7-= 


 ' 



; 


::... 
 :' 


" 


-.'ł-'
 
:. :;,. 



-. 


t
._-- 


_ -


-
 o:: 
-l"i 
.:_;j"; 4" 
....{j).. 


'\ 


:-.
 - .' 


2- ," 
]C!: 
...t. 


.
 

 



-'!i.'IM:..... ":_ 


,
.\,. . f ł..... ',,:- 
 , 
";1 . . . :*' " . . ' . . . " . . :. . .. ::\. u 
. . ..' . ," .;0'" 
. 
.... . .' . 
 . .. . . . . . . . 
: . '. . ,  . '
 . . . 
.''-'''':;'.'
'''' . : . ' . 
''' . .:.. .. ' "'. 
"I: "," "'" 
'"o . ...
j
 .. c
 .. 

;. "":'. c. .

 '", :? ,... 
'\- . .J.' : h'
' 


,.,. ;"ij' 


b) 


".o:. ?: 
....
 "," ". 


Rys. l. Przełom próbki :2:e1iwa sferoidalnego austenityzowanego w tempemturze Ty = 950 oC 
oraz wychładzanego w temperaturze T pi = 400 Oc w czasie 'pi = 2 h (a) i wychładzanego 
w tempemturze T pi = 300 oC w czasie 'pi = 2 h (b). Pow. 1500x 


Z rentgenowskiej analizy fazowej wynika, że na udział austenitu szczątkowego 
wpływają: temperatura austenityzowania, temperatura T pi i czas 'tpi. Podwyższenie tem-
>>>
204 


S. Dymski 


peratur Ty i T pi przyczynia się do większego udziału fazy Y w żeliwie, pnedłużenie zaś 
czasu wychładzania 'tpi działa przeciwnie. Zmiany te są wynikiem kinetyki pnemiany 
izotennicznej przechłodzonego austenitu w żeliwie sferoidalnym 
Udział austenitu szczątkowego na pnełomie jest kilkakrotnie mniejszy niż na po- 
wienchni zgładu metalograficznego. Zmiany tego udziału wynikają z mechanizmu pę- 
kania osnowy baillitycznego żeliwa sferoidalnego. 


"",:
; 
'
=i: . 


,. 


:. 
 


m..
:
.......;.p...:. 
.
:t

:_." 


..
. 


,:. 
"'k ), 
.. 
.jo." 


'-"
- '

:""t 


.:


"/
;';:' .: 
:
 



:

. 



. ..". 
J. 



 .! 


.::ł. 
i{:'" 


, 
..j. 


?
' 



i-
 


.. 


." ..
'i:'==' 
-j.: 


. 
r
:
'
 
3 
 


M.... 
'. ." 

.t

::

 . _,t- ,:" 
'."b
'
::ć!t:
,;; ... /. 

 .- 


.

:
 
" '.
' .od' 




.. 
 


.4
 


nO; 

::'
l 


y': 
'. 


." f". 


.I....J
..::. 


a) -t 


-x
 .

::...:.
 '=.....: . 
.: 


": .:"'4/. 


, ."
.,....';. 
., ,..,,'-. 
. - "-",'
. 
. - .
. '." 


._-"



:i:: :
 
:.
....:
-.;' 


'
::, "::'::- .. 


- - -_......
 

. 

.,.., :

""' 
 .' 
"' m.. ''t-" 


.
 


. .
:p;. 


'
Ę 


{ 
J
'. 
.
. 
. 
.".,;' 


. . 
. ....1) . ' 
.
- 
,
:, },,\,. 


..... 


. .. 
 ."" 


=
(... ". 
. 
.. 


':'!f ; 
.:i;. t 

:-:jt';.. . 


.'
 . .. 
:.... 


" 



 
. 


: 
 


" 


.\ 


:" jE 


v....... . 
. 
, 


. ..'':;;. ". 


:.
. . 


, .
 
. p. 


. "1': 
!IIo- '
 


.\ 


..'
:,,; 
'.-,.: .. '. 

it:"
%:=';

, 
b) 
.' ."-. .,
 . 


itr . 


.
;::.. 


'«, .¥ 
. "J. 


.:
 


/i 
. ......,., . t 


\, 


Rys.2. Przełom próbki żeliwa sferoidalnego wygrzewanego w temperaturze Ty= 850 "C oraz 
wychładzanego w temperaturze T pi '" 400 "C w czasie tpi = 0,5 h (a) i wychładzanego 
w temperaturze T pi = 300 "C w czasie tpi = 2 h (b). Pow. 1500x 


Badanie udarności wykazało znaczne zróżnicowanie jej wartości, zależnie od 
składu strukturalnego :żeliwa. Próbki austenityzowane w temperaturze Ty = 850 oC mają
>>>
Analiza mikrofraktograficzna żeliwa ... 


205 


duże wartości KC G, przewyższające niekiedy kilkakrotnie udarność próbek austenity- 
zowanych w temperaturze Ty = 950 oC, pomimo większego w nich udziału wysokowę- 
glowej fazy y w strukturze. Należy zwrócić uwagę na fakt, że w żeliwie hartowanym 
z temperatury 850 oC obok bainitu i austenitu szczątkowego jest również wolny ferryt, 
który w pewnym stopniu wpływa na charakter przełomów. Składnik ten występuje w 
osnowie pomimo, że austenityzowanie przeprowadzono w temperaturze, która przekra- 
czała temperaturę krytyczną AC\2, wyznaczoną w badaniach dylatometrycznych. Obec- 
ność wolnego, nieprzemienionego ferrytu i w postaci "zagród" (ferryt przemieniony) 
między środkiem a granicą ziarna eutektycznego może wskazywać, że w rzeczywistych 
warunkach wygrzewanie próbek w piecu komorowym było między temperaturami Acu 
i ACl 2. Wahania zaś nominalnej temperatury zawierały się w przedziale HO K. Niepeł- 
na przemiana eutektoidalna osnowy ferrytycznego żeliwa sferoidalnego może wynikać 
również z różnicy szybkości nagrzewania w piecu dylatometru i w komorze grzejnej 
pieca elektrycznego. 


4. PODSUMOWANIE 


Badania mikrofiaktograficzne pozwoliły na wniknięcie w istotę mechanizmu pękania, 
przy próbie udarowego zginania próbek żeliwa sferoidalnego hartowanego z przemianą 
izotermiczną w zakresie górnego i dolnego bainitu. Charakter przełomów odzwierciedla 
skład strukturalny żeliwa sferoidalnego, a w szczególności oddziaływanie plastycznej fazy y 
na mechanizm jego pękania. 
Udział pęknięć ciągliwych i łupliwych na powierzchni przełomu wykazuje wyraź- 
ny związek ze strukturą żeliwa. Na przełomach próbek o dużej udarności znajdują się 
pęknięcia transkrystaliczne ciągliwe, gdy udział tych pęknięć zwiększa się ze wzrostem 
udarności, zmniejsza się wówczas udział pęknięć łupliwych. 
Odrębnym zagadnieniem jest występowanie stref z pęknięciami transkrystalicz- 
nymi łupliwymi i międzykrystalicznymi. Strefy te zlokalizowano na granicach ziarn 
eutcktycznych w próbkach, hartowanych z temperatury Ty = 950 oc. Cechy morfolo- 
giczne przełomów i ich lokalizację w strukturze żeliwa można przypisać obszarom au- 
stenityczno-martenzytycznym, związanym z segregacją pierwiastków na granicach 
ziarn eutektycznych. Powstanie w tych obszarach struktury bainityczno-austenitycznej 
po austenityzowaniu w temperaturze Ty = 850 oC, przyczyniło się do ograniczenia pęk- 
nięć łupliwych. Charakterystyczne zmniejszenie udziału austenitu szczątkowego w war- 
stwie przypowierzchniowej przełomów świadczy o tym, że pęknięcia w tej drobnoziar- 
nistej strukturze bainityczno-austenitycznej przebiegają głównie przez bloki lub ziarna 
razy ex, dlatego przebieg elementarnych pęknięć w osnowie żeliwa jest uwarunkowany 
granicami rozdziału w ferrycie bainitycznym. 
Na podstawie wyników badań i ich analizy można stwierdzić, że istnieje bezpo- 
średni związek pomiędzy strukturą, udarnością żeliwa a charakterem jego pękania. 
Zwiększony udział austenitu szczątkowego w osnowie nie gwarantuje wystąpienia tran- 
skrystalicznego przełomu ciągliwego i dużej plastyczności żeliwa. Z analizy mikro- 
rraktograficznej i strukturalnej wynika, że odporność na pękanie jest uwarunkowana 
składem produktów przemiany izotermicznej austenitu w ziarnie eutektycznym. Można 
więc postawić wniosek, podobnie zresztą jak uczynili to autorzy innych publikacji, że 
obszary graniczne ziarn eutektycznych odgrywają istotną rolę w kształtowaniu właści- 
wości plastycznych żeliwa sferoidalnego hartowanego z przemianą izotermiczną. Dla- 
tego istnieje potrzeba kontynuowania badań w celu uzyskania znaczących właściwości 
plastycznych i udarności przy zachowaniu dużej wytrzymałości żeliwa sferoidalnego.
>>>
206 


S. Dymski 


LITERA TURA 


[1] Dorazil E., Podnibsky T., Svejcar 1.: Getugehomogenitat von niedriglegiertem zwischen- 
stufenvergilteten Gusseisen mit Kugelgraphit. Giesserei - Praxis., nr 3 - 4, s. 23, 1987 
[2] Dorazil E., Podnłbsky T., Svejcar 1.: Vliv chemicke mikronehomogenity na strukturu 
a vlasnosti nizkolegovane izotermicky zuslechtene tvarne litiny. Strojirenstvl, t 40, nr ó. 
s. 342, 1990. 
[3] Dymski S.: Struktura a właściwości mechaniczne żeliwa sreroidalnego hartowanego 
z przemianą izotermiczną. Z. Naukowe Nr 193 ATR Bydgoszcz, Mechanika 38, s. 69. 
1995. 
[4] Fraś E.: Krystalizacja żeliwa. Wyd. II. Skrypt AGH, Kraków 1981. 
[5] Gagne M., Fallon PA: Microstructural characteristics or bainitic ductile irons. Canadian 
Metallurgical Quarterly , t. 25, nr l, s. 79, 1986. 
[6] Gagne M.: Etudes rractographiques de rontes GS traitees par trempe etagee. Fonderie- 
Fondeur d' Aujourd'hui, nr 74, Avril, s. 39, 1988. 
[7] Klug RC., Hintz M.B., Rundman K.B.:Embrittlement of Austempered Nodular Irons 
Grain BouncIary Phosphorus Enrichment Resulting from Precipitate DecomposltIon. 
Metallurgical Transactions AIME, t. 16A, nr 5, s. 797, 1985. 
[8] Kobayashi T., Yarnarnoto H.: Deve10pment ol' High Toughness in Austempered Type 
Ductile Cast Iron and Evaluation ol' !ts Properties. Metallurgical Transactions AIME. 
t. 19A,nr2,s.319, 1988. 
[9] Kuroda Y., TakacIa H.: Badania przełomów żeliwa przy użyciu elektronowego mikrosko- 
pu skaningowego. Przegląd Odlewnictwa, nr 3, s. 95, 197\ 
[10] Maciejny A: Kruchość metali. Wyd. "Sląsk", Katowice 1973. 
[11] Park Y. W., Kang l. c.: EtTect or silieon on the fracture characteristics or austempered 
ductile iron. 58th World Founclry Congres, Ref. no. 22, 15-19 September, Kraków 1991. 
[12] Podrzucki C.: Zeliwo. Struk1ura, właściwości, zastosowanie. T I i II. Wyd. ZG STOP. 
Kraków 1991. 
[13] Rezk ASh., Fargues J., Parent - Simonin S.: Fontes bainitiques traitees par trempe etagee 
Etude comparative. Fonderie _ Fondeur d' Aujourd'hm nr 56, Juin - Juillet, s. 13, 1986 
[14] Voigt RC.: Gefiigeuntersuchung mit dem Rasterelektronenmikroskop von zwischen- 
sturenvergiltetem Gusseisen mit Kugelgraphit. Giesserei -Praxis, nr 7, s. 95, 1985. 
[15] Voigt RC., Eldoky L.: Fracture ol' Ductile Cast Irons. 53th World Foundry Congress, Ref. 
no 17, 7 - 12 September, Praha 1986. 
[16] Wade N., Lu C., UecIa Y., Maeda T.: EtTect ol' Distribution of Second Phase on lmpact 
and Tensile Properties ol' Ductile Cast Iron with Duplex Matrix. Trans. Japan Foundrymes 
Society, t. 4, s. 22, 1985. 


MICROFRACTOGRAPHY EXAMINA nON 
OF AUSTEMPERED DUCTILE IRON 


Summary 


The results and analysis presented in the article conceffi austempered ductile cast rron. 
Sarnpies were subject to austenitizing at the temperatures or 850 and 950 oC and austempering at 
T pl = 400 and 300 DC within time range rrom 0,25 to 4 hours. The structure ol' the ductile iron was 
determined using an optical microscope and X-ray ditTraction. The rractography study was exe- 
cuted using a scanning microscope. A direct correlation betwecn the matrix structure and the kind 
orrracture, as well the notch toughlless orthe cast iron were demonstrated.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA l JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


PRZEMIANA IZOTERMICZNA AUSTENITU 
W GÓRNY BAINIT W ŻELIWIE SFEROIDALNYM 


Stanisław Dymski, Henryk Oleszycki 


Akademia Techniczno-Rolnicza w Bydgoszczy, Wydzial Mechaniczny, 
ul. S. Kaliskiego 7, 85-796 Bydgoszcz 


Niestopowe żeliwo sferoidalne o osnowie rerrytycznej wygrzewano w temperatu- 
rze 830 i 870 oC. Wychładzanie przeprowadzono w temperaturze T p ; = 400 oC 
w czasie t PI od 0,5 do 480 minut. Wykonano ilościowe badania strukturalne 
i rentgenowską analizę fazową oraz pomiary twardości żeliwa. Analizowano ki- 
netykę przemiany i stan tizykochemiczny raz osnowy. Oceniono rolę temperatury 
wygrzewania oraz czasu przemiany izotermicznej na kształtowanie struktury 
i twardości żeliwa. 


1. WPROWADZENIE 


W stopach żelaza z węglem, austenit wychladzany w temperaturze 420-;-350 oC 
przemienia się w górny bainit. Zgodnie z definicją o stopach jest on zaliczany do struk- 
tury dwufazowej, składającej się z ferrytu bainitycznego i węglików. 
Według Cz. Podrzuckiego [25,26] w żeliwie, będącym stopem Fe-C-Si, bainit jest 
mieszaniną iglastego ferrytu i austenitu o wysokim stężeniu węgla. J.R. Laub [23] uważa 
ten austenit w żeliwie za termodynamicznie stabilny w przeciwieństwie do stalL gdzie 
faza y jest metastabilna. Autorzy [23,26] taką osnowę żeliwa nazywają ausferrytem. 
Izotermiczny rozpad austenitu na górny bainit zachodzi w dwóch lub trzech sta- 
diach. Autorzy publikacji [2,4,10,29] uważają, że ten rozpad odbywa się w dwóch sta- 
diach, oddzielonych od siebie określonym przedziałem czasu. Natomiast autorzy publi- 
kacji [5,6,9,16,17,25] w przemianie bainitycznej wyróżnili trzy stadia. 
Po okresie inkubacji z przechłodzonego austenitu tworzą się, mechanizmem marten- 
zytycznym, listwy ferrytu przesyconego węglem oraz płytki wysokowęglowego austenitu 
szczątkowego. 
Krzem odgrywa ważną rolę w przemianie bainitycznej w stopach Fe-C-Si, 
a w szczególności prL)' rozpadzie austenitu w górny bainit, powodując, że w ferrycie nie 
wydzielają się węgliki [27]. Wniosek ten potwierdzają R.A. Harding i G.N.J. Gilbert 
[19] uznając, że przemiana austenitu w zakresie temperatur od 450 do 370 oC przyczy- 
nia się do utworzenia mieszaniny zawierającej bezwęglikowy ferryt z wysokowęglo-
>>>
208 


S. Dymski, H. Oleszycki 


wym austenitem szczątkowym. W.J. Dubensky i K.B, Rundman [10], badając cienkie 
folie z żeliwa sferoidalnego, zidentyfikowali węglik E w listwach ferrytu prL)' wychła- 
dzaniu w temperaturze T pi = 400 oC w czasie "pi = 300 minut. 
W przedziale czasu, pomiędzy I i II stadium, jest okres przemiany, w którym 
współistnieje przesycona faza a. i wysokowęglowa faza y. E. Dorazil i współautorzy 
[8,9,24] ten okres przemiany zaliczają do Ił stadium. Udział austenitu szczątkowego 
w żeliwie w tym okresie może wynosić od 20 do 50 %, a zawartość w nim węgla może 
sięgać do 2 %. Wysoka zawartość węgla obniża temperaturę Ms, czyniąc stabilnym 
austenit szczątkowy do temperatury -120 oC [1,4,8,9,18,20,21,22,24]. Autorzy prac 
[2,4] ten okres przemiany nazywają "oknem procesowym" (processing window), po- 
nieważ ukształtowana wtedy struktura nadaje żeliwu bardzo dobre skojarzenie wytrzy- 
małości i plastyczności. 
Po okresie utrzymującego się na stałym poziomie stężenia węgla w austenicie 
szczątkowym i niezmieniającym się jego udziałem w osnowie, rozpoczyna się II sta- 
dium przemiany izotermicznej.. W stadium tym austenit szczątkowy rozpada się na 
ferryt i węgliki. Według autorów publikacji [16,29] fazą węglikową jest cementyt. Na- 
tomiast autorzy pracy [10] wykryli w osnowie po przedłużonym czasie przemiany 
(1375 minut), w płytkach rozpadającej się fazy y, węglik Hagga (FesC z ). 
Osnowa bainityczno-austenityczna powstała w warunkach izotermicznych z roz- 
padu przechłodzonego austenitu gwarantuje naj korzystniejszą kombinację wytrzymało- 
ści i plastyczności żeliwa. R.B. Gnmdlach i JF. Janowak [17] uważają, że duża pla- 
styczność żeliwa sferoidalnego ADI wynika ze struktury faz a. i y, powstałych w l sta- 
dium przemiany. Jej Ił stadium według tych autorów jest niepożądane, ponieważ żeliwo 
cechuje się wtedy zmniejszoną plastycznością (wydłużenie, udarność). Dlatego też 
dobór czasu wychładzania w zakresie przemiany w górny bainit jest bardzo istotny. 
Z bilansu zawartości węgla w osnowie wynika, że jego stężenie w całym ferrycie 
bainitycznym, utworzonym w Tpi = 400 ° C w zakresie czasu od 30 do 60 minuL może 
wynosić od 0,12 do 0,14 %. Z kolei po rozpadzie fazy y (II stadium) stężeme węgla 
w bainicie osiąga wartość ok. 0,52 % [11]. 
O strukturze osnowy żeliwa po hartowaniu z przemianą izotermiczną decyduJą: 
temperatura Ty, temperatura Tp, i czas wychładzania "pi [25,28]. Austenityzowanie przy 
hartowaniu realizuje się w zakresie temperatur od 850 do 950 oC, chociaż najczęściej 
wybiera się temperaturę 900 oC i czas wygrzewania co najmniej l godzinę [19]. Tem- 
peraturą austenityzowania reguluje się stężenie węgla w osnowie żeliwa, które oddzia- 
łuje na kinetykę przemiany austenitu [2]. W austenicie w obszarach prL)'granicznych 
ziarn eutektycznych, w wyniku segregacji, znajduje się więcej węgla niż w ich środku. 
Stąd podwyższona temperatura Ty przyczynia się do zwiększenia udziału obszarów 
austenityczno-martenzytycznych w żeliwie [15]. 
Temperatura Ty obok temperatury Tpl i czasu LPl . wplywa na udzial austenitu 
szczątkowego w strukturze żeliwa. Udzial tego austenitu zwiększa się wtedy, gdy pod- 
wyższa się temperaturę Ty i Tpl' Temperatury te oddziałują także na substrukturę razy 
a. i y [2,4,8,12-14,25]. Autorzy publikacji [16] zwracają uwagę na rolę pierwiastków 
stopowych (Si, Mn, Ni, Mo, Cu) prowadzących do stabilizacji austenitu, a niektóre 
z nich do zwiększenia segregacji w ż
liwie. 
Przegląd literatury wskazuje, że wyjaśnienie wplywu nasycenia osnowy żeliwa 
węglem na kinetykę przemiany austenitu w zakresie górnego bainitu jest niepełne Dla- 
tego autorzy uznali za celowe zbadanie tej kwestii w problematyce hartowama z prLe- 
mianą izotermiczną niestopowego ferrytycznego żeliwa sferoidalnego.
>>>
Przemiana izotermiczna austenitu .... 


209 


2. BADANIA WŁASNE 


Do badań użyto żeliwo sferoidalne otrzymane z żeliwiaka, Żeliwo po sferoidyzacji 
stopem Mg-Al w zbiorniku metodą prętową i modyfikacji żelazokrzemem Si75 na rynnie 
spustowej odlano do mokrych form piaskowych. Odlewy miały ksztah wlewka Ylr. Skład 
chemiczny żeliwa był następujący: 3,21 % C; 2,57 % Si; 0,28 % Mn; 0,061 % P; 0,01 % S; 
0,036 % Cr; 0,098 % Ni i 0,015 % Mo. Struktura żeliwa po odlaniu składala się z 40 % 
ferrytu i 60 % perlitu. W żeliwie znajdowało się około 95 % wydzieleń kulkowych regular- 
nych (Gf 9) i 5 % - nieregulamych (Gf 8), a ich średnica wynosiła od 30 do 54 
 (Gw45). 
Dolne części wlewków pocięto na płaskie pręty o grubości 13 mm i poddano dwustopnio- 
wemu wyżarzaniu ferrytyzującemu. Badania dylatometryczne, zrealizowane na próbkach 
żeliwa ferryfyzowanego, wykazały następujące temperatury krytyczne: Acl,l = 780 oC, Acu 
= 827 oC, Ar!,\ = 750 oC i Aru = 705 oc. Z płaskowników wycięto próbki o przekroju 
10 x 10 mm i wysokości 11 mm. W każdej próbce wykonano otwór o średnicy 2 mm w celu 
jej umocowania na drucie. Próbki tak przygotowano, aby powierzchnia zgładu metalogra- 
ficznego znajdowała się w osi wzdłużnej płaskownika. Dla każdej temperatury wychładza- 
nia próbki dobrano w taki sposób, aby pochodziły one z jednego płaskownika. 
Austenityzowanie przeprowadzono w elektrycznym piecu komorowym PSK-3 
w temperaturze 830 i 870 oC . Do pieca, nagrLanego do założonej temperatury, ładowa- 
no pojemniki z próbkami wraz z haczykami. Pojemniki dopełniano węglem drzewnym 
w celu zabezpieczenia powierzchni próbek przed utlenieniem. W każdym pojemniku 
rurowym umieszczono jedną próbkę. Pojemniki z próbkami ustawiono pionowo w ko- 
morze pieca w jednym szeregu w osi przestrzeni grzejnej, w której wahania temperatury 
wynosiły ::t1O K. Piec komorowy wyposażono w termoelementy, które służą do regula- 
cji i kontroli temperatury w pt:zestrzeni grzejnej pieca. Przez drzwi komory grzejnej 
wprowadzono trzecią termoparę, która znajdowała się nad pojemnikami. Pojemniki 
wygrzewano w czasie 'ty = l godzinę. Po tym czasie wyjmowano pojemniki z pieca, 
a próbki wyjmowano z nich za pomocą haczyków i umieszczono w piecu wannowym 
z kąpielą solną o temperaturze T pi = 400 oc. Wahanie temperatury w tym piecu wyno- 
siło :t 5 K. Próbki wychładzano w czasie od 0,5 do 480 minut Po wyjęciu z kąpieli 
solnej próbki dochładzano woleju do temperatury otoczenia (20 oC). Przed wykona- 
niem zgładu metalograficznego zdejmowano warstwę materiału około 2 mm na drodze 
obróbki skrawaniem w celu usunięcia ewentualnej warstwy odwęglonej. 
Strukturalną analizę ilościową, przy użyciu mikroskopu świetlnego, zrealizowano 
za pomocą siatki punktów. Badania strukturalne przy użyciu dyfraktometru rentgenow- 
skiego wykonano na zgładach metalograficznych. Pomiary twardości próbek obrobio- 
nych cieplnie wykonano według metody Vickersa przy obciążeniu 294 N (30 kG), wy- 
konując na każdej próbce pięć pomiarów. 


3. WYNIKI BADAŃ I ICH ANALIZA 


3.1. Hartowanie z temperatury 830 oC 
Żeliwo sferoidalne wygrzewane w temperaturze 830 oC wychładzano w temperatu- 
rLe T pi = 400 oc. Wyniki badań wpływu czasu '!:pi na udział składników struktury i twar- 
dość żeliwa przedstawiono na rysunku l. Natomiast w tabeli l zamieszczono udzial au- 
stenitu szczątkowego, stężenie w nim węgla oraz parametr fazy ex. i szerokość połówkową 
linii interferencyjnej ex. i y. Badań dyfrakcyjnych nie wykonano na próbkach z czasu 
't pl = 30, 120 i 480 minut.
>>>
210 


S. Dymski, H. Oleszycki 


100 


800 



 80 
o 600 

 o 
::J (Y) 

 60  
::J I 
b 400 'u 
UJ 
.::£ .UJ 
o 
c 40 1: 
"O 
ro ro 
32 
 
(f) 200 I- 
20 


o -- 
0,1 


Rys.l. 


1 10 
Czas przemiany, min 
Wpływ czasu wychładzania w temperaturze T pi = 400 oC na udział skladników struktury 
żeliwa sreroidalnego wygrzewanego w temperaturze 830 oc. A - austenit szczątkowy, 
B - bainit, F - ferryt, H - twardość, M - martenzyt 


100 


o 
1000 


Tabela l. Wpływ czasu wychładzania w temperaturze T pi = 400 oC po wygrzewaniu w tem- 
peraturze 830 oC na udział austenitu szczątkowego, stężenie w nim węgla oraz 
szerokość połówkową linii interterencyjnej razy y, a i parametr razy a 


Czas U dział Stężenie Szerokość Parametr Szerokość 
t Ph austenitu węgla połówkowa razy a połówkowa 
minut V y , % C % linii razy y acx.,Iill1 linii razy a 
y, 
b 1!2' mm b Il2 ", mm 
0,5 13,3 1,12 29,0 0,2860 22,5 
l 15,8 1,20 28,5 0,2859 20,0 
2 22,5 1,34 26,0 0,2860 21,0 
4 23,2 1,40 25,0 0,2859 21,0 
8 17, l 1,54 22,5 0,2861 20,0 
15 14,9 1,54 22,0 0,2862 19,5 
60 6,6 1,42 21,0 0,2860 21,0 
240 O - - 0,2860 19,0 


Po wychładzaniu w czasie 0,5 minuty w osnowie występuje martenzyt (92 %). Obok 
niego znajduje się również austenit szczątkowy i wolny rerryt. Na tle martenzytu obser- 
wowano pojedyncze igły dolnego bainitu w środku i na granicy ziarna eutektycznego. 
Przedłużenie czasu wychładzania do 15 minut przyczyniło się do ciągłego zmniejszenia 
udziału martenzytu i zwiększenia udziału bainitu. Twardość żeliwa w tym okresie prze- 
miany, skutkiem zmian struktury, obniża się. Osnowa po wychłodzeniu w czasie 'p' = 15 
minut już nie zawiera martenzytu. 
W badaniach dyfrakcyjnych obecność austenitu szczątkowego stwierdzono w osno- 
wie martenzytycznej w początkowym okresie wychładzania. W miarę przedłużania czasu 
udział fazy y zwiększa się do czasu 'pi = 4 minuty, po czym zmniejsza się, a po wychło-
>>>
Przemiana izotermiczna austenitu .... 


211 


dzeniu w czasie większym od 60 minut jej udział w osnowie osiąga wartość zerową. 
Austenit szczątkowy towarzyszy także bainitowi, przy czym po czasie wychładzania 
większym od 15 minut (rys. l ) wyłącznie bainitowi. Stężenie węgla w tej fazie zwiększa 
się do czasu LI'I = 8 minut, a po czasie Lpi = 15 minut ulega zmniejszeniu (tab. l ). 
W początkowym stadium przemiany udzial bainitu, a właściwie ferrytu bainitycz- 
nego, fazy o niskim stężeniu węgla, i austenitu szczątkowego jest mały. Prawie cały 
węgiel znajduje się wtedy w martenzycie. Po wychładzaniu w czasie Lpi = 0,5 minuty 
zaobserwowano w strukturze pojedyncze igły dolnego bainitu. Obecność tej struktury 
w osnowie dowodzi, że w ziarnie eutektycznym istnieje niejednorodność stężenia wę- 
gla. Są tam mikroobszary austenitu szczególnie ubogie w węgiel, które podczas prze- 
miany w temperaturze T pi = 400 oC przemieniają się w dolny bainit. W miarę dalszego 
wytrzymywania przy tejże temperaturze udział austenitu szczątkowego zmniejsza się. 
Okres ten zaliczamy jest do II stadium przemiany. W nim następuje rozpad wysokowę- 
glowej fazy y na ferryt i węgliki. Stężenie węgla C y w tej fazie maleje, natomiast zwięk- 
sza się w bainicie dzięki wzrostowi udziału fazy węglikowej. W końcowej fazie prze- 
miany, przy dłuższych czasach, prawie cały węgiel osnowy znajduje się w węglikach. 
W strukturze żeliwa po hartowaniu z przemianą izotermiczną występuje wolny 
ferryt, którego udział waha się w granicach od 6 do 8 % (rys. l), natomiast udział bainitu 
stale rośnie w miarę zmniejszania się udzialu martenzytu. Udział austenitu szczątkowe- 
go zmienia się zgodnie z kinetyką pn:emiany dla osnowy o niższej zawartości węgla. 
Wartość połówkowej szerokości linii inteńerencyjnej (lII) fazy y (tab. l) w całym 
okresie czasu, przyjętym do badań, maleje. Fakt ten jest niewątpliwie związany z sub- 
strukturą tej fazy, w której ilość defektów sieciowych obniża się; następuje ujednorod- 
nienie pod względem stężenia węgla i obniżenie naprężeń wewnętrznych oraz rozrost 
ziarna. Zmiany wartości połówkowej szerokości linii inteńerencyjnej (110) fazy a są 
podobne do zmian wartości b ll2y Dlatego więc można uważać, że w strukturze ferrytu 
bainitycznego zmiany są również podobne. 
Parametr sieci krystalicznej fazy (Y. w przyjętym do badań zakresie przemiany 
izotermicznej nie ulega istotnym zmianom. Pozwala to na przyjęcie stwierdzenia, że 
czas przemiany nie wpływa na stężenie węgla w ferrycie. W osnowie obok ferrytu ba- 
initycznego znajduje się również wolny ferryt, którego udział wynosi 6..;-.8 %. Ze wzglę- 
du na czułość metody badawczej taka zawartość składnika nie wpłynęła istotnie na 
wyniki pomiarów ferrytu bainitycznego. 
3.2. Hartowanie z temperatury 870 oC 
Austenityzowanie próbek żeliwa sferoidalnego przeprowadzono w temperaturze 
Ty = 870 oC, a wycWadzanie w temperaturze T pi = 400 oC w czasie od 0,5 do 480 minul. 
Wyniki badań wpływu czasu przemiany na udział składników mikrostruktury żeliwa 
przedstawia rysunek 2. Wyniki badań dyfrakcji rentgenowskiej i ich wykorzystanie do 
określenia zawartości węgla w fazie y podano w tabeli 2. Nie wykonano badań na prób- 
kach z czasu LI'I = 30, 120 i 480 minut. 
Osnowa po wycWadzaniu w czasie LI'I = 0,5 minut składa się w roo % z martenzytu. 
Na tle martenzytu, w środku blisko grafitu, jak również w obszarach granicznych ziam 
eutektycznych, zaobserwowano pojedyncze igły dolnego bainitu. Twardość dla tej struktury 
jest maksymalna i wynosi 652 HV30. W miarę przedJużania czasu wychładzania udział 
pakietów bainitycznych (ferryt bainityczny + austenit szczątkowy) powiększa się. Po czasie 
LI'I = 60 minut przemiany w osnowie nie ma martenzytu, a jest ferryt bainityczny i austenit 
szczątkowy. Zmiana udziału składników struktury wpływa na twardość. Zmniejszenie
>>>
212 


S. Dymski, H. Oleszycki 


udziału martenzytu w osnowie żeliwa przyczynia się do obniżania jego twardości do czasu 
-r PI = 30 minut. Przekroczenie tego czasu nie wywiera wpływu na twardość żeliwa. 


H 


800 


100------ 


::R 
o 


80 

 
:::J 

 
2 60 
U; 

 
c 
-g 40 
3;2 
(f) 


o 
600 S; 
I 


.u 
.UJ 
o 
400 
 
(O 

 
f- 


A 


200 


o -- 
---- 
0,1 





, 


o 
1000 


20 


____."__0_ L__ 


10 100 
Czas przemiany, min 
Rys.2. Wpływ czasu wychładzania w temperaturze Tpl = 400 oC na udzial składnikÓv.- 
struktury żeliwa sreroidalnego wygrzewanego w temperaturze 870 oC. A - austenit 
szczątkowy, B - bainit, F - rcrryt, H - twardość, M - martenzyt 


Tabela 2. Wpływ czasu wychładzania w temperaturze Tpl = 400 oC, po wygn
ewaniu w tem- 
peraturze 870 oC, na udział austenitu szczątkowego, stężenie w nim węgla oraz 
szerokość połÓwkową linii interfercncyjI1ej razy y, (X i parametr fazy a 


Czas Udział Stężenie Szerokość Parametr Szerokość 
połówkowa polówkowa 
'PI austenitu węgla linii razy y fazy (X linii razy a 
minuty V y , % C % aa., run 
y, b ll2y mm b Il2 ",mm 
0,5 5,6 0,85 34,0 - - 
I 6,4 1,24 36,0 0,2862 39,0 
2 18,7 1,40 27,0 0,2861 27,5 
4 30,3 1,48 26,5 0,2861 25,0 
8 32,9 1,64 24,0 0,2861 24,0 
15 28,0 1,58 23,0 0,2863 23,5 
60 18,5 1,52 22,5 0,2861 23,0 
240 O - - 0,2861 22,0 


Po okresie inkubacji zawierającym się pomiędzy czasem -r pl = 0,5 Ininuty a czasem 
-r pl = l minuta rozpoczyna się przemiana bainityczna. Obserwacje mikroskopowc 
struktury wykazały, że płytki ferrytu bairutycznego tworzą się Iue tylko przy graficic. 
lecz także w pozostałych obszarach ziarna eutektycznego. Ten mechanizm zarodkowa- 
nia bainitu odbiega od dotychczasowych poglądów, według których przemiana baini- 
tyczna rozpoczyna się w środku ziarna, od grafitu kulkowego. 
W początkowym okresie przemiany raza y wspólistniCJc razem z martcnzytcm 
Wydłużcnie czasu powoduje tworzenie wysokow;:glowcgo austenitu w pakictach ba- 
initycznych, a także pozostanic uboższego w węgiel w strcfach, granicznych nam cu- 
tcktycznych w tzw. cbszarach austerutyczno-martcnzvtvc,1,llych
>>>
Przemiana izotermiczna austenitu.... 


213 


Postęp przemiany bainitycznej sprawia, że udzial austenitu szczątkowego w struktu- 
rze żeliwa zwiększa się do czasu 8 minut, po czym się zmniejsza, a w czasie 240 minut 
me ma go w osnowie. 
Przebieg zmian stężenia węgla w austenicie szczątkowym jest zbieżny ze zmiana- 
mijego udziału w osnowie żeliwa. Minimalne stężenie węgla (0,85 %) posiada austenit 
szczątkowy pozostały po przemianie martenzytycznej w próbce po wychłodzeniu 
w czasie 't pl = 0,5 minuty. Maksymalnym stężeniem węgla (1,64 %) cechuje się faza y, 
gdy jej udział w osnowie jest także maksymalny i wynosi 32,9 %. Okoliczności te 
świadczą, że w czasie około 8 minut wychładzania austenit szczątkowy wzbogacił się 
w węgiel prawie dwukrotnie. 
Na szerokość połówkową linii interrerencyjnej fazy y i ex wplywa czas przemiany 
izotermicznej Przedłużanie czasu wychładzania powoduje zmniejszenie tej szerokości. 
co oczywiście ma związek ze zmianami zachodzącymi w strukturze austenitu szczątko- 
wego i ferrytu bainitycznego. Zmiany te należy łączyć z tymi samymi czynnikan1i 
strukturalnymi jakie prl.edstawiono dla wygrzewania w temperaturze 830 oc. 
Na stałą sieciową a", podobnie jak na taką stałą sieciową po wygrzewaniu 
w 830 oC, czas przemiany nie wywiera wpływu. Analiza porównawcza wartości aa dla 
poszczególnych czasów przemiany pozwala stwierdzić, że po wygrzewaniu w 870 oC 
wartości te są nieco większe niż po wygrzewaniu w 830 oc, co świadczyć może o po- 
większonej zawartości węgla. 


4. PODSUMOWANIE 


Uwzględniając wyniki badań i ich analizę można stwierdzić, że na kinetykę prze- 
kształcenia austenitu w górny bainit w ferrytycznym żeliwie sferoidalnym oddziałuje 
temperatura wygrzewania i czas przemiany izotermicznej. Stwierdzenie to jest w pełm 
zgodne z dotychczasowymi danymi w literaturze. 
Ksztaltujące się produkty przemiany bainitycznej w osnowie żeliwa sferoidalnego 
odzwierciedlają stan procesu jej austenityzowania. Temperatura wygrzewania sprawia. 
że udział austenitu szczątkowego w osnowie żeliwa się zwiększa w miarę jej podwyż- 
szania. Natomiast temperatura ta nie wplywa znacząco na zawartość węgla w austenicie 
szczątkowym. Przesycenie ferrytu bainitycznego jest nieznaczne, lecz zauważalne 
i zależy od nasycenia węglem osnowy żeliwa przed przemianą izotermiczną. Zmiany 
szerokości linii interferencyjnych razy ex i y dają podstawę do stwierdzenia, że niższa 
temperatura wygrzewania przyczynia się do doskonalszej struktury fazy ex i y. 
Twardość żeliwa sferoidalnego po hartowaniu z przemianą izotermiczną zależy od 
udziału produktów tej przemiany w jego osnowie. Wyniki badań wskazują, że w miarę 
podwyższania temperatury wygrzewania twardość żeliwa rośnie. 
Jak wynika z porównania przebiegu krzywych kinetycznych szybkość rozpadu 
austenitu zależy od temperatury wygrzewania. Po wygrzewaniu w temperaturze 830 oC 
szybkość przemiany bainitycznej jest większa niż po wygrzewaniu w temperaturze 
870 oc, 
Biorąc pod uwagę zmiany udziału austenitu szczątkowego można zauważyć różnice 
w czasie trwania I i II stadium przemiany. Wzrost temperatury wygrzewania przedłuża 
czas I stadium i okres czasu pomiędzy I i II stadium. 
W świetle przeprowadzonej analizy struktury żeliwa wygrzewanego w tempera- 
raturl.e 830 Oc można stwierdzić, że przemiana eutektoidalna w osnowie dokonala się 
w 92-7-94 %. W osnowie, na pOC7..ątku prLemiany izotern1icznej, obok martenzytu i banitu,
>>>
214 


S. Dymski, H. Oleszycki 


a później tylko bainitu, występuje wolny rerryt. Stąd wniosek, że proces austenityzowa- 
nia osnowy żeliwa nie został w pełni zakończony. 
Badania mikroskopowe próbek żeliwnych daly podstawę do stwierdzenia, 
że przemiana bainityczna nie rozpoczyna się tylko w obszarach austenitu graniczącego 
z wydzieleniami grafitu. Stwierdzenie to jest sprzeczne ze stwierdzeniem spotykanym 
w literaturze, że przemiana rozpoczyna się tylko przy granicy grafit - austemt. Obec- 
ność pojedynczych igieł dolnego bainitu dowodzi istnienia w osnowie nierównomier- 
nego rozłożenia węgła w ziarnie eutektycznym. 


LITERATURA 


[]] Barbezat G., Mayer H.: GGG - 100: Gunstige Kombination von hoher Festigkeit und 
Zahigkeit. Konstriiieren und Giessen, t. 9, nr I, s. 24, 1984. 
[2] Bayati H., Rimmer AL., Elliott R.: The austempering kinetics and processing window in 
an austempered, low - manganesc, compacted - graphite cast iron. Cast MetaIs, t.7, nr L 
s.1l-24, 1994. 
[3] Cox GJ., Rbhring K.: NickeI in Gusseisen und Stahlguss. Konstriiieren und Giessen, t.16. 
nr 4, s_ I], 1991. 
[4J Darwish N., Elliott R: Austempering ol' low manganesc ductile irons.Part I. Processing 
window.Part 2. Int1uence ol' austenitising temperaturc 
MateriaIs Science and Teclmology, t. 9, nr 7, s. 572 i 586, ] 993. 
[5] Dorazil E., Barta B., Crhak J., Munsterova E.: Vysokoprochnyi bainitnyi chugun s sha- 
rovidnym grafitom. M i TOM, nr 7, s. 19, 1978. 
[6] Dorazil E., Crhak 1., Barta B., Huvar A: Vysokopevmi bainiticka tvarna litina legovami 
manganem a medio Slevaren
tvl, t.27, nr 2, s. 49, 1979. 
[7] Dorazil E.: Mechanical Properties ol' ALL
tempered Ductile Iron. Foundry. nr 7, s. 36, 1986. 
[8] Dorazil E., Podnibsi,,-y T, Sve)car 1.: Gelugehomogenitiit von niedriglegiertem ZWlschenstu- 
renvergiiteten Gusseisen mit Kugelgraphit. Giesserei - Praxis, nr 3 - 4, S. 23, 1987. 
[9] Dorazil E., Podnihsky T, Svejcar J.: Vliv chemicke mikronehomogenity na strukturu a 
vlasnosti nizkolegovane izotermicky zuslechtene tvarne Iitiny. Strojirenstvi, t. 40_ nr 6, 
s. 342, 1990. 
[10] Dubensky WJ., Rundman K.B.: An Elektron Microscope Study orCarbide Formation ln 
Austempered Ductile Iron. AFS Transactions. t. 93, nr 64, S. 389, 1985. 
[II] Dymski S.: Strui,,1ura a właściwości mechaniczne żeliwa steroidalnego hartowanego z prze- 
mianą izotermiczną Z. Naukowe Nr 193 ATR Bydgoszcz, Mechanika 38, S. 69, 1995 
[12] Dymski S., Szykowny T: Investigation ol' product
 ol' bainitic isothermal transrormation 
product
 in unalloyed ductile cast iron. Material Science and Technology, t.12, nr 5, s. 385, 
1996. 
[13] Dymski S.: Wplyw austenityzowania na struktury i twardość niestopowego żeliwa stCro- 
idalncgo hartowanego z przemianą izotermiczną Z. Naukowe Nr 194 ATR Mechanika 
39,s.4],1996. 
[14] Dymski S. Ziólkowski A: lzotenniczna przemiana bainityczna w żeliwie sreroidalnym. 
l Krajowa Konferencja Naukowa pl.: Materialoznawstwo - Odlewnictwo - Jakość t. l. 
Materiuloznawstwo. Kraków 20-22 lutego, s. 27, ] 997. 
[] 5] Dymski S.: Morfologiczne aspei,,1y przemiany austenitu w bainit w niestopowym żeliwie- 
sferoidalnym. Miydzynarodowa KonferencJa N-T pl Tendencje rozwojowe w procesach 
produkcyjnych, Sekcja III Odlewnictwo - Materialoznawstwo - Spawalnictwo. Zielona 
Góra, wrzesień, s. 35, 1997. 
[]6] Gagne M., Fallon P.A: Microstructural characteristics ol' bainitic ductile irons. Canadian 
Metallurgical Quarterly , t. 25, nr I, S. 79, 1986. 
[] 7] Grundlach RB., Janowak 1.F.: Austempered Ductile Iron Combines Strenght With 
Toughness and Ductility. Metal Progress, nr 2, S. 19, 1985.
>>>
Przemiana izotenniczna austenitu.... 


215 


[I8] Harding RA: EtTects ol' Metallurgical Proces s Variabies on Austempered Ductile Irons. 
MetaIs and Materials, t.2, nr'2, s. 65, I986. 
[19] Harding RA, Gilhert G.N.J: Why the properties ol' austempered ductile irons should 
interes! engineers. British Foundryman, t. 79, nr 10, s. 489, 1986. 
[20] Liu YC., Schissler J.M, Chobaut J.P.: Stabilite thermique des rontes G.S. bainiques au 
nicke1 manganese de type AD!. Hommes et Fonderie. Novembre et Decembre, s. 39, 1994. 
[21] Morgan H.L.: lntroduction to roundry production and controI ol' austempered ductile 
irons. British Foundryman, t. 80, nr 2 - 3, s. 98, 1987. 
[22] Johansson M.: Austenityczno-bainityczne żeliwo sferoidalne. Instytut Mechaniki Precyzyj- 
nej w Warszawie. Narada monotematyczna pl. "Obróbka cieplna żeliwa", s. 54, 6 - 8.IX. 
I979. 
[23 J Lauh JR Cast austempered dudile iron... ror high strength and long wear. lncast nr 5, 
s.8, I994. 
[24] Podrabsk-y T, Dorazil E., Kohout 1.: Vliv transrormacnich podminek na strukturu a vlast- 
nosti izotennicky zus1echtene kfemikove oceli. Slevarenstvi, t.33, nr 9, s. 35, 1985. 
[25] PodrLUcki c.: Żeliwo Struktura, wlaściwości, zastosowanie. T I i II. W)d ZG STOP 
Kraków, 1991. 
[26] PodrlUcki C Problemy produkcji odlewów żeliwa sferoidalnego AD!. Przegląd Odlew- 
nictwa, nr IO, s.260, ] 996. 
[27] Rczk ASh., Fargues J., Parent - Simonin S: Fontes hainitiques traitees par trempe etagee. 
Etude comparative. Fonderie - Fondeur d' Aujourd'hui m 56, Juin - Juillet, s. 13, 1986. 
[28] R6hrig K.: Zwischenstufenvergiitetes Gusseisen mit Kugelgraphit. Giesserei - Praxls, nr 
1-2, s.l, 1983 
[29] Voigt R.C., Bendaly R., Janowak J.F, Park YI.: DeveIopment or Austempered High 
Silicon Cast Stcels. AFS Transactions, m 72, s. 453, 1985. 


THE ISOTHERMAL TRANSFORMATION OF AUSTENITE INTO THE 
UPPER BAINITE IN THE DUCTILE CAST IRON 


Summary 


F erritc ductilc cast iron was subject to austenitising at the temperature or 830 and 870 ('C. 
Austempering was perrormed at T pi = 400 oC within time rrames rrom 'Pl 0,5 to 480 minutcs. A 
structural quantitative study and an X-ray difhaction and hardness test analyses were perronned. 
A study ol' the transrormation kinetics ol' the upper bainite and the physicochemicaI conditions of 
the phases werc also conducted. The int1uence ol' the holding temperature and the time ol' the 
isothermal transrormation on the shape ol' the structure and hardness or the ductlile cast iron were 
determincd.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


MIKROSEGREGACJA KRZEMU I MANGANU 
PO WYŻARZANIU SFEROIDYZUJĄCYM 
W ŻELIWIE Z GRAFITEM KULKOWYM 


Małgorzata Trepczyńska-Łent 


Akademia Techniczno-Rolnicza w Bydgoszczy, Wydział Mechaniczny, 
ul S_ Kaliskicgo 7, 85-796 Bydgoszcz 


Na dwóch gatunkach zabielonego żeliwa sreroidalnego, przeprowadzono obróbkę 
cleplnq, w celu otrzymania w osnowIe struktury rerrytu z cementytem kulkowym. 
Wykonano porównawcze pomiary mikrosegregacji krzemu i manganu w stanie 
surowym w obszarach zabielonych i szarych oraz po obróbce cieplnej w obsza- 
rach pierwotnego zabielenia. 


1. WPROWADZENIE 


Mikrosegregacja niektórych picrwiastków CZysto wykazuje zmienny charakter 
w zależności od rodzaju osnowy. Stwicrdzono, że w żeliwie białym odmienną mikrose- 
gregacjy wykazują w stosunku do mikroscgregacji w żeliwie szarym np. Ti, V, Cr, Si, 
Co, Ni, Cu [IA,5,7]. Takic zachowanie pierwiastków może być przyczyną zróżnico- 
wania efcktów obróbki cieplncj, przeprowadzoncj na zabielonej i szarej strukturze 
osnowy tego samego gatunku żeliwa. 
W perlitycznym żeliwie ciągliwym, którego struktura w stanie wejściowym jest 
biała, po wyżarzaniu sreroidyzującym uzyskuje si y osnowę składającą się z rerrytu 
z równomiernie rozmicszczonym cementytem kulkowym. Charakteryzuje się ona dużą 
plastyczności" przy nieznacznic obniżonych właściwościach wytrzymałościowych 
w porównaniu z perlitem [6]. Powyższa struktura jest więc interesujaca ze względu na 
optymalne własności mechaniczne 
Wydaje si y , że korzystne rezultaty można by otrzymać w wyniku obróbki cieplnej 
zabielonego żeli'.va sferoidalnego w celu otll:ymania w osnowie struktury rerrytu z równo- 
i1l1ernie rozmieszczonymi kulImIni cementytu. Wyżarzanie sreroidyzujące może być poprze- 
dJ:one różnymi procesanll obróbki ciepln
i. W zależności od tych procesów można otrzymać 
odl1lle;1I1CI struktury osnowy, na przykład perlit, bainit lub martenzyt, która jest następnie 
pcddawana srcroidy/
lCJi.
>>>
218 


M. Trepczyńska-Łent 


W planowanych badaniach postanowiono prześledzić mikrosegregację krzemu 
i manganu w niestopowym żeliwie sferoidalnym, w stanie surowym dla osnowy zabie- 
lonej oraz szarej, a także po obróbce cieplnej gwarantującej otrzymanie struktury fer- 
rytu z praktycznie równomiernie rozmieszczonymi kulkami cementytu. 


2. MATERIAL DO BADAŃ 


Badania przeprowadzono na dwóch gatunkach żeliwa sferoidalnego niestopowe- 
go. Pierwsze miało wysoką zawartość manganu, drugie zaś niską i nie było poddane 
metalurgicznej modyfikacji. 
Żeliwo wytopione zostało w piecu indukcyjnym tyglowym PITS-I,6/450FE 
w Odlewni Żeliwa "ZELMAK" w Bydgoszczy. Oba gatunki sferoidyzowane były 
zaprawą FeSiMg, a pierwszy modyfikowany żelazokrzemem FeSi75. 
Skład chemiczny żeliwa, stopień nasycenia eutektycznego oraz stałą grafityzacji 
K'gT dla przemiany eutektycznej i K"gT dla przemiany eutektoidalnej podano w tabeli l. 


Tabela I. Skład chemicmy, stopień nasycenia eutektycznego Sc oraz stałe grafityzac]i K'
 
i K"gr żeliwa sreroidalnego 


Lp. Składnik Numer żeliwa 
chemicmy, % I 2 1 ) 
l C 3,12 3,91 
2 Si 2,68 1,79 
3 Mn 1,07 0,27 
4 P 0,093 0,025 
5 S 0,013 0,008 
6 Cr 0,071 0,053 
7 Ni 0,061 0,029 
8 Mo 0,011 0,009 
9 Cu 0,072 0,006 
10 Mg 0,048 0,043 
11 Al 0,023 0,011 
12 Sn 0,006 0,004 
13 Ti 0,009 0,014 
14 Sc 0,91 1,06 
15 K'", 6,61 5,53 
16 K"", 7,15 6,55 
I) żeliwo po sreroidyzacji lecz niemodytikowane 


Wlewki z żeliwa odlano w formach piaskowych, wilgotnych w kształcie klinów 
(rys. l). Były one odlewane pionowo. Mała grubość wlewków u dołu (5 mm) i duża 
u góry (80 mm) zapewniały zróżnicowaną szybkość chłodzenia i otrzymanie zabielenia 
w dolnej części klinów. 
Na przekroju klina otrzymano zróżnicowanie składu strukturalnego zgodne z za- 
łożeniami. Z tego względu ilościową analizę strukturalną przeprowadzono na kilku 
jego poziomach, zaczynając od dołu klina, jak to pokazano na rysunku 2.
>>>
Mikrosegregacja krzemu i manganu... 


219 


!'I 


s: 


. 



 


l 




- 


3-j': 




 
4-- 


Rys.l. Kliny odlane z żeliwa I i 2 


grubość klina w miejscu analizy 
/; 10 14 22 29 37 
/ !/1- I- 
I 


IllL I_LJ 
5 15 25 45 65' 85 mm 


poziomy analizy 
strukturalnej 


Rys.2. Poziomy na przekroju poprzecznym klina, na których przeprowadzono ilościową analizę 
strukturalną oraz pomiary mikrosegregacji pierwiastków 


Zestawienie zawartości składników struktury w % powierzchni dla stanu suro- 
wego zawiera tabela 2. 
Ze względu na możliwość popełnienia błędów podczas analizy mikroskopowej 
zawartości grafitu, dokonano korekty tej zawartości posługując się wzorem podanym 
przez Cz.Podrzuckiego [4]: 


FgT = 0,034 (C e - FpC p - 6,67F w ) 


(l) 


gdzie: 


C e . C p - zawartość węgla całkowitego, zawartość węgla w perlicie w }lo, 
Fgr, Fp, Fw - udział powierzchni grafitu, perlitu i cementytu eutektycznego 
w powierzchni zgładu, 
C p 0,6 %.
>>>
220 M. Trepczyńska-Łent 


Tabela 2. Zestawienie procentowej zawartości składników strukturalnych w stanie surowym 
w zależności od poziomu klina 


Lp. Numer Poziom klina Grafit Ferryt Perlit Cementyt 
żeliwa mm % % % 'Yo 
1 5 6,1 3,1 84,5 12,4 
2 15 7,3 2,8 90,6 6,6 
3 25 8,2 3,7 94,2 2,1 
4 l 45 8,7 8,3 91,7 0,0 
5 65 8,7 6,7 93,3 0,0 
6 85 8,7 6,3 93,7 U,O 
7 5 1,6 13,2 2,6 84,2 
8 15 2,3 13,6 10,3 76,1 
9 25 3,6 18,9 24,1 57,0 
10 2 68,2 6,9 
45 lU,3 24,9 
11 65 10,9 23,6 72,2 4,2 
12 85 11,3 25,9 72,1 2,0 


3. OBRÓBKA CIEPLNA 


W celu uzyskania w osnowie żeliwa struktury ferrytu z równomiernie rozmiesz- 
czonymi w nim kulkami cementytu, przyjęto trzy warianty obróbki cieplnej. Schematy 
tych wariantów przedstawiono na rysunku 3. 
Poszczególne warianty różniły się sposobem obróbki cieplnej żeliwa przed wyża- 
rzaniem sferoidyzującym przeprowadzanym w temperaturze podkrytycznej 700 "c. 
W trzecim wariancie, w porównaniu z wariantem drugim, rozdzielono operacje wyża- 
rzania grafityzującego i hartowania bainitycznego. Normalizowanie pr.--,:eprowadzone 
w pierwszej operacji miało na celu rozdrobnienie ziarna i przez to skrócenie czasu 
dyfuzji. Hartowanie bainityczne przeprowadzone z niższej temperatury miało zmniej- 
szyć zawartość węgla w austenicie. 
Dla wariantu I wykonano wyżarzanie, którego parametry ustalono na podstawie 
badań wstępnych. Było to aust()nityzowanie w temperaturze 950 Oc w czasie 2 godzin 
(podwariant la) lub w temperaturze ro50 Oc w czasie 4 godzin (podwariant lb). Dla 
ułatwienia oceny roli austenityzacji nie indywidualizowano warunków wygrzewania 
w 950 Oc dla poszczególnych gatunków żeliwa. 
W wariantach II i 1lI wprowadzono przed wyżarzaniem sferoidyzującym harto- 
wanie bainityczne. Było to uzasadnione wcześniejszymi badaniami [2], gdzie otrzyma- 
no dobre wyniki sferoidyzacji cementytu dla żeliwa sferoidalnego, którego strukturą 
wejściową przed wyżarzaniem sferoidyzującym był bainit. 
Wariant II polegał na austenityzowaniu w temperaturze lO50 Oc w czasie 4 go- 
dzin z następnym chłodzeniem z piecem do temperatury 870 "C i wygrzaniem w tej 
temperaturze l godzinę oraz hartowaniem bainitycznym w piecu wannowym PWE-l 
Temperatura kąpieli solnej SO-140 wynosiła 400 Oc. Pojemniki wyładowano z pieca 
o temperaturze 870 Oc, wyjmowano z nich plytki i zanurzano w kąpieli solnej. Obniżc- 
nie temperatury do 870 "C miało na celu zmniejszenic zawartości węgla w austcnicic
>>>
Mikrosegregacja krzemu i manganu... 


221 


Czas operacji wyjmowania z pojemników i zanurzania w kąpieli solnej wynosił 
około 15 sekund. Po czasie wychładzania trwającym 2 godziny płytki wyjęto z kąpieli 
i dochłodzono w powietrzu, po czym wykonano wyżarzanie sferoidyzujące w tempera- 
turze podkrytycznej 700 Oc. 


l wariant, podwarian! la - 950 211-700 
podwal;an! Ib - 1050 4h-700 


;::;O,-lIc-.ze 


I.h 


II wariant 


t.h 


III warian!, podwariant IIIa - 950,2h-700 
pod"ariant IIIb - 1050 -łh- 700 


T.
 


t.b 


Rys.3. Schematy wariantów obróbki cieplnej 


W wariancie III postanowiono zaobserwować, czy oddzielenie operacji wyżarza- 
nia grafityzującego i hartowania bainitycznego ma wpływ na uzyskanie struktury rów- 
nomiernie rozmieszczonego cementytu kulkowego w osnowie ferrytu. 
Wariant III obróbki cieplnej był zatem wariantem trzy operacyjnym. Pierwsza 
operacja była normalizowaniem w temperaturze 950 Oc w czasie 2 godzin (pod wariant 
lIla) lub w temperaturze 1050 Oc w czasie 4 godzin (podwariant lIlb). W drugiej ope- 
racji schłodzone w powietrzu do temperatury otoczenia płytki ponownie wkładano do 
prostopadłościennych pojemników, zasypywano wiórami żeliwnymi i ładowano do 
pieca nagrzanego do temperatury 870 Oc. W tej temperaturze austenityzowano 2 go- 
dziny, przy czym czas wygrzewania liczono od momentu osiągnięcia temperatury wy- 
grzewania w pojemniku. Następnie przeprowadzono hartowanie bainityczne. Pojemniki
>>>
222 


M_ Trepczyńska-Łent 


wyładowano z pieca, wyjmowano z nich płytki i chłodzono w kąpieli solnej o temperaturze 
400 "C wychładzając je przez 2 godziny. Dochłodzenie przeprowadzono w powietrzu. Trze- 
cią operacją było wyżarzanie sferoidyzujące w temperaturze 700 Oc. Płytki wkładano po- 
nownie do prostopadłościennych pojemników i zasypywano wiórkami żeliwnymi w celu 
zabezpieczenia przed odwęgleniem i utlenieniem. Pojemniki wkładano do pieca nagrl1ll1ego 
do temperatury 700 oC; czas sferoidyzowania liczono od chwili osiągnięcia w pojemniku tej 
temperatury, po czym wyjęto z pojenmików i chłodzono w powietrzu. 
Wyżarzanie sferoidyzujące było jednakowe dła plytek po obróbce wstępnej według 
wszysfkich trzech wariantów. 


4. BADANIA MIKRO SEGREGACJI 


Badania wykonano w Instytucie Mechaniki Precyzyjnej w Warszawie metodą 
mikroanalizy rentgenowskiej przy użyciu mikroanalizatora typu JXA-3A firmy Japan 
Electron Optics Laboratory. 
Przy zastosowaniu wiązki elektronowej zogniskowanej do średnicy około 3 I-I-m. 
padającej prostopadle do powierzchni zgładu, wzbudzano materiał próbki do emisji 
charakterystycznego promieniowania rentgenowskiego w mikroobszarze o średnicy 
zbliżonej rozmiarem do średnicy wiązki. Odpowiednio zorientowaną próbkę przesu- 
wano z określoną prędkością w wyznaczonym kierunku od grafitu do grafitu, zapisując 
równocześnie w sposób ciągły zmiany natężenia promieniowania charakterystycznego 
badanych składników. W pracy wykorzystano cmisyjne linie charakterystyczne serii K 
węgla, krzemu, siarki, fosforu, manganu. Rozmieszczenie liniowe węgla i siarki okre- 
ślono jakościowo. Wartości liczbowe stężenia pozostałych składników, za wyjątkiem 
fosforu, wyznaczono w oparciu o pomiary stężenia charakterystycznego czystych spek- 
tralnie wzorców. Stężenie fosforu oszacowano w oparciu o pomiary natężema promie- 
niowania charakterystycznego tego pierwiastka zawartego w ilości od około 9,5 do 
około 10,5 % wagowych w powłokach fosforowo - niklowych wytworzonych w IMP. 
Wyniki pomiarów, zgodnie z procedurą przyjętą w metodyce, poddano korekcji 
według modelu opracowanego przez Love-Cox-Scott'a uwzględniającego wpływ czyn- 
ników aparaturowych i zjawisk fizycznych na zniekształcenia wyników pomiaru. 
Warunki techniczne analizy były następujące: 
- napięcie przyspieszające 15 k V 
- prąd absorpcyjny próbki (4,0-;'- 4,5)x Hr' A 
- średnica wiązki elektronowej ok. 3 I-I-m 


4.1. Badania mikrosegregacji w stanie surowym 


Badaniom mikrosegregacji w stanie surowym poddano strukturę z obszarów na 
skrajnych poziomach klina 5 i 85 mm. Mialo to na celu wykazanie różnic bądź podo- 
bieństw mikro segregacji krzemu i manganu w strukturze zabielonej oraz szarej, jak 
i przy zróżnicowanej wielkości ziarna. 
W celu określenia charakteru mikro segregacji posłużono się za H.Oleszyckim [3] 
ekstremalnym wskaźnikiem mikrosegregacji W m krzemu i manganu. Wskaźniki te 
opierają się na zasadzie: zawartość danego pierwiastka na granicy ziarna eutektyczne- 
go do zawartości w centrum ziarna, Obliczono je zgodnie z wzorami:
>>>
Mikrosegregacja krzemu i manganu... 


223 


S . Simm 
W I = 
m Si max 


(2) 


Mn Mn max 
W = 
m Mn mm 


(3) 


gdzie: 
W m s\ W m Mn - ekstremalny wskaźnik mikrosegregacji Si i Mn, 
Si mm, Mn mm - minimalna zawartość w analizowanym obszarze Si i Mn, 
Simax, Mn max - maksymalna zawartość w analizowanym obszarze Si i Mn. 
Tak obliczony ekstremalny wskaźnik mikrosegregacji ma taki sam sens jak 
wskaźnik segregacji eutektycznej, spotykany w literaturze. Dla krzemu przyjmuje on 
wartości mniejsze od jedności i zwiększa się podczas ujednorodnienia, natomiast 
wskaźnik dla manganu przyjmuje wartości większe od jedności i maleje podczas ujed- 
norodnienia. 
W tabeli 3 przedstawiono wartości ekstremalnych wskaźników mikrosegregacji 
dla badanych gatunków żeliwa w stanie surowym. 


Tabela 3. Zestawienie zawartości pierwiastków przy graficie i na granicy ziarna eutektyczne- 
go oraz wartości ekstremalnego wskażnika Wrn w stanie surowym w zależności od 
gatunku żeliwa i poziomu klina 


Lp. Zeliwo Poziom Zawartość, % W SI W Mn 
klina, mm Si muI S i max Mn mm Mn max III Hl 
l 1 1,62 3,00 1,10 2,10 0,54 1,90 
5 
2 2 2,23 3,80 0,10 0,60 0,59 6,00 
3 I 2,30 2,70 1,00 1,10 0,85 1,10 
4 2 85 0,50 10,60 
1,04 2,10 0,10 1,06 


4.2. Analiza mikrosegregacji w stanie surowym 


Z analizy zawartości poszczególnych pierwiastków wynika, że krzem gromadzil 
się w obszarach poza cementytem, mangan zaś koncentrował się w wydzieleniach 
cementytowych. Duży wpływ na rozmieszczenie poszczególnych pierwiastków miało 
więc występowanie składników strukturalnych w osnowie żeliwa. Im więcej wydzieleń 
cementytu znajdowało się w osnowie żeliwa, tym bardziej zróżnicowany był przebieg 
linii zawartości krzemu i manganu. 
Dla badanych gatunków żeliwa, na poziomie klina 85 mm (gdzie nie było ce- 
mentytu lub występowała jego mała zawartość), można w oczywisty sposób podać 
charakter mikrosegregacji. I tak mikrosegregacja krzemu była odwrotna, zaś manganu 
prosta. Jest to mikrosegregacja charakterystyczna dla żeliwa szarego, co potwierdza 
strukturalny skład osnowy na tym poziomie klina. Z przeprowadzonych badań wynika, 
że na poziomie klina 5 mm (tam gdzie występował w osnowie cementyt eutektyczny), 
ze względu na zmienny przebieg linii zawartości badanych pierwiastków, należało 
określić charakter mikrosegregacji krzemu i manganu posługując się wzorami (2) i (3).
>>>
224 


M. Trepczyńska-Łent 


W żeliwie I zaobserwowano ujednorodnienie manganu i krzemu na poziomie 
85 mm i nieco mniejsze dla tego samego żeliwa na poziomie 5 mm. 
Stwierdzono, że w żeliwie 2, o bardzo dużej zawartości cementytu eutektycznego, 
występowała silna mikrosegregacja manganu, zarówno na poziomie analizy 5 mm jak 
i 85 mm. Jednocześnie towarzyszyła jej duża mikrosegregacja krzemu. Mikrosegrega- 
cja obu pierwiastków była większa na poziomie 85 mm. 


4.3. Badania mikrosegregacji po wyżarzaniu sferoidyzującym 


W wyniku przeprowadzonej obróbki cieplnej, w osnowie badanego żeliwa otrzy- 
mano strukturę ferrytu z cementytem kulkowym i ewentualnie ferrytu. W zależności od 
warunków obróbki (wariant, temperatura, czas) zawartości obu składników były zróż- 
nicowane. Obróbka cieplna miała na celu otrzymanie jak największej zawartości fer- 
rytu z cementytem kulkowym oraz równomiernego rozkładu kulek cementytu w obsza- 
rze ziarna eutektycznego. Dlatego badaniom mikrosegregacji poddano te próbki, które 
po określonych warunkach obróbki cieplnej spełniały powyższe wymagania. I tak dla 
żeliwa I analizie poddano próbki po obróbce według wariantów lb, II i IIlb, zaś dla 
żeliwa 2 (o małej zawartości manganu) jedynie po wariancie IIlb. Dla obu gatunków 
badania mikrosegregacji przeprowadzono na poziomie klina 5 mm, gdyż w porówna- 
niu z pozostałymi poziomami tam właśnie uzyskano najbardziej zadowalające rezulta- 
ty. 
Zawartość analizowanych pierwiastków w żeliwie po obróbce cieplnej zestawiono 
w tabeli 4. W tej samej tabeli przedstawiono wskaźniki mikrosegregacji obliczone 
według wzorów (2) i (3). 


Tabela 4. Zestawienie zawartości pierwiastków przy graticie oraz na granicy ziarna eutektycmego, 
a także wskaźników mikrosegregacji w badanym żeliwie po obróbce cieplnej 


Nr Waronki Si max Si min Mn mU1 Mn max W SI W m M1I 
Lp. żeliwa obróbki % % % % m 
l Ib/700 °C-l2h 2,60 1,90 1,10 1,50 0,73 1,50 
- 
2 Ib/700 °C-24h 2,50 2,00 1,10 1,35 0,80 1,23 
- 
3 l II/700 °C-l2h 2,40 2,20 0,90 1,60 0,92 1,78 
- 
4 Illb/700 °C-6h 2,50 2,00 0,90 1,50 0,80 1,67 
- 
5 Illb/700 °C-12h 2,50 1,20 1,00 1,60 0,88 1,60 
6 2 Illb/700 °C_6h 2,20 2,00 0,1 0,40 0,91 4,00 


5. PODSUMOWANIE 


W stanie surowym, w obszarze zabielonym, zawartości krzemu i manganu zależ- 
ne są od tego, czy w danym miejscu występował cementyt czy perlit I tak w obszarach 
cementytu zawartość krzemu jest bardzo mała, a manganu duża, natomiast w obsza- 
rach perlitu odwrotnie: zawartość krzemu jest duża a manganu mała. W związku 
z tym segregację obu składników oznaczono dla ich maksymalnych i minimalnych 
zawartości.
>>>
Mikrosegregacja krzemu i manganu__. 


225 


Na podstawie przeprowadzonych badań nie można jednoznacznie stwierdzić, że 
segregacja obu omawianych pierwiastków jest mniejsza lub większa w obszarze 
niezabielonym w stosunku do zabielonego, bo akurat dla żeliwa l segregacja obu 
składników na poziomie 85 mm jest mniejsza, a dla żeliwa 2 - większa. 
Segregacja krzemu i manganu po zakończeniu wszystkich operacji cieplnych 
maleje, co przedstawiono w tabeli 5. Mikrosegregację po obróbce cieplnej mierzono na 
próbkach z obszarów pierwotnie maksymalnie zabielonych. Dane dotyczące stanu 
surowego również pochodzą z obszarów maksymalnego zabielenia. 


Tabela 5. Zmiana wartości wskaźników segregacji krzemu Wrn Si i manganu Wrn Mn po zakoń- 
czeniu procesu obróbki cieplnej 


Wskaźniki segregacji 
Żeliwo Wrn SI W rn Mn 
W stanie po obróbce w stanie po obróbce 
surowym cieplnej surowym cieplnej 
I 0,54 0,7370,92 1,90 1,7871,23 
2 0,59 0,91 6,00 4,00 


Według 1.Charbonnier'a [l] segregacja krzemu w żeliwie szarym jest odwrotna, 
a manganu prosta, natomiast w żeliwie białym segregacja krzemu jest prosta. Z badań 
mikro segregacji przytoczonych w niniejszej pracy wynika, że segregacja krzemu jest 
odwrotna w obszarach szarych żeliwa. Natomiast w obszarach zabielonych nie stwier- 
dzono ani prostej segregacji krzemu, ani prostej manganu. Zaobserwowano zależność 
zawartości tych pierwiastków od struktury osnowy. W obszarach występowania ce- 
mentytu zawartość krzemu była bardzo mała, a manganu duża. Natomiast w obszarach 
pozbawionych cementytu zawartość krzemu była duża, a manganu mała. Prawdopo- 
dobnie niezgodność z badaniami 1.Charbonnier'a i przedstawionymi badaniami wyni- 
ka stąd, że w badaniach niniejszych nie występuje żeliwo białe (a więc pozbawione 
grafitu) a jedynie - zabielone. 


LITERA TURA 


[l] Charbonnier J., Margerie J.C.: NouvelIe contribution a' l'et'ude generale des mikrosegre- 
gation dans les alliages Fe-C du type "ronte". Fonderie, nr 259, s. 333-341, 1967. 
[2] Oleszycki H., Dymski S. i in.: Sprawozdanie z trzeciego etapu pracy pt.:"Opracowanie 
racjonalnych warunków obróbki cieplnej żeliwa i staliwa sreroidalnego". ATR, Bydgoszcz 
1979. 
[3] Oleszycki H.: Rola zabiegów cieplnych w kształtowaniu struktury perlitycznej i właściwości 
mechanicznych niestopowego żeliwa sreroidalnego. Rozprawy nr 7, A TR, Bydgoszcz 1987. 
[4] Podrzucki Cz.: Żeliwo. Struktura, właściwości, zastosowanie. Wydawnictwo ZG STOP, 
Kraków 1991. 
[5] PodrlUcki Cz., Maj Z., Wojtysiak A: Odlewy części motoryzacyjnych z żeliwa utwardzone- 
go o zwiększonej odporności na ścieranie. Przegląd Odlewnictwa, nr 4, s. 124-129, 1989. 
[6] Rączka 1.: Żeliwo ciągliwe. P\VN, Warszawa 1961. 
[7] Sifrin Y.D., Solncev LA i in.: Mikrolikvacija krenmija v magnijevych vysokoproćnych 
ćugunach, otlitych v kokil. Izvestija Vysśych Ućebnych Zavedenij. Ćemaja Metallurgija, 
nr 2, s. 58-61, 1993.
>>>
226 


M, Trepczyńska-Łent 


MICROSEGREGATION OF SILICON AND MANGANESE 
ON HARD SPOTS OF SPHEROIDAL CAST IRON AFTER SPHEROIDIZING 


Summary 


The heat treatment was carried out on 2 grades of unalloyed spheroidal cast iron. The aim 
ol' the study was spheroidal ceIDentite in rerrite matrix. Measurements or mlcrosegregatlOn of 
silieon and manganese was realized. Investigation was carried out on hard spots and grey areas 
on cast structure and after spheroidizing in primarily hard spots areas.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM, JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


PRZEMIANA EUTEKTOIDALNA W ŻELIWIE 
SFEROIDALNYM AUSTENITYZOW ANYM 
Z PODCHŁODZENIEM 


Tadeusz Szykowny, Jan Sadowski 


Akademia Techniczno-Rolnicza w Bydgoszczy, Wydział Mechaniczny, 
ul. S. Kaliskiego 7,85-796 Bydgoszcz 


Opracowano wykres CTPc niestopowego żeliwa sreroidalnego austenityzowanego 
z podchłodzeniem od 1000 do 875 oC. Otrzymany wykres porównano z wykresem 
CTPc tego samego żeliwa, lecz austenityzowanego wyłącznie w temperaturze 
875 oc. 


1. WSTĘP 


W trakcie przemiany eutektoidalnej austenitu żeliwa sferoidalnego tworzy się 
osnowa metalowa, decydująca o własnościach mechanicznych tego tworzywa. Niesto- 
powe żeliwo sferoidalne, mające w stanie surowym najczęściej strukturę ferrytyczno- 
-perlityczną, może uzyskać w wyniku prowadzonej w odpowiednich warunkach prze- 
miany eutektoidalnej strukturę, począwszy od ferrytycznej, poprzez ferrytyczno- 
-perlityczną o zadanym składzie ilościowym obu struktur, do czysto perlitycznej. 
Możliwość otrzymania czysto perlitycznej lub czysto ferrytycznej osnowy w nie- 
stopowym żeliwie sferoidalnym w wyniku anizotermicznej przemiany eutektoidalnej 
wynika z wykresów CTPc publikowanych przez autorów prac [l-5]. Uzyskanie czysto 
perlitycznej osnowy niestopowego żeliwa sferoidalnego na drodze obróbki cieplnej jest 
bardzo trudne i możliwe tylko w wąskim zakresie prędkości chłodzenia [6]. Autor pracy 
[6] wykazał korzyści, wynikające z normalizowania z podchłodzeniem żeliwa sfero- 
idalnego. Normalizowanie to, składające się z austenityzowania w wysokiej temperatu- 
rze (950 oC), podchłodzenia w piecu do niższej, lecz jeszcze nadkrytycznej temperatury, 
izotermicznego wychładzania w tej temperaturze z końcowym dochładzaniem w spo- 
kojnym powietrzu, pozwala na osiągnięcie bardzo korzystnego zespołu własności wy- 
trzymałościowych i plastycznych. Publikowane w literaturze naukowej wykresy CTPc 
żeliwa sferoidalnego wykonywane były z reguły po jednozabiegowym, najczęściej 
krótkotrwałym austenityzowaniu [1-7], 
Zasadniczym celem prezentowanej pracy jest uzyskanie obrazu przemiany eutek- 
toidalnej podczas ciągłego chłodzenia żeliwa, poprzedzonego zabiegami cieplnymi wy- 
konanymi analogicznie jak podczas normalizowania z podchłodzeniem. Praktyczny cel
>>>
228 


T. Szykowny, 1. Sadowski 


pracy zawiera się w poszukiwaniu przedziału prędkości chłodzenia, w wyniku którego 
otrzymuje się całkowicie perlityczną osnowę. Dla zrealizowania postawionych celów 
pracy zaplanowano wykonanie metodą dylatometryczną wykresu CTPc żeliwa auste- 
nityzowanego z podchłodzeniem, wraz z badaniami mikrostruktury i twardości próbek 
dylatometrycznych. 
Ocenę efektów przemiany eutektoidalnej w żeliwie austenityzowanym z podchło- 
dzeniem postanowiono przeprowadzić poprzez porównanie z wynikami otrzymanymi 
dla tego samego gatunku żeliwa, lecz austenityzowanego wyłącznie w temperaturze, 
równej temperaturze wychładzania żeliwa austenityzowanego z podchłodzeniem. 


2. MATERIAL, PROGRAM I METODYKA BADAŃ 


Do badań przyjęto l gatunek niestopowego żeliwa sferoidalnego wytopionego 
w żeliwiaku. Skład chemiczny, strukturalny i temperatury krytyczne zawarto w tabeli l. 
Tabela 1. Charakterystyka żeliwa sreroidalnego 


Skład chemiczny, % wag. 
C Si Mn P S Cr Ti I Mg 
3,53 I 2,81 I 1,17 0,11 0,015 0,01 0,1 I 0,08 
Struktura osnowy, % obj. Temperatury krytyczne, oC 
Ferryt Perlit Cementyt Acf Acf Art Ar}k Tgr 
14,1 85,5 0,4 795 862 774 685 708 


Żeliwo odlano w postaci próbek YII do form wilgotnych. Z prostopadłościennej czę- 
ści klina YII pobrano próbki dylatometryczne rurkowe o wymiarach 
5 x 
3 x 20 mm. Dla 
zabezpieczenia przed utlenieniem próbki powlekano galwanicznie niklem. 
Wykres CTPc opracowano za pomocą zmodyfikowanego dylatometru anizoter- 
micznego LS4, w którym rejestrację fotograficzną dylatogramu zastąpiono rejestracją 
elektroniczną. Zastosowano indukcyjny czujnik przemieszczeń MDKa-FO. Krzywą 
dylatacyjną rejestrowano w układzie: wydłużenie - temperatura na rejestratorze X - Y 
typu Endim. W obwód elektroniczny rejestratora wbudowano generator impulsów, któ- 
ry w żądanych, równych odstępach czasu (np. co I, 10 lub 100 s) podawał znaczniki 
czasu. Całkowite powiększenie dylatometru wynosiło 1000 razy. Rejestracji temperatu- 
ry dokonywano za pomocą termoelementu NiCr-Ni zgrzanego pojemnościowo z prób- 
ką dylatometryczną w połowie jej długości. 
Przebieg zmian temperatury w funkcji czasu, zadawany próbkom dylatometrycz- 
nym, przedstawia rysunek l. 
Typowy przebieg krzywej dylatometrycznej żeliwa, chłodzonego w sposób ciągły, 
w którym zachodzi wyłącznie przemiana eutektoidalna, przedstawia rysunek 2a, nato- 
miast żeliwa, w którym przebiega ona częściowo - rysunek 2b. 
Z dylatogramów wyznaczano temperatury Art, Ar j k , M. (rys.2) oraz czas trwania 
prLemiany eutektoidalnej 'tA, czas chłodzenia pomiędzy temperaturą 800 a 500 oC - 't8-5. 
Krzywe chłodzenia odwzorowywano w układzie temperatura - logarytm czasu, 
nanoszono na nie punkty odpowiadające początkowi i końcowi przemiany eutektoidal- 
nej, otrzymując w ten sposób wykres CTPc.
>>>
T 
Oc 
1000 - 


875 


A r1 


Przemiana eutektoidalna w żeliwie... 


229 


I 
I 
I 
I 
I 
- 
 - - - 
- - -I' 
I / 
 V\YI'::: { 
. J I '. ,.... I. 
I , "" " 
'I \\ I" " I 
I \ \ " I " -..! 
I \ ," I 
I \" " , " I 
I \ 1 \ "l- 
I \ '\ I ,,,, 
I \, I' " 
0,29 K'Js : \: \ " 
, 
I 
I 2 
,
 


I 

I 



 


/" /' 


/' 


Rys.l. Schemat obróbki cieplnej próbek dylatometrycznych 


Poszczególne prędkości chłodzenia realizowano następująco: 
VI - chłodzenie w powietrzu, 
V2 - chłodzenie w mufli kwarcowej otwartej, 
V3 - chłodzenie w mufli kwarcowej zamkniętej, 
V 4 - chłodzenie w mufli staIowo- kwarcowej, 
V5 - chłodzenie w mufli kwarcowo-ceramicznej, 
V6 - chłodzenie z piecem, 
V7 - chłodzenie wg programu. 


a) 


T 


Ak 
r 1 


TA 


111 


b) 


111 


A r1 


T 


Ms A
 
1 


A
 TA 


Rys 2. Krzywa dylatometryezna żeliwa w przypadku: a) wyłącznej przemiany eutektoidalnej 
austenitu, b) częściowej przemiany eutektoidalnej 


Próbki dylatometryczne poddawano ilościowej analizie metalograficznej oraz wy- 
konywano na nich pomiary twardości HVIO. Dla każdej prędkości chłodzenia próbę 
wykonywano dwukrotnie.
>>>
230 


T. Szykowny, 1. Sadowski 


3. WYNIKI BADAŃ WRAZ Z ICH ANALIZĄ 


Wartości temperatury 
p , 
k , M,., przedziału temperaturowego 
Arl = Art - Art ' 
ędk , . V 
Arl' ędk " V 300 . bel 2 
czasu 'tA, czasu 't8-5, pr OSCl A = - l pr OSCl 8-5 = - zaWiera ta a . 
'tA 't 8-5 
Tabela 2. Wyniki badań dylatomet.rycznych 


Temperatura Czas Prędkość 
Prędkość oC Mr l s K/s 
chłodzenia Art Ar]k Ms oC I V A V S - 5 
'A '8-5 
VI 600 532 182 68 10 37 6,80 8,11 
V2 701 600 202 101 29 80 3,48 3,75 
V3 710 620 212 90 35 112 2,57 2,68 
V4 717 645 72 67 218 1,07 1,38 
V5 738 650 88 335 1760 0,51 0,50 
V6 770 682 88 395 1760 0,22 0,17 
V7 798 704 94 1280 10 540 0,07 0,03 


Wyniki ilościowych badań metalograficznych i twardości próbek 
dylatometrycznych zawiera tabela 3. 


Tabela 3. Mikrostruktura i twardość próbek dylatometrycznych 


Zawartość składnika mikrostruktury Twar- 
Prędkość % obj. Stopień dość 
chłodzenia Gratit Ferryt Perlit Cementyt Martenzyt przemiany HVIO 
% 
VI 10,2 0,0 1,0 0,2 99,0 1,0 583 
V2 9,6 0,4 16,4 0,2 83,2 16,8 514 
V3 9,8 0,9 45,4 0,1 53,7 46,3 365 
V4 10,6 4,4 94,9 0,1 0,7 99,3 303 
V5 10,0 12,4 87,6 0,3 0,0 100,0 270 
V6 10, l 26,6 73,4 0,2 0,0 100,0 230 
V7 10,5 42,4 57,6 0,2 0,0 100,0 216 


Wykres CTPi żeliwa austenityzowanego z podchłodzeniem przedstawiono na ry- 
sunku 3. 
Analiza wyników badań dylatometrycznych (tabela 2) pozwoliła zauważyć, iż czas 
trwania przemiany eutektoidalnej 'tA, silnie koreluje z prędkością chłodzenia w zakresie 
temperatury 800+500 oC. Zależność tę ujęto równaniem typu 19 't A = a + b 19 V 8 - 5 
otrzymując postać: Ig't A = 1,89792 - 0,8381961g V 8 - 5 przy bardzo dużym współczynni- 
ku korelacji wynoszącym R 2 = 0,986. 
Dla żeliwa austenityzowanego jednostopniowo w temperaturze 875 oC analogiczne 
równanie regresji ma postać: 19't A = 1,89759 - 0,8679571g V 8 _" przy R 2 = 0,993 [8].
>>>
Przemiana eutektoidalna w żeliwie... 


231 


T 
Oc 


- -
 ---= - 
-= - 
......... 
 .......... ...,... ....... "-.. 
"'" I/' r'" --- I(v) 

 "'- 
 

 tb 
 ," "'\ 
, 
't\ 
 " '\ 
\. 
\ r\ \ \ \ 
'\. I

 V4 
 ( 
 

 
 
I 


875 
800 
700 
600 
500 
400 
300 
200 
100 


10 100 
Rys.3. Wykres CTPi żeliwa austenitYLOwanego z podchlodzeniem 


1000 


't .5 


Z porównania zależności 1:A od V 8 _ 5 (rysA) wynika, iż w zakresie prędkości chło- 
dzenia V 8 - S większych od prędkości granicznej wynoszącej 0,85 K/s, czas trwania 
przemiany eutektoidalnej krótszy jest w żeliwie austenityzowanym jednozabiegowo, 
natomiast w zakresie prędkości chlodzenia V 8 - 5 mniejszych od prędkości granicznej, 
czas TA krótszy jest w żeliwie austenityzowanym z podchłodzeniem. 


Ig,! 
A 


1000/875 


875 


V gr =0.85 K1s 


Q 


Ig V a _ 5 


RysA. Schematyczne porównanie zależności 19 'A od 19V x - 5 żeliwa austenityzowanego jednoza- 
biegowo [8] luh z podchłodzelllem 


Zestawienie wykresów CTPc żeliwa austenityzowanego jednozabiegowo w tempe- 
raturze 875 oC [8] lub austenityzowanego z podchłodzeniem (rys.5) pozwala zauważyć 
istnienie granicznego obszaru prędkości chłodzenia (w pobliżu prędkości V5) takiego. 
iż dla większych prędkości chłodzenia temperatury początku i końca przemiany eutek- 
toidalnej żeliwa austenityzowanego z podchłodzeniem są niższe, aniżeli żeliwa auste-
>>>
232 


T. Szykowny, 1. Sadowski 


nityzowanego w temperaturze 875 oC, natomiast dla prędkości mniejszych, temperatury 
Aę, A
k żeliwa austenityzowanego z podchłodzeniem są wyższe. 
Zaobserwowane zależności kinetyczne można by wyjaśnić następująco: austenity- 
zowanie żeliwa w temperaturze 875 oC przez 0,5 h nie powoduje jeszcze granicznego 
nasycenia osnowy węglem [9]. Istnieje zatem w austenitycznej osnowie strumień dyfu- 
zyjny węgla skierowany od sferoidów grafitowych do osnowy. Podchłodzenie tego że- 
liwa do temperatury krytycznej stwarza bodziec wywołujący strumień dyfuzyjny węgła 
skierowany do sferoidów grafitowych, a więc przeciwnie jak podczas austenityzacji. 
Wynikowy strumień dyfuzyjny węgla krystalizującego jako grafit przedeutektoidalny 
będzie wypadkową tych strumieni. 


T 
Oc 


I'--... 
o.... ,. . 
- 
, - - .. 
/1 I""" ..... 

 .... 
- 1000/875 \ 
- - - - 875 
 
11111 


875 
800 
700 
600 
500 
400 
300 
200 
100 


10 


100 


1000 


't ,5 


Rys.5. Zestawienie wykresów CTPc żeliwa 


W żeliwie austenityzowanym z podchłodzeniem, podczas półgodzinnego wychła- 
dzania w temperaturze 875 oC, istnieje strumień dyfuzyjny węgla skierowany od osno- 
wy do wydzieleń grafitowych. Podchładzanie takiego żeliwa stwarza bodziec wywolu- 
jący strumień dyfuzyjny atomów węgla skierowany w tym samym kierunku, a więc od 
osnowy do wydzieleń grafitowych. Również w tym przypadku wynikowy strumień 
atomów węgla krystalizujcego jako grafit przedeutektoidalny będzie sumą wspomnia- 
nych strumieni. Będzie on w tym przypadku większy aniżeli w żeliwie austenityzowa- 
nym w temperaturze 875 oc. 
Mniejsza zawartość węgla przed przemianą eutektoidalną w żeliwie austenityzo- 
wanym stopniowo wywołuje potrzebę większego przechłodzenia dła zapoczątkowania 
przemiany w układzie metastabilnym, stąd obserwowane różnice wartości A
P, dla 
zakresu prędkości chłodzenia większych od V5 (rys. 5), oraz zapoczątkowanie przy 
nmiejszym przechłodzeniu przemiany eutektoidalnej w układzie stabilnym dla zakresu 
prędkości mniejszych od V5, w którym obserwuje się znaczący udział przemiany y 
 a 
+G. 
Ze względu na rodzaj otrzymanych w wyniku ciągłego chłodzenia struktur osnowy 
można wyodrębnić trzy zakresy prędkości chłodzenia.
>>>
Przemiana eutektoidalna w żeliwie ... 


233 


W osnowie żeliwa chłodzonego z prędkością VI widoczny jest jeden produkt 
przemiany eutektoidalnej - perlit. Występuje on w niewielkiej ilości na tle martenzytu 
L austenitem szczątkowym, głównie w obszarach granicznych ziarn eutektycznych. Że- 
liwo chłodzone z prędkością od V2 do V4 ma osnowę złożoną z produktów przemiany 
eutektoidalnej wg układu stabilnego i metastabilnego, tj. ferrytu i perlitu oraz marten- 
zytu. Ferryt zarodkuje i wzrasta głównie od granicy grafit - austenit. Żeliwo chłodzone 
z prędkością V 4 ma w osnowie perlit, niewiełką zawartość ferrytu w postaci cienkich 
nieciągłych otoczek wokół grafitu oraz bardzo małą zawartość martenzytu rozmiesz- 
czonego głównie w obszarach granicznych ziarn eutektycznych, 
W zakresie prędkości od V5 do V7 przemianie eutektoidalnej ulega cała objętość 
osnowy. Austenit przekształca się w mieszaninę ferrytyczno-perlityczną. Ze zmniejsza- 
niem prędkości chłodzenia wzrasta zawartość ferrytu, który tworzy ciągłe, regularne 
otoczki wokól grafitu. 
Analiza struktury końcowej żeliwa, uzyskanej podczas ciągłego chłodzenia, wy- 
klucza możliwość pełnej perlityzacji osnowy. Zakresy prędkości cWodzenia, podczas 
którego zachodzi przemiana wg układu stabilnego lub metastabilnego wzajemnie się 
nakładają. Maksimum zawartości perlitu wynoszące 94,9 % występuje w żeliwie chło- 
dzonym z prędkością V4. W tym jednak przypadku mamy jeszcze do czynierua z nie- 
pelną przemianą, gdyż obok perlitu i rerrytu występuje w szczątkowych ilościach mar- 
tenzyt. 


500 


I 
/ I 
/ 
( I 
1/ I 
Pmax 
I 
I I 

 
 , ""\ I 
V ? ,..--- 
I \ 

 \, I 
- l::"" 
--: \ 
- - ,
 , 
It--'- 

 
 .,A 
 

 - 1000/875 I' 
- -" - - - 875 ........ ..... r-. I \ 
- 


P,T] 
% 


HV10 


400 


100 


300 


50 


200 


0.1 


10 V 8 _ 5 ,K1s 


Rys.6. Zawartość perlitu P, ogólny stopieil przemiany Tj, twardość żeliwa jako tiJnkcja prędkoścI 
chłodzenia 


Porównanie zmian zawartości perlitu i ogólnego stopnia przemiany w żeliwie au- 
stenityzowanym z podchłodzeniem i w żeliwie austenityzowanym wyłącznie w tempe- 
raturze 875 oC w zależności od prędkości cWodzenia przedstawiono na rysunku 6.
>>>
234 


T. Szykowny, 1. Sadowski 


Z przedstawionego rysunku wynika, że austenityzowanie z podchłodzeniem powo- 
duje zmniejszenie prędkości chłodzenia, w wyniku którego otrzymuje się określoną za- 
wartość martenzytu, jak również zmniejszenie prędkości chłodzenia, przy której wystę- 
puje maksimum zawartości perlitu. Na tej podstawie można stwierdzić, że austenityzowa- 
nie z podchłodzeniem wywołuje przesunięcie wykresu CTPc w "prawo", zwiększa zatem 
hartowność żeliwa. Przyczyny zaobserwowanego wpływu należy upatrywać głównie 
w większej jednorodności oraz większemu rozmiarowi ziarn austenitu, uzyskanym pod- 
czas zabiegu wysokotemperaturowego austenityzowania (1000 oC). Ogólnie wiadomo, że 
czynniki te zwiększają hartowność. 


4. WNIOSKI 


I. Austenityzowanie żeliwa z podchłodzeniem nie stwarza możliwości uzyskania 
w wyniku ciągłego chłodzenia w pełni perlitycznej osnowy. 
2. Zwiększoną hartowność żeliwa sferoidalnego austenityzowanego z podchłodze- 
niem należałoby uwzględniać planując normalizowanie, hartowanie martenzy- 
tyczne lub bainityczne odlewów. 
3. Sposób austenityzowania (austenityzowanie z podchłodzeniem, austenityzowanie 
jednozabiegowe) znacząco wpływa na kinetykę przemiany eutektoidalnej podczas 
ciągłego chłodzenia. 


LITERATURA 


[l] Cias W.W.: Phase transrormation kinetics of selected cast steels and irons. Climax Molyb- 
denium Co, 1975. 
[2] Bylica A. i in.: Doklady i naucnyje sobscenia Lvovskogo Polit.Inst. Lwów, s.14-17, 1978. 
[3] Drabina J., Hubczyk A: Przegląd Odlewnictwa, nr 2, s.45-48, 1979. 
[4] Rohrig K.: Giesserei - praxis, nr 8, s. 1 01-114, 1988. 
[5] Szykowny T.: Zeszyty Naukowe nr 193, Mechanika 38, s. 119-131, Bydgoszcz 1995. 
[6] Oleszycki H.: Rola zabiegów ciepInych w kształtowaniu struktury i właściwości mecha- 
nicznych niestopowego żeliwa.sreroidaInego, Rozprawy nr 7, ATR Bydgoszcz, 1982. 
[7] Ikhler A. i in.: Hommes et Fonderie, nr 121, s. 9-22, 1982. 
[8] Szykowny T.: Badania własne niepublikowane. 
[9] Ogi K. i in.: Giesserei - Praxis, nr 6, s.73-79, 1989. 


EUTECTOID TRANSFORMATION IN SPHEROIDAL CAST IRON AFTER 
AUSTENITIZING WITH PRECOOLING 


Summary 


Continuous cooling transrorrnation diagram (CCT diagram) or unalloyed spheroidal cast 
iron atller austenitization and precooling from 1000 to 875 oC was carried out. The obtained dia- 
gram was compared with a diagram for the same iron but after austenitization only at the tem- 
perature 875°C.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 2]6 - MECHANIKA (43) - 1998 


SOME SPECIFICS IN DEFORMA TION AND FRACTURE 
BEHA VIOUR OF AUSTEMPERED DUCTILE CAST IRON 


Jan Kohout, Stanis]av Vechet*, Eduard Dorazil* 


Dpt. ofPhysics, Military Academy, Kounicova 65, CZ-612 00 Brno 
*Insl. ofMaterial Engineering, Technica] University, Technicka 2, CZ-616 69 Brno 


With respecl to its low cost the austempered ductile cast iron (ADI) has excellent 
mechamcal and technologlcal properties. lts matnx is created with the mlxture of 
very stit!" bainitJc rerrite and very pliable retained austemte whose content is de- 
pendent on the transformation conditions (temperature and time) and its certain 
part can transrorm under loading. It causes some specifics in ADI behaviour wor- 
rying the designers and there!ore ADI is used much less than it could be used. 
The aim ol' contribution is to explain the substance ol' these specifics and to 
demonstrate that they mostly can increase the utility properties of final products. 


l. INTRODUCTION 


In previous times the exceIleut mechanica] and technological properties of nodu- 
lar cast irons and above all or austempered cast iron (ADI) cou]d uot be exploited in 
the economics directed by state because or derormed prices policy. Now it is smaIl 
experieuce in application or ADI together with some specifics in mechauical behaviour 
[1,2] what creates psychic barriers ror its wider utilization. The specifics are the conse- 
quence of presence or retained austenite in ADI microstructure aud its partia] trans- 
rormation due to temperature decreasing and/or stress increasing. Therefore in pre- 
sented contribution the main specifics are described and their substauce is explained. It 
is a]so shown that in princip]e those specifics are not the real obstacIes in ADI appli- 
cation but even in many cases they can be used ror considerab]e increasing of the utility 
level or AD I fina] products. 


2. SOME SPECIFICS OF ADI 
2. ]. Anoma]ous temperature dependeuce or yie]d stress 
None of nodular cast irous with the exception of some types of ferritic ones pres- 
ents sharp yield stress and therefore in fact proof stress 0,2 (RpO,2 - stress corre- 
sponding to p]astic strain 0,2 %) is meant if yie]d stres s is spoken aboul. Yield stres s
>>>
236 


1. Kohout, S. Vechet, E. Dorazil 


of studied ADI at room temperature changes from 800 MPa for upper bainite (UB, tansfor- 
mation temperature 400 oC) up to 1350 MPa for Iower bainite (LB, transformation tem- 
perature 300 oC) whiIe transition bainite (TE, transformation temperature 350 OC) with 
yield stress 950 MPa is situated between two mentioned extremes. But more important than 
the level ofyieId stress at room temperature is its anomalous temperature dependence. While 
the yield stress of rnajority of metal materials increases monotonously with decreasing tem- 
perature, the dependence of ADI contains the low temperature region with very low levels of 
yield stress (see fig. l ) and the decrease is the lower the larger is the content of retained aus- 
tenite in bainitic matrix (12 to 15 vol.% in lower bainite, 27 to 29 % in transition bainite 
and 30 to 35 % in upper bainite). 


1500 
1400 o o o o 
00 
1300 o o o 
LB 
1200 
rn 
o.. 1100 

 
N 1000 
o- 
C!. 
a:: D 
lfJ 900 o o TB 
lfJ 6 6 

 6 6 
Uj 800 UB 
.... 
o 

 700 
o. 
600 
500 
400 
-200 -150 -100 -50 O 50 100 150 200 250 
temperature [OC] 


Fig.l. TemperatUfe dependence or proor stress R p O,2 for ADI with matrices ol' upper (UB), tran- 
sition (TB) and lower (LB) bainite 


The reason of mentioned decrease consists in instability of retained austenite 
which partial transformation is the consequence of common effect of temperature de- 
creasing and stress increasing. Then in plastic strain 0,2 % determining proof stress 
the part of this value is created with transformation strain and only the remaining part 
is created with the strain of purely mechanical origin. Therefore the standard proce- 
dure ror determining or proof stress leads to very low values. In fact the matrix is after 
partial transformation of retained austenite more stiff than before it. 
The existence of partial transformation of retained austenite is regularly evi- 
denced by X-ray analysis but it can be proved also by purely mechanical way. It is 
shown in fig.2, where the temperature dependences of proof stress RpO,I, decrease of 
retained austenite content and increase of hardness are commonly presented - the 
minimum of proof stress coincides with the maxima of retained austenite decrease and 
hardness increase. The dependence of proor stress RpO,05 on temperature presented in
>>>
Some specifics in deformation ... 


237 


fig.3 proves the fact that the transformation of retained austenite can begin at relatively 
very low stresses (below 250 MPa here). From practical point of view it me ans that 
AD} with upper bainite matrix cannot be applied for details for which high dimen- 
sional accuracy is asked. On the other hand when the accuracy demands are not so 
strict the hardening of matrix after small initial deformation can make full use. In such 
cases the proof stress RpI,O represents more truthful value ofyield stress than underes- 
timating standard value Rp 0,2. 


t!. t!. 
1000 
ro 
o.. 

 900 
o 

o. 800 
er 
700 
-200 -150 -100 -50 O 


90 
80 
70 

 60 
' 50 
40 
30 
20 


20 


15 
 

 


10 
 


 


5 


o o 


o 


o 


50 
temperature [oC) 


100 


150 200 


250 


Fig.2. Temperature dependence ol' proor stress Rpl,o, retained austenite decrease LI RA and 
Brinell hardness increase LlHB ror upper bainite 


Favourable consequence of low yie}d stress of ADI at low temperatures is large 
low-temperature resistance against the effect of internal defects which can be reduced 
in castings using advanced technologies but never can be removed. The resistance can 
be expressed with critical crack dimension 3.:, 


a =2: ( KIC J 2 
cr 2 Re 


(1) 


where: 
KIC is fracture toughness and Re is yield stress represented for AD} as a rule 
with proof stress R p O,2 (RpO, l is also sometimes recommended). 
Temperature dependence of critical crack dimension for all three matrices 
is presented in figA where high and constant value for upper bainite can be seen nearly 
in the whole region of negative temperatures. Favourable consequence of retained 
austenite can be also presented in telling way with blunting of defect surrounded with 
very soft retained austenite and with certain type of encapsulation of defect surround- 
ing due to partial transforn1ation of retained austenite.
>>>
1000 
900 
800 
ro 
o... 

 700 
I{) 
o 600 
o 
D- 
a::: 
'" 500 
'" 

 
UJ 400 
- 
o 
e 300 
a. 
200 
100 
o 
-200 -150 -100 -50 o 


238 


1. Kohout, S. Vechet, E. Dorazil 


o 


50 100 150 200 250 
temperature [OC] 


Fig.3. Temperature dependence or proor stress Rp 0,05 ror upper bainite (very low values ror low 
temperatures are the evidence of retained austenite transrormation at very low stresses) 


12 
E 10 
.ś 
(; 
ro 8 
c 
o 
'(j; 
c 
Q) 6 
S 
-o 
::£ 
. 
ro 
u 4 
ro 
. 
+:: 
"5 2 


D 


TB 


UB 


LB 


o 


-140 -120 -100 -80 -60 -40 -20 O 20 40 60 80 100 
temperature [OC] 


FigA. Temperature dependence or critical crack dimension a cr for upper (UB), transition (T8) 
and lower (LB) bainite
>>>
Some specifics in deformation ... 


239 


2.2. Anomalous relation between static and dynamie fracture toughness of AD! 


100 
90 

 D 
E 80 
ni TB 
Q.. 

 70 
I) LB 
I) 
Q) 60 UB 
c 
.c 
OJ 
:::J 
E 50 
Q) 
E 
u 

 40 
u 
2 30 
I) 


20 


-140 -120 -100 -80 -60 -40 -20 O 20 40 60 80 100 
temperature [OC] 


Fig.5. Temperature dependence ol' static rracture toughness ior upper (UB), transition (TB) and 
lower (LB) bainite 


100 
90 
C! 
E 80 
tu 
Q.. 

 70 
II) 
II) 
w 
c 60 
.c 
O 
:::J 
.8 

 50 
::::J 
1:) 

 40 
u 
E 
ro 
c 30 
, 
-c 
20 
-200 


D
D T8 
11 t
 UB 
LB 


-100 


o 
temperature [oC] 


100 


200 


Fig.6. Temperature dependence or dynamicic rracture toughness tor upper (UB), transition (TB) 
and lower (LB) bainite
>>>
240 


100 
90 
C! 80 

 
E 
m 70 
a.. 

 
(f) 60 
(f) 
Q) 
c 
.c 
CI 50 
:J 
o 
- 

 
.3 40 
u 
e 
.... 
30 
20 


J. Kohout, S. Vechet, E, Dorazil 


;/......-.-.-.- 
1 
/ 
I 
/ 
I _._ 
t' i,- ... 
/ ; I 
/',:/ / 
/ I,. 1 
/ 'II 
/ 
. I 
./ l' ., /1 
/ / I 
;'.-' / 
/' .
'1 ,,/ 
//.......-j ; 
-;;::::{
;;/ 
:;.::----... 


-.-.---.- TB(d) 
-__UB(d) 
LB(d) 
TB(s) 


-150 


-50 


50 


100 


-100 


o 


temperature [oC] 


Fig.7. Comparison or temperature dependences 01' static and dynamie rracture toughness ror 
upper (UB), transition (TE) and lower (LB) bainite 


In fig.5 containing the temperature dependences of static fracture toughness of 
AD! it can be seen that the upper bainite with the highest content of retained austenite 
reaches the lowest values. Dynamie fracture toughness of the majority of metal 
materials is as a rule lower than static one (often substantially lower) what can raise 
fear of inapplicability of AD! for dynamically loaded details. In fact the dynamic 
fracture toughness of AD! (fig.6) is substantially higher than static one for all three 
types of matrix, above all for upper bainite. Therefore the comparison of static and 
dynamic fracture toughness of AD! (fig.7) can be surprising for designers without 
deeper experience wit h this materia!. 
With increasing strain rate the majority of metal materials loses their ability to be 
deformed more quickly than their resistance to loading stress increases and therefore 
their static fracture toughness is kJwer than dynamie one. Retained austenite presented 
in different amount in AD! microstructure is the reason of the fa et that the ability to be 
deformed decreases with increasing strain rate very slowly and the relation of static vs. 
dynami c fracture toughness is opposite. Maximum difference for up per bainite is the 
consequence of maximum eon tent of retained austenite from all ADI structures. 


2.3. Discontinuity on temperature dependence of static fracture toughness 


The results of tests of statie fracture toughness peńormed at room temperature 
and slightly decreased temperatures with samples made from lower bainite show ex-
>>>
Some specifics in deformation .., 


241 


tremely sharp decrease of these values with decreasing temperature. Extrapolation 
of the se results to lower temperatures would lead to extremely low values of tough- 
ness in temperatures below -50 oc. Fortunately between temperatures -10 and -20 oC 
a discontinuity appears at which the fracture toughness increases by 15 MPa m]/2 (fig. 
5) what means more than 1,2 mm in critical crack dimension a.,r (figA). In this figure 
the discontinuity can be better seen because the curve for lower bainite do es not run 
across no other. The discontinuity is explicitly demonstrable on the temperature de- 
pendences of lower bainite because the dispersion of experimental results in tempera- 
ture region below room temperature is very low for this matrix_ In principle it can exist 
also on dependences of other bainites but there it gets lost in the large dispersion of 
experimental results. 
The explanation of the discontinuity seems to be simple and unambiguous. Before 
the loading of sample during the test of fracture toughness the fatigue crack must be 
prepared in the bottom of notch of tested sample. During preparation of the crack the 
part of retained austenite transforms in the zone ahead of crack end. Transformed part 
of retained austenite is determined with the temperature at which the crack is prepared 
(usually at room temperature). If the actual test of fracture toughness is performed 
closely bellow the temperature of crack preparation no other retained austenite trans- 
forms. But if the testing temperature is lower certain additional part of retained aus- 
tenite can transform and the result of it is the discontinuous increase of fracture tough- 
ness. Also the substantial change of the slope of temperature dependence at or closely 
to room temperature (see negative slope of fracture toughness above room temperature) 
seems to be the consequence of crack preparation, It is rather improbable that the upper 
shelf of fracture toughness is reached already here. 
2.4. Drop offorce during fracture toughness tests 
Other effect of crack preparing can be observed on records of the dependences 
force - crack opening and/or force - sample deflection which are recorded during 
fracture toughness tests. At relatively low forces small drop regularly occurs on those 
records and sometime also weak crash can be heard, Then the force continues to in- 
crease and the criterion of crack running is filled up at substantially higher force. Two 
questions arise here: 
l. What is the reason of the drop of force? 
2. Which of the forces (lower or higher) should be taken in the calculations of 
fracture toughness? 
The zone in the front of crack end is relatively brittle as a result of partial retained 
austenite transformation and therefore the lower force is sufficient for crack runmng 
across it. But after running through the brittle zone the crack end stands before origi- 
nal matrix without any deformation and transformation which is substantially tougher 
and therefore higher force for next running of the crack is necessary. On the basis of 
these considerations the answers can be tound: 
l. The drop of force corresponds to running of crack end through the brittle zone. 
2. The lower force is the characteristic of brittle zone while the higher force is the 
characteristic of original matrix. Therefore the higher force has to be taken in 
the caIculations of fracture toughness. 
The problem consists in the fact that many authors take the lower value what un- 
derestimates the fracture toughness of ADł.
>>>
242 


J. Kohout, S. Vechet, E. Dorazil 


3. CONCLUSION 


Presented specifics in deformation and fracture behaviour of AD I ouly in some 
special cases limit the application of this excellent structural material (e. g. highly 
loaded details with high dimensional accuracy), Sometimes these specifics are the 
ground of unqualified underestimation of AD I because their reasons and substance are 
misunderstood, But in fact they mostly increase the mechanical properties of ADI and 
consequent1y the utility properties offinal products made from ADI. 


ACKNOWLEDGEMENTS 


The work was supported by project 106/97/1112 of Grant Agency or Czech Repub- 
lic and by project MO 50170896306 ofMinistry orDefence. 


REFERENCES 


[1] Kohout 1.: Derormation and fracture behaviour or unalloyed nodular cast irons. [PhD thesis]. 
Technical University. Faculty orMechanical Engineering (in Czech),Brno 1993. 
[2] Dorazil E.: High Strength Austempered Duetile Iron, Ellis Horwood, Chichester (London) 
1991 (in Czech: Vysokopevmi bainiticka tvama litina. Academia, Praha 1985). 


SPECYFICZNE ZJAWISKA TOWARZYSZĄCE DEFORMACJI 
I PĘKANIU ŻELIW A SFEROIDALNEGO HARTOWANEGO 
Z PRZEMIANĄ IZOTERMICZNĄ 


Streszczenie 


Żeliwo sreroidalne hartowane z przemianą izotermiczną (ADI) cechuje się niskimi kosz- 
tami wytwarzania i bardzo dobrymi własnościami mechanicznymi i technologicznymi. Struktura 
żeliwa składa się z ferrytu bainitycznego i austenitu szczątkowego, którego udział zależy od 
temperatury i czasu przemiany izotermicznej. Austenit ten pod wpływem zgniotu może ulec 
przemianie. Zjawisko to jest zaliczane do szczególnych zachowań żeliwa ADI, będących przy- 
czyną braku zaurania konstruktorów i dlatego jest rzadziej stosowane, niż powinno to wynikać 
z jego dobrych własności i niskich kosztów wytwarzania. Celem artykułu jest wyjaśnienie tego 
zjawiska i pokazanie, że w większości przypadków, zjawisko to można wykorzystać dla pod- 
wyższenia własności użytkowych wytworu.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


INFLUENCE OF MATRIX STRUCTURE 
ON FA TIGUE PROPERTIES OF NODULAR CAST IRON 


Stanislav Vechet, Eduard Dorazil, Jan Kohout* 


InsI. ofMaterial Engineering, Technical University, Technicka 2, CZ-616 69 Brno 
*Dpt. ofPhysics, Military Academy. Kounicova 65, CZ-6I2 00 Brno 


Sixteen heats or unalloyed and alloyed nodular cast iron were thermally treated 
in ditTerent ways and 34 materials were obtained with rerritic, rerritic-pearlitic 
and pearlitic structures and with structures ol' upper. transition and lower baimte. 
For all those materials static and tatigue tests were made - the latter moslly III 
symmetrical tension-compression loading but some ol' them also in repeated ten- 
sion and pulsating bending. From results ol' ratJgue tests the ratigue limits ror 10 7 
cycles were determined and som e Haigh diagrams were drawn. Special care was 
given to the study ofthe dependence hetween tensile strength and ratJgue limit. 


l. INTRODUCTION 


Nodular cast iron is used in industry in ever-growing extent for the production of 
dynamically loaded details [l]. In comparison with other cast iron sorts a big priority 
or nodular one consists in the best possible graphite shape which allows to make full 
use or mechanical properties of metal matrix. The influence of matrix type on fatigue 
properties of nodular cast iron and their relation to static tensile properties are the 
main aim of presented contribution. 


2, EXPERlMENTAL MATERIAL AND TECHNIQUE 


For experiments 16 heats of unalloyed and low-alloyed nodular cast iron were 
used and some of them we re in addition thermally treated in various ways. Altogether 
34 different materials we re obtained for tests - on one hand with ferritic (F), ferritic- 
pearlitic (FP) and pearlitic (P) structures, on other hand with structures of upper (BU), 
transition (B T) and lower (BL) bainite. 
Fatigue properties were evaluated determining W6hler's fatigue curves and the 
values of fatigue limits. Most of fatigue test s were performed in symmetrical tension- 
compression loading, some of them were made also in repeated tension and pulsating
>>>
244 


S. Vechet, E. Dorazil, 1. Kohout 


bending. For tests the high-frequency (about 210 Hz) resonant pulsator made by Ams- 
ler Company was used. All tests were made at room temperature. At the same 
temperature also static tensile tests were performed. 
Fits of experimental fatigue curves were made with least square method using 
non-linear regression function with three parameters. The values of fatigue limits were 
determined for basic cycle number 10 7 . 
Chemical composition of tested nodular cast irons and the resuits of their metal- 
lographic analysis are presented in paper [2]. Basic mechanical properties determined 
with mentioned static tensile tests (proof stress Rp 0,2, uitimate tensile strength R.n and 
elongation As) together with fatigue limit values for different types of loading are pre- 
sented in tab. l, under which the used symbol s are described. 
Table l. Static and ratigue properties oftested nodular cast irons 


Material R p O,2 Rm As (jc (jhC 2.2(jhC (j ohC 
MPa MPa % MPa MPa MPa MPa a 
FO 223 361 23,7 160 199 207 351 0,755 
Pl 522 808 3,6 274 - - - - 
P2 536 822 4,3 294 - - - - 
P3 509 651 2,1 223 - - - - 
P4 454 693 6,1 253 - - - - 
PS 506 780 6,1 206 - - - - 
BU5 610 985 7,2 192 - - - - 
BL5 1030 1400 3,0 182 - - - - 
P6 662 1005 5,4 225 - - - - 
BU6 715 1030 12,7 191 - - - - 
BL6 946 1477 1,7 136 - - - - 
F7 441 569 19,0 - - - 339 - 
P7 606 909 3,3 - - - 526 - 
BU7 590 1000 11,5 - - - 537 - 
BL7 1132 1400 4,0 - - - 510 - 
P8L 430 720 7,1 - - - 356 - 
P8 705 1030 6,9 - - - 416 - 
F9 257 398 20,9 166 - - - - 
FIO 237 372 26,6 161 - - - - 
FPII 378 588 7, l 201 - - - - 
FPllb 332 467 2,3 161 - - - - 
FPllc 260 345 2,3 117 - - - - 
FPl2 437 695 5,4 183 - - - - 
P13 417 654 3,2 236 317 330 446 0,786 
BUl3 645 881 5,4 236 290 304 499 0,528 
BU13B 651 907 3,8 239 - - - - 
BT13 833 1026 3,5 222 - - - - 
BLl3 1153 1464 2,3 205 - - - - 
P14 437 726 8,9 239 - - - - 
FP15 316 505 16,3 186 248 258 378 0,782 
P15 702 1030 4,6 231 333 352 386 0,700 
BUl 5 809 1032 7,2 253 370 389 508 0,764 
BT15 1036 1203 3,4 241 304 321 394 0,482 
BLl5 1348 1531 l, l 229 275 290 330 0,381
>>>
Influence of matrix structure '" 


245 


The meaning of symbol s in tab. l : 
Gc - fatigue limit for symmetrical tension-compression loading (P = I), 
GhC - fatigue limit for repeated tensile loading (P = 2), 
2,2 GhC - fatigue limit for pulsating tensile loading (P = 2,2), 
GohC - fatigue limit for loading in pulsating bending (P = 2,2), 
P - parameter of asymmetry of loading cycle, what is the quotient of upper load- 
ing stres s G u and the amplitude of loading cycle G a , i. e. P = GulG. 


3. OBTAINED RESULTS AND THEIR DlSCUSSION 


One of important results following from experimental data is the fact that the fa- 
tigue limit of nodular cast irons with ferritic-pearlitic structures increases with 
increasing tensile strength up to value about Rn = 900 MPa (fig. I). For higher values 
or tensile strength the fatigue limit does not increase yet but on the contrary ił de- 
creases. This decrease is proved by pearlitic nodular cast irons P6 and P 15 which were 
thermally treated using normalizing. Their tensile strengths were determined in the 
region between 1005 and 1030 MPa but their fatigue limits are relatively low (only 225 
and 231 MPa). 


350 
300 
250 
ro 
o... 
6 200 
o 
t 

 150 
Q) 
::J 
O 

 100 


tension - compression (P= 1, R=.1) 


CfC = 100 + 0,17 Rm 


a c = 290 - 0,065 Rm 


. 


o 


.. 


balnitic structures 


. 


ferritic and pearlitlc structures 


50 


o 
O 200 400 600 800 1000 1200 1400 1600 1800 2000 
tensile strength Rm [M Pal 
Fig.l. Dependence ol' ratigue limit on tensile strength (ferritic-pearlitic and bainitic structures 
considered separately) 


Among bainitic nodular cast irons the best results were obtained for the structures 
or upper bainite, rather worse for transition bainite and the worst for lower bainite. It is 
in agreement with results presented in paper [3]. For bainitic structures it can be gen- 
erally said that the increase of tensile strength as a result of the change of thermal 
treatment conditions (namely lower transition temperatures) is not folIowed with in-
>>>
246 


S. Vechet, E. Dorazil, 1. Kohout 


crease of fatigue limit but on the contrary the fatigue limit decreases with increasing 
tensile strength (see fig. l). 
Two ways of fits were used for the presentation of the dependence of fatigue limit 
on tensile strength. At first the ferritic-pearlitic and bainitic structures were considered 
separately (and without normalized pearlites P6 and P 15 - see fig. l), at second an 
structures were considered together including materials P6 and P15. In this second 
case the parabolic relation was proposed an matrices considered together 


(Je = 0,49R m - 0,25 .10
3 R
 


(1) 


which parameters were calculated using least square method. Experimental points 
together with fit (1) are presented in fig.2. Similarly to this relation for symmetrical 
tension-compression cycle the relations for repeated tension and pulsating bending (2) 
can be calculated 


(JohC' =0,93R m -0,46.1O-3R
 


(JhC' =O,65R m -0,31.10
3R
, 


350 


300 
250 
ro 
a.. 

 200 
u 
b 

 150 
I\) 
::J 
OJ 

 100 
50 


(2) 


tension - compression (P= 1. R=-1) 
oP2 
o P1 
P4 o P14 BU13B . BU15 
P13 o o .BT15 
P3 o BU13 cPiII 1 · BL15 
o P5 P6 BT13 
FP15 FP11 ..BU6 
F10 F9 OFP12 BU5 
U:B o FP11b 
FO 


. BL6 . 


ferritic and pearlitic structures 
. . 


bainitic structures 


o 
O 200 400 600 800 1000 1200 1400 1600 1800 2000 
tensIle strength Rm [MPaJ 
Fig.2. Dependence orratigue limit on tensile strength (both structures considercd comrnonly) 
As the dispersion of experimentaJ data is rather large (above an ror bainitic ma- 
tri ces), the mentioned relations can be used only for approximate estimation of fatigue 
limit. Their main importance consists in thcir applicability for estimation of the re- 
gions of tensile strength values and matrix types in which the optimum of ratigue 
properties can be successfuny found. Already in 1967 similar relation was proposed by 
Kaune (quoted in paper [4]) for pearlitic-ferritic cast irons. Presented resuJts extend the 
validity of that relation also for the region of bainitic structures as wen as for other 
types of loading.
>>>
Influence ofmatrix structure ... 


247 


From presented relations also the fatigue ratio, i. e. the quotients Gc/R,n or GhC/R,n 
or GohclRm in the dependence on tensile strength can be expressed_ Dividing the rela- 
tions (1) and (2) by tensile strength the linear dependences are obtained 



=049-025.1O-JR . G hC =065-031.1O- J R . G ohC =093-046,1O- J R ( 3 ) 
R " m'R" In' R " In 
m In In 


The negative values before Rm in all three equations show that for all three typ es 
af loading the fatigue ratio decreases with increasing tensile strength. Relatively low 
dispersion of experimental data (see fig.3) are the evidence ofvalidity of relations (3). 


1,0 
0.8 
rf 0.6 
u 
b 
o 
.
 
Q) 0,4 
:J 
O 
..., 

 
0,2 


tenslon - compression (P = 1, R = -1) 


"e I Rm = 0,49 - 0,25.10 -3 Rm 


o 


bainitic structures 


fer 
 itic and pearlitlC structu 
 es 


0,0 
O 200 400 600 800 1000 1200 1400 1600 1800 2000 
tensile strength Rm [MPaJ 
Fig.3. Dependence ol' fatigue ratio on tensile strength (cornrnonly ror both structure types) 


400 


300 


Ductile Iron BU13 


n;- 
o.. 

 

 
b 
Q) 
] 200 
Ci 
E 
'" 
V 
V 

 
fi) 100 


"c 



'--- 

......" 0.= 1 

 

, 

 
'--- 


o 
O 


200 


400 600 
mean stress "m [MpaJ 


800 


1000 


FigA I-Iaigh diagram for bainitic nodular cast iron BU 13
>>>
248 


S. Vechet, E. Dorazil, 1. Kohout 


For eight materiais the tests were made both at symmetrical tension-compression 
loading and at repeated tensile loading. For them Haigh diagrams could be constructed 
to appreciate the influence of the asymmetry of loading cycle. From the convex shapes 
ofthe diagrams [5] it can be seen that in the dependence ofloading cycle amplitude (Ja 
on mean stress of cycle Gm 
G a = G C [1 - (a m / R m )0: ] ( 4 ) 


the exponent ais from the interval O  a  l (see figA for material BUl3). In the 
greater part ofpapers (e. g. [6]) only the value a = l is considered. It is no discrepancy 
with our results, only our access is more exact and generał. 
The highest values of exponent a were found for ferritic-pearlitic nodular cast 
irons a = 0,700 to 0,786, the lowest for nodular cast iron with the structure of lower 
bainite a = 0,381. The exponent a relatively strongly depends on tensile strength R.n - 
it decreases with increasing tensile strength (see fig.5). From experimental results the 
approximate linear dependence was calculated 
a = 0,94 - 0,33.10- 3 Rm. (5) 


1,0 
0,9 
0.8 
0,7 
0,6 
:j 
c 0.5 
Q) 
t:: 
o 
a. 
x 0,4 
Q) 
0,3 
0,2 
0,1 
0,0 
° 


. 


o 


o: = 0,943 - 0,329.10 -3 Rm 


. 


. 


ferritic and peańitic structures 
. . 


bainitic structures 


500 


1000 


1500 


tensile strength Rm [MPa] 
Fig.5. Dependence or exponent a rrom equations (4) and (5) on tensile strength 


Very interesting and in fact new information was obtained when the quotients or 
fatigue limits for bending and tension were calculated for the same asymmetry pa- 
rameter P = 2,2. It was found that the quotient GohCP-2GhC is not constant value but it 
changes in wide region between I, I and 1,7. It is in discrepancy with statements pub- 
lished for steels and cast irons where constant value about 1,3 is most1y declared (but 
for symmetricalloading cycles, e,g, [7]). 
With respect to the facts mentioned above it can be claimed that for nodular cast 
irons the simple conversion between fatigue limits in tensile and bending loading is not 
possible using only one constant value. The dependence of quotient G O hcF, 2G hC on ten-
>>>
Influence ofmatrix structure '" 


249 


sile strength R..n is drawn in fig.6. As it can be seen here the dependence must be con- 
sidered separately for ferritic-pearlitic matrices and separately for bainitic matrices. 
Each of presented curves can be expressed with either exponential or hyperbolic de- 
pcndence. In regression functions 
2
OhC = Kexp[-c(R m -Ro)]+l and 2
OhC ( k t +1 (6) 
c hC c hC Rm - R] 
alI parameters are com mon for both matrix types, only Ro or R] respectively are spe- 
cific for each of matrices: Ro = R] = O for ferritic-pearlitic structures, Ro = 457 MPa 
and RJ = 478 MPa for bainitic structures. They express the shift of the curves for dif- 
ferent matrix types in the direction of strength axis. 


2,0 
1,9 

 1,8 
col' 
N 1.7 
u 
.c 
o 
b 1,6 
c 
QJ 
.-8 1,5 
:J 
0- 
c 
o 1,4 
'en 
c 
2 1,3 
O) 
c 
'6 1,2 
c 
QJ 
.D 
1.1 
1,0 
200 


"ohC 1 2.2 ohC = K exp[-c(Rm-R o )] + 1 
"ohC 1 2.2"hC = k/(R m -R 1 )" + 1 


, 
, 
, 



 


457 MPa 


, 
, 
, 


bainitic 
structures 


478 MPa 


, 
. 
 


ferritic-pearlitic 
structures 


400 


600 


800 


1000 


1200 


1400 


1600 


tensile strength Rm [MPaJ 
Fig.6. Dependence orquotient O'ohcl 2 ,2m.C on tensile strength 


4. CONCLUSIONS 


l. Fatigue limit of rerritic-pearlitic nodular cast irons increases wit h increasing tensile 
strength up to value about R..n = 900 MPa. 
2. Fatigue limit of bainitic nodular cast irons decreases with decreasing ten sile 
strength. Thc best fatigue properties were obtained for upper bainite structure. 
3. The dependence of fatigue limit on tensile strength can be expressed commonly for 
alI matrix structures with parabolic relation. 
4 Fatigue ratio cc/R.n ar nodular cast irons Iinearly decreases with increasing tensile 
strength. 
5. The dependenc
 of loading cycle amplitude on mean stress of cycle is convex ror 
nodular cast irons (i. e. Ci.  I). 
6. Simple conversion between tensile and bending loading using only one constant 
valuc is not possible ror nodular cast irons. The quotient of fatigue limits for bend-
>>>
250 


S. Vechet, E. Dorazil, 1. Kohout 


ing and tensi1e 10ading (when the parameter of asymmetry is P = 2,2) changes in 
wide region between l, l and 1,7. 
7. The dependence of quotient (johd 2 ,2(jhC on tensile strength can be approximately 
expressed with exponential or hyperbolic relation. 


ACKNOWLEDGEMENTS 


The work was supported by projects 106/97/1034 and 106/97/1112 of Grant 
Agency of Czech Republic and by project MO 50170896306 of Ministry of Defence. 


REFERENCES 


[l] Dorazil E.: High Strength Austempered Ducti1e Iron, Ellis Horwood, Chichester (London) 
1991 (in Czech: Vysokopevml bainiticka tvarna Iitina. Academia, Praha 1985). 
[2] Vichet S.: Behaviour ol' nodular cast iron in the conditions ol' fatigue loading. PhD thesis 
Technical University - Faculty ol' Mechanical Engineering, Brno 1989. 
[3] Hornung K.: Heat Treatment ol' Metals, p. 87, 1980. 
[4] Kulm G., Reuter H.: Konstruieren und Giessen l, VDI, Dusseldorf1976. 
[5] Vichet S., Svejcar J, Pokluda J., Dorazil E.: Fatigue Properties ol' Ferritic Duetile Iron. In: 
Basic Mechanisms in Fatigue ol' Metals. Ed. P. Lukas and J. Polak, Academia, p. 419, Pra- 
gue 1988. 
[6] Materials Catalogue orNon-alloyed Duetile Cast Iron. Wydawnictwo Instytutu Odlewnictwa, 
Kraków 1981. 
[7] Linhart V.: Proceedings orConrerence Stavba stroju XXXV, s. 9, Praha 1975. 


WPŁYW STRUKTURY OSNOWY NA WYTRZYMAŁOŚĆ 
ZMĘCZENIOWĄ ŻELIW A SFEROIDALNEGO 


Streszczenie 


Z szesnastu wytopów nie stopowego i stopowego żeliwa sreroida1nego, przy pomocy różnych ro- 
dzajów obróbki ciepInej uzyskano 34 gatunki żeliwa ze strukturą: rerrytycmą, rerrytycmo-perlitycmą 
i perlitycmą oraz ze strukturą górnego, przejściowego i doInego bainitu. Dla wszystkich otrzymanych 
gatunków zostały wykonane badania statycme i zmęczeniowe. Większość badań zmęczeniowych 
przeprowadzono przy symetrycmym obciążeniu rozciągającym i ściskającym, a także niektóre z nich 
przy rozciąganiu tętniącym i zginaniu pulsującym. Wyniki badań zmęczeniowych przedstawiono na 
wykresach Haigha. W analizie wyników badań szczególną uwagę zwrócono na za.leŻllość między 
wytrzymałością na rozciąganie li granicą zmęczeniową żeliwa sreroida1nego.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


WPŁYW MIEDZI NA PRZEBIEG II-go STADIUM 
GRAFITYZACJI ŻELIW A CIĄGLIWEGO 


Adam Tabor 


Politechnika Krakowska, Instytut Materiałoznawstwa i Technologii Metali, 
Al. Jana Pawła II 37, 31-864 Kraków 


Przedstawiono wyniki badań dylatometrycznych nad wpływem Cu na czas nie- 
zbędny dla przebiegu 90 % grafityzacji żeliwa ciągliwego w II-giro stadium 
(T09 II) oraz czas dla przebiegu pełnej gratityzacji w tym stadium (Ta). Badania 
prowadzono na próbkach z żeliwa ciągliwego o zwykle stosowanym w produkcji 
składzie chemicznym, zmieniając tylko zawartość Cu w zakresie od 0,8 do 2,5 %. 
W wyniku przeprowadzonej analizy korelacji i regresji oraz aproksymacji runkcji 
uzyskano zależności matematyczne T09 II = I' (% Cu); Ta = f (% Cu). Dodatkowo 
ustalono również wpływ Cu na całkowite zmiany wymiarowe próbek w czasie ich 
wygrzewania w temperaturze 740 oC, uzyskując zależność óla = I' (% Cu). 


1. WSTĘP 


W licznych publikacjach U-14, 16-26] autorzy przedstawiają wyniki prac nad rolą 
pierwiastków stopowych w procesie otrzymywania żeliwa ciągliwego. Zakres tych 
badań sprowadza się głównie do jakościowej oceny takich pierwiastków, jak Cu, Mn, P, 
S na kształtowanie struktury pierwotnej odlewów z żeliwa białego jako materiału wyj_ 
ściowego do otrzymywania żeliwa ciągliwego białego, czarnego czy też perlitycznego. 
Dane te dotyczą również jakościowego wpływu tych pierwiastków (głównie Cu i Mn) 
na proces grafityzacji w I i II stadium. 
Prezentowane tutaj wyniki dotyczą jedynie bardzo wąskiego zakresu badań wply_ 
wu Cu na czas grafityzacji żeliwa białego potrzebny do 90 % grafityzacji (T09 II) oraz 
czas potrzebny dla pełnej grafityzacji (Ta) w drugim stadium wyżarzania. Uzupełnie- 
niem badań jest określenie zależności matematycznej opisującej zmiany wymiarowe 
próbek 
la w czasie ich wygrzewania w temperaturze 740 Oc. 


2. BADANIA WŁASNE 


Badania przeprowadzono na żeliwie którego skład chemiczny (wyjściowy) był na- 
stępujący: C = 2,3 +2,4 %; Si = 1,25+1,4 %; p = ok. 0,065 %; S = ok. 0,03 %; 
Cr = ok. 0,045 %.
>>>
252 


A. Tabor 


Zawartość Cu zmieniano w zakresie od 0,8 % do 2,5 %. Zawartość Cu dla po- 
szczególnych wytopów oraz ich liczbę określono przy pomocy jednej z matematycz- 
nych metod planowania doświadczeń, tj. Planu rotatabilnego PS/DS-P,: ĄIĄ [15]. 
Badania dylatometryczne przeprowadzono przy zastosowaniu elektronicznego dy- 
latometru 402E firmy METSCH, stosując nie obrabiane próbki o średnicy lO:tO,2 mm 
i długości 50 mm. 
Dla uniknięcia odwęglania i utleniania próbki, w komorze dylatometru utrzymy- 
wano atmosferę ochronną - argonową. 
Uzyskane z dylatometrów wyniki stanowiły podstawę do ustalenia ścislych zależ- 
ności funkcyjnych wplywu Cu na badane parametry cyklu wyżarzania w II stadium. tj_ 
T09 11 i TG (gdzie T09 II - czas potrzebny do uzyskania 90 % grafityzacji a TG - czas pełnej 
grafityzacji). 
Zastosowano tutaj metodę analizy korelacji i regresji oraz aproksymacji funkcji. 
Jako macierz danych przyjęto badane parametry mierzone podczas przeprowadzania 
II okresu wyżarzania. 
Przeprowadzona analiza korelacji i regresji funkcji y = ax + b (tzn.: T09 II, TG = 
= f (% Cu) nie wykazała istotnej zależności. Natomiast w wyniku zastosowania aprok- 
symacji funkcji y = f (x), gdzie y = T09 II, TG, ax = % Cu, uzyskano następujące zależno- 
ści opisujące naj dokładniej (spośród 15 badanych funkcji) wpływ Cu na badane para- 
metry procesu wyżarzania żeliwa ciągliwego w II stadium grafityzacji: 


T09I1 = 739,5 Cu 2 - 2588,7 Cu + 2972,7 min 
s = 9299,9 


(1) 


TG = 988,2 Cu 2 - 3368,9 Cu + 4036,8 min 
Podczas przeprowadzania analizy korelacji i regresji funkcji wpływu Cu na zmia- 
ny wymiarowe próbek (L\IG) nie stwierdzono istotnej prostoliniowej zależności. 
Aproksymacja funkcji L'1I G = f (% Cu) wykazała natomiast, że najlepiej opisuje 
badania zależności następujące równanie: 


(2) 


L'11 G = 125,7 Cu 2 - 418,8 Cu + 463,8 J-lm. 
s = Il59 


(3) 


3, DYSKUSJA I PODSUMOWANIE 


Dla lepszej ilustracji wyników na rysunku I przedstawiono wpływ Cu na czas 
wygrzewania próbek żeliwa w II stadium wyżarzania potrzebny do osiągnięcia 90 % 
grc:łfityzacji (T09 II) i czas potrzebny do pełnej grafityzacji żeliwa w II okresie wyża- 
rzania (TG). 
Natomiast na rysunku 2 przedstawiono wpływ Cu na całkowite zn1iany wymiarów 
próbek (L\IG) w czasie wygrzewania w temperaturze 740 Oc (II stadium grafityzacji) 
Uzyskane wyniki badań nad wpływem Cu na badane parametry wyżarzania żeliwa 
ciągliwego w II stadium grafityzacji wskazują, że w miarę zwiększania w żeliwie za- 
wartości miedzi od ok. 0,98 do ok. 1,8 % Cu, zmniejsza się czas wyżarzania próbek 
(uprzednio wyżarzonych w temperaturze 950 Oc - I stadium grafityzacji [25,26]) 
w temperaturze 740 Oc do chwili osiągnięcia 90 % grafityzacji (T09 II) jak również czas 
konieczny do osiągnięcia pełnej grafityzacji (Ta) w drugim okresie wyżarzania - rysu- 
nek 1.
>>>
Wpływ miedzi na przebieg .... 


253 


1,9 
I 
I 
1,8 +- 
1,7 
1,6 
.. 

 1,5 
" 
!; 
oŚ 1,4 

 1,3 
o; 

 
1,2 
1,1 
0,9 I 
I I 
0,8 t---t 
i 
0,7 
0,9 1,1 


1,3 1,5 1,7 1,9 2,1 2,3 2,5 
zawartość Cu w rl:] 
O -
. [J- t.. a 


Rys.l. Wpływ Cu na czas wygrzewania w n okresie wyżarzania potrzebny do osiągnięcia 90 % 
stopnia grafityzacji (T09 II) i czas potrzebny do pełnej grafityzacji żeliwa w n okresie wy- 
żarzania (TG) 


220 , 
I 
I 
210 +- 
200 
190 
180 
E 170 

 
. 160 
' 
150 
140 
130 
120 
110 
100 
0,9 


i i i-II iii IIII 
! I I I l:! I : ! 
I I I I I I i ! I I ! I 
. I I I ' I I ' , I . ! 
i I .; j' ! 
I I 


Ix 


-j 
I 


...j 


1,1 


1,3 


1,5 


1,7 


1,9 


2,1 


2,3 


2,5 


zawartość Cu w rl:] 


Rys.2. Wpływ Cu na całkowite zmiany wymlarow próbek (L'il G ) w czasIe wygrzewam a 
w temperaturze 740 Oc (n okres wyżarzania)
>>>
254 


A. Tabor 


Również wraz ze zwiększaniem zawartości Cu w żeliwie ciągliwym do około 
1,7 %, zmniejsza si
 całkowita zmiana wymiarowa próbek (
la) w czasie wygrzewania 
w temperaturze 740 C - rysunek 2. 
Zwiększając dalej zawartość miedzi w żeliwie do ok. 2,51 % obserwuje się wydłu- 
żenie czasu 1:09 II jak i 1:0 jak również zwiększanie zmian wymiarowych próbek wyża- 
rzanych w II stadium grafityzacji żeliwa ciągliwego. 
Można zatem stwierdzić, że miedź w ilościach od 0,98 do ok. 1,8 % wpływa ko- 
rzystnie na przebieg procesu grafityzacji żeliwa ciągliwego w drugim okresie wyżarza- 
nia zmniejszając czas konieczny dla pełnej jego grafityzacji. Dalsze zwiększanie za- 
wartości miedzi jest niecelowe (nieuzasadnione), gdyż prowadzi do niepotrzebnego 
przedłużania czasu grafityzacji, co wiąże się bezpośrednio ze wzrostem kosztów pro- 
dukcji odlewów z żeliwa ciągliwego czarnego. 


LITERA TURA 


[I] Rączka l.: Żeliwo ciągliwe. PWT, Warszawa 1961. 
[2] Schneider Ph., D6pp R, Meyer A: Temperguss Giesserei Verlag GmBH. Diisseldorr 1966. 
[3] Lewandowski K., Rączka J., Tabor A: Nowoczesna metoda produkcji czarnego żeliwa cią- 
gliwego wysokiej jakości. Prace Instytutu Odlewnictwa, nr 3, s. 191-215, 1969. 
[4] Lewandowski K., Rączka J., Tabor A: Wpływ sposobu wytapiania i wyżarzania na właści- 
wości wytrzymałościowe perlitycznego żeliwa ciągliwego. Prace Instytutu Odlewnictwa. 
nr 2, s. 27-110, 1970. 
[5] Lewandowski K., Rączka J., Tabor A: Vlijanie marganca na proces otziga i mechaniceskie 
svojstva perlitnogo kovkogo cuguna. Technologija i Oborudovanije Litiejnogo Proizvod- 
stva. s. 1-13, Moskva 1970. 
[6] Rączka 1., Lewandowski K., Tabor A: Żeliwo ciągliwe. Tom I i II, ZPWO, STOP, Kraków 
1976. 
[7] Tabor A i in.: Wpływ pierwiastków stopowych na własności i strukturę perlityczną żeliwa 
ciągliwego. Przegląd Odlewnictwa, nr 12, s. 389, 1973. 
[8] Tabor A, Ciępka M.: Wpływ miedzi na podstawowe własności mechaniczne i strukturę 
czarnego żeliwa ciągliwego. Przegląd Odlewnictwa, nr 4, s. 109, 1974. 
[9] Cupryś W., Lewandowski K., Rączka J., Tabor A: Wpływ wielkości stosunku Mn/S na 
własności żeliwa ciągliwego. Przegląd Odlewnictwa, nr 7, s. 229-235, 1974. 
[10] Lewandowski K., Tabor A, Mirek S.: Zastosowanie żeliwa ciągliwego na ogniwa przeno- 
śnika prętowego maszyn do zbiorów okopowych. Maszyny i Ciągniki Rolnicze, nr II, s. 11- 
24, 1975. 
[11] Tabor A: Wpływ rosroru na właściwości wytrzymałościowe i strukturę czarnego żeliwa 
ciągliwego. Przegląd Odlewnictwa, nr 7/8, s. 292-296, 1972. 
[12] Tabor A: Żeliwo ciągliwe z kulistym węglem żarzenia. Przegląd Odlewnictwa, nr 7, 1980. 
[13] Tabor A: Miejsce żeliwa ciągliwego wśród stopów żelaza z węglem. Przegląd Odlewnictwa 
- Odlewnik, nr 7, s. JOI-I03, 1975. 
[14] Tabor A: Czy można spawać żeliwo ciągliwe? Cz. 1. Przegląd Odlewnictwa - Odlewnik, 
nr 8/9, s. 117-120,1975. 
[15] Polański Z.: Planowanie doświadczeń w technice. PWT, Warszawa 1984. 
[16] Tabor A: Przebieg odwęglania odlewów o różnej grubości ścianek ijego wpływ na wlaści- 
wości żeliwa ciągliwego. Materiały Konrerencji Naukowej s. 150-158, Bułgaria - Pleven 
1984. 
[17J Tabor A: Wpływ Cu na krystalizację pierwotną i wtórną żeliwa ciągliwego Materiały Kon- 
ferencji Naukowej, Bułgaria - Pleven, maj 1986. 
[18] Rączka 1., Tabor A: Aplication ol' stwological examinations in the evoluation ol' an errekt or 
Mn and Cu on the structure or malleable cast iron. Mat. 7 tl1 International Congress ror Ste- 
reology, 2-9, September, Caen, France 1987.
>>>
Wpływ miedzi na przebieg "., 


255 


[19] 


Tabor A: The influence of copper on stereologica1 parameters of rnicrostructure the white ca- 
stion. Mat. The 4 th European Conference on Advanced Materials and Proceses. ,,EUROMAT 
95", Syrnposium DE, s. 541-544. Padwa Nenice, Italy, 25-28 September 1995. 
Tabor A: Wpływ stosunku Cu/Mn na niektóre pararne1ry stereologiczne żeliwa ciągliwego. 
Zeszyty Naukowe ATR Nr 193, Mechanika 38, s. 175-182, Bydgoszcz 1995. 
Rączka J., Tabor A: Stereologia grafitu żarzenia w żeliwie ciągliwym w zależności od ob- 
róbki cieplnej. Materiały Konferencji Naukowej, Monterey, Meksyk 1991. 
Tabor A, Rączka 1.: Odlewnictwo, FOTOBIT, Kraków 1996. 
Tabor A: Rola manganu w kształtowaniu struktury pierwotnej i wtórnej żeliwa ciągliwego 
perlitycznego. Materiały l Krajowej Konferencji Naukowej ,,Materiałoznawstwo- 
Odlewnictwo-Jakość". Tom II, s. 151-162, Kraków, 20-22 lutego 1997. 
Tabor A: Wpływ Mn na przebieg krystalizacji pierwotnej i wtórnej żeliwa ciągliwego per- 
litycznego. Materiały I Krajowej Konferencji ,,Inżynieria Materiałowa '96", s. 71-77, 3-5 
października, Gdańsk 1996. 
Tabor A: Wpływ Cu i Mn na przebieg I-go stadium grafityzacji żeliwa białego. Materiały 
Międzynarodowej Konferencji Teoria i praktyka procesów odlewniczych Wyd. PAN - Ka- 
towice 1997, z. 31, Krzepnięcie metali i stopów, s. 229-235, 15-17 maj, Bielsko-Biała 1997. 
Tabor A: Wpływ miedzi na przebieg I-go stadium grafityzacji żeliwa ciągliwego perlitycz- 
nego. Materiały Krajowej Konferencji Naukowej Dobór i eksploatacja materiałów inżynier- 
skich", s. 169-184,22-25 września, Jurata 1997. 


[20] 
[21] 
[22] 
[23] 


[24] 


[25] 


[26] 


EFFECT OF COPPER ON THE 2nd STAGE OF GRAFITIZATlON IN 
MALLEABLE CAST IRON 


Sumrnary 


The results ol' dilatometric exarninations carried out to establish the effect of copper on the 
time necessary ror 90 % graphitization in ma1leable cast iron at the 2 nd stage of this process ('09 II) 
and ror fulI graphitization at this stage ('G) were given. The exarninations were carried out on 
specimens made of the ma1leable cast iron or standard chemical composition used in ctllTent 
production, varying only the content of Cu between 0,9 and 2,5 % Cu. As a resu1t or the analysis 
ol' correlation and regression and fimction approximation the mathematical relationships 
'09 II = r(% Cu);, 'G = ft% Cu) were obtained. Additiona1ly, the effect of Cu on totaI dimensional 
changes in specimens soaked at 740 Oc was established, deriving the relationship 
IG = r (% Cu). 
At the end some general statements and conclusions were quoted.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


CIENKIE WARSTWY NA BAZIE TYTANU 
OSADZANE LASEREM PULSACYJNYM 


Dariusz Matuszkiewicz, Stanisław Kotas*, Bogusław Major* 


Politechnika Krakowska, Instytut Metaloznawstwa i Technologii Metali, 
Al. Jana Pawła II 37, 31-864 Kraków 
*PAN im. A. Krupkowskiego, Instytut Metalurgii i Inżynierii Materiałowej, 
ul. W. Reymonta 25, 30-059 Kraków 


Osadzanie laserem pulsacyjnym należy do nowoczesnych technologii wytwarza- 
nia cienkich warstw z szerokiego spektrum materiałów obejmujących tak czyste 
pierwiastki, jak. i związki chemiczne. Podstawą techniki jest krystalizacja z razy 
gazowej po laserowej ablacji osadzanego materiału. W pracy przedstawiono 
wyniki badań strukturalnych cienkich warstw na bazie tytanu obejmujących: 
tytan metaliczny, azotek i tlenek tytanu. Stwierdzono, iż uzyskane warstwy 
posiadały jednorodną budowę nano-krystaliczną. Przedmiotem badań był wpływ 
warunków procesu na mikrostrukturę, tworzące się razy i poziom naprężeń 
własnych. Badania prowadzono techniką elektronowej mikroskopii skaningowej 
(SEM) i transmisyjnej (TEM) oraz dyrrak.cji rentgenowskiej (XRD). 


1. WPROWADZENIE 


Koncepcja osadzania laserem pulsacyjnym (pulsed laser deposition PLD) należy 
do nowoczesnych technik otrzymywania cienkich warstw. Wiązka promieniowania 
laserowego pada na tarczę z materiału, który chcemy osadzić, powodując jej odparo- 
wanie, a cząstki wysokoenergetyczne osadzają się na podkładce. Cały układ zamknięty 
jest w komorze próżniowej (rys. I). Pierwsze eksperymenty przeprowadzone zostały w 
1965 roku (Smith, Turner) ale, aż do lat 80-tych, technika PLD pozostawała mało 
znaną pomimo jej niezaprzeczalnych zalet. Związane to było głównie z brakiem dostę- 
pu do odpowiedniej aparatury, przy pomocy której można by było zrealizować proces. 
Gwałtowne zainteresowanie techniką PLD i jej rozwój nastąpił w końcu lat 80-tych 
i wiązał się z postępem w technice laserowej i elektronice, a głównie z dostępnością 
odpowiednich laserów mogących wytworzyć wysokoenergetyczny impuls o odpowied- 
niej długości rali z wysokim współczynnikiem repetycji. O zainteresowaniu problema- 
tyką świadczy fakt, że zebrany w 1991 roku wykaz (Beck, Boyd) obejmował 128 przy- 
kładów różnych materiałów nakładanych techniką PLD, zaś w 1994 zestaw obejmował 
już prawie 200 pozycji (D.B.Crisey, GKHubler [1]). Technika PLD w monografii
>>>
258 


D. Matuszkiewicz, S. Kotas, B. Major 


Burakowskiego i Wierzchonia [2] wymieniona jest jako "Laser Beam Evaporation - 
LBE" i podano, że uzyskiwać przy jej pomocy można powłoki submikronowe o prak- 
tycznie dowolnym składzie. Aktualnie technika PLD zaliczana jest do procesów wyso- 
ko zaawansowanych technologii i w literaturze światowej odnotowuje się lawinowy 
wzrost ilości prac dotyczących szerokiego spektrum osadzanych materiałów tą techni- 
ką, głównie dla przemysłu elektronicznego [3,4]. Laser impulsowy stosowany jest do 
odparowywania materiału z tarczy i jego osadzania w postaci cienkiej warstwy na pod- 
kładce, przy ciągłym oddziaływaniu odparowywanych cząstek z wiązką laserową. 


Układy gazowe 


.. 
Pompa próżniowa 


Rys.l. Schemat aparatury do osadzania laserem pulsacyjnym 


Narastanie warstwy może zachodzić w atmosferze reaktywnej dowolnego gazu, 
bez wzbudzenia plazmy lub przy jej wzbudzeniu. Odparowany materiał tworzy stru- 
mień będący mieszaniną energetycznych cząstek zawierających: atomy, molekuły, 
elektrony, jony, klastery, stałe cząstki i kropelki cieczy. Średnia droga zderzeń we- 
wnątrz strumienia o dużej gęstości jest bardzo mała. Po napromieniowaniu laserem 
strumień rozprzestrzenia się jak medium po wyjściu z dyszy i posiada charakterystykę 
hydrodynamiczną przepływu. 
Proces PLD posiada szereg zalet, do których zalicza się: łatwą adaptację do róż- 
nych typów pokryć, energetyczny czynnik odparowywany oraz kongruentne odparo- 
wywanie. Wadą jest obecność cząstek mikronowych w strumieniu i wiązki zakres 
strumienia, co czyni trudnym pokrywanie większych powierzchni. Czynnikiem sty- 
mulującym silny wzrost zainteresowania techniką PLD jest uniwersalność metody, 
gdyż można przy jej pomocy nakładać cienkie warstwy różnych materiałów. Cechą 
charakterystyczną jest generalnie przenoszenie stechiometrii materiału odparowywanej 
tarczy w procesie PLD oraz to, że proces może już zachodzić w temperaturze pokojo- 
wej nie wymagając podgrzewania podkładki [4]. Zaletą metody PLD jest także to, że 
źródło energii użyte do odparowania i wytworzenia strumienia jest niezależne od sys-
>>>
Cienkie warstwy na bazie tytanu ... 


259 


temu osadzania. Można zatem uzyskiwać układ wielowarstwowy w jednym systemie, 
zmieniając jedynie rodzaj odparowywanego materiału tarczy i ogniskować na nim 
wiązkę laserową za pomocą systemu zwierciadeł. Użyteczny zakres długości fal pro- 
mieniowania laserowego stosowanego do otrzymania cienkich warstw metodą PLD 
zawiera się w przedziale od 200 nm do 400 nm. Większość materiałów stosowanych do 
osadzania, posiada silną absorpcję właśnie w tym zakresie spektralnym. W zakresie 
200-:-400 nm niewiele jest jednakże typów laserów spełniających wymagania techniki 
PLD. W dotychczasowych badaniach stosowane były dwa typy laserów, a mianowicie 
excimerowy i Nd-Y AG. 
Osadzanie laserem pulsaC)jnym (technika PLD) należy do nowoczesnych tech- 
nologii uzyskiwania cienkich powłok lub wielowarstwowych i stanowi przedmiot za- 
interesowania licznych ośrodków badawczych na świecie. Uzyskiwać tą techniką moż- 
na struktury mało zdefektowane z materiałów o szerokim spektrum własności w wa- 
runkach znacznego odejścia od równowagi. 
Celem badań była analiza wpływu warunków osadzania laserem pulsacyjnym na: 
mikrostrukturę, tworzące się fazy, poziom makro- i mikronaprężeń własnych w uzy- 
skanych techniką PLD powłokach Ti, TiN i TiO. 


2. CZĘŚĆ DOŚWIADCZALNA 
2. l. Materiał do badań 


Materiałem badań były cienkie warstwy Ti, TiN i TiO osadzone laserem Nd-Y AG 
pracującym przy długości fali 532 nm. Osadzanie przeprowadzono w przypadku Ti 
w atmosferze argonu; TiN-azotu, zaś TiO-tlenu, przy zmieniającym się dawkowaniu 
zastosowanego w komorze gazu. Osadzanie prowadzono przy zmieniającej się tempe- 
raturze podkładki, a mianowicie: 25, 100, 300 i 400 oC. 
Identyfikację fazową przeprowadzono metodą rentgenograficznej analizy dyfrak- 
cyjnej. Do obserwacji mikrostruktury zastosowano skaningową i transmisyjną mikro- 
skopię elektronową. Pomiary naprężeń własnych typu makro wykonano rentgenogra- 
ficzną metodą sin 2 'łf, zaś analizę wielkości naprężeń własnych mikro w oparciu o po- 
miary poszerzenia linii dyfrakcyjnych. 
2.2. Wyniki badań i ich dyskusja 
Charakterystyczne mikrostruktury osadzanych warstw przedstawia rysunek 2. Za- 
obserwować można, iż w przypadku warstwy azotkowej (rys.2b) i tlenkowej (rys.2c), 
struktury charakteryzują się mniejszym ziarnem niż dla warstwy metalicznej (rys.2a). 
Występujące na rysunku 2b ślady, są efektem nałożenia cienkiej warstwy (rzędu 4 
m) 
na uprzednio szlifowaną powierzchnię. 
Badania TEM wykonano na cienkich foliach uzyskanych z przekroju poprzeczne- 
go powłoki metalicznej i stwierdza się, iż krystalizacja na podkładce rozpoczyna się od 
wytworzenia cienkiej warstewki bardzo drobnych ziarn. W dalszym etapie osadzania 
następuje rozrost ziarn tworząc formy równoosiowe, przechodzące następnie w mikro- 
strukturę mikrokolumnową (rys.3a,b). Zestaw charakterystycznych dyfraktogramów 
dla osadzanych warstw przedstawia rysunek 4. Przeprowadzona rentgenowska analiza 
fazowa w przypadku powłoki metalicznej ujawniła dominującą fazę tytanową, która nie 
odpowiada strukturze, ani tytanu regularnego (Ti
), ani tytanu heksagonalnego (Tia).
>>>
260 D. Matuszkiewicz. S. Kotas. B. Major 


Rys.2. Mikrostruktura SEM warstwy metaliczn
i (a), azotkowej (b). tlenkowej (c); widok 
powierzchni 


'
.., : 


.?, 
. :'f""'
;
':' ł 


. r
...:; :'.:..
'::. 




:- 


;;j;

r'. 



'''
' 
 ". "
"!9. 
0-' '.,. 
}", -.-.., 
'r '!;.': .
. 
)f;;
( 

'
i 
. ';;) 


''''.:a 
 . 
.,. 



 ," 
,Jr
 


, 
':f 


;i-

 ::" 


a) 
Rys.3. 


b) 
Mikrostruktura TEM przekroju poprzecznego warstwy metalicznej; widok całej war- 
stwy (a) i powiększenie obszaru "A" na granicy podkładka/osadzona warstwa (b) 


Do identyfikacji wykorzystano program DRN, który pozwolił dopasować do wy- 
ników doświadczalnych widmo struktury tetragonalnej o następnych parametrach: 
a = 0,32739 nm. c = 0,56835 nm i zweryfikowano elektronowymi dyfrakcjami na 
transmisyjnym mikroskopie elektronowym [5]. Uzyskane wyniki z rentgenowskiej 
analizy fazowej osadzonego azotku tytanu wykazały, że niezałeżnie od ilości podawa- 
nego do komory azotu wystąpiła w powłoce faza TiN.
>>>
Cienkie warstwy na bazie tytanu... 


261 


2500 


Ccount3J 


i i 
l! 
I I I 
I I II 
! I ' I 
: I TiO TiOI 
1000 TiO li Ti0 2 Ti02 Ti0 2 Ti0 2 Ti0 2 ! 
Tlenek tytanu 
 T' N ' N 
I 
.-łl TiN TI 
Azo
eo
 t 1 y tanu TU T' A 
Ti 
 tr IjC 
 lr . T1hcx i 
J Ti h . Ti hcx 
 i Tltctr I 
M t 
" t 
 n ex hex I 
e u.;czny u 
jo 


o 
IlND-Lsl-I.... ___ 


o 


2000 


Fea. 


1500 


; O 


llOO
.SIL_ 


liFEGD.!;M. . 


RysA. Zestaw dyrraktogramów dla osadzonej na stali ferrytycznej warstwy: metalicznej, azot- 
kowej i tlenkowej 


TiO 50 [sccm) I 


Ti0 2 
TiO 
Ti 2 0 


I 
I I I 


Rys.5. Zestaw dyrraktogramów dla próbek tlenkowych przy wzrastającej ilości tlenu 


Wzrost zawartości tlenu w przypadku osadzania warstw tlenkowych powodowal 
przejście od fazy Ti 2 0 poprzez TiO do Ti0 2 (rys,5).
>>>
262 


D. Matuszkiewicz, S. Kotas, B. Major 


Pomiary naprężeń własnych w powłoce TiN wykazały obecność naprężeń I-go ro- 
dzaju (makro) na poziomie -5 do -7 GPa (tab. l). 


Tabela l. Wyniki naprężeń własnych w zależności od ilości dawkowama N 2 


Lp. Dawkowanie N 2 Grubość warstwy TiN Naprężenia własne w TiN 
sccm 
m MPa 
l 60 2,55 -7650 + 439 
2 30 3,00 -8207 + 361 
3 10 3,00 -5096 + 361 


Wyliczone naprężenia własne II-go rodzaju (mikro) w oparciu o poszerzenie linii 
dyfrakcyjnych przedstawiono w tabeli 2 wraz z wielkością krystalitów. 


Tabela 2. Wartości naprężeń II-go rodzaju, wielkości krystalitów i odkształceń sieciowych 


Naprężenia własne Wielkość krystalitów Odksztalceme 
Lp Dawkowanie N2 II-go rodzaju A SIeCIOwe 
sccm % 
MPa (111 ) (311) 
I 30 :t8160 202 1,02 
2 10 +7736 156 0,967 


Przeprowadzone pomiary naprężeń własnych w podkładce ferrytycznej pod osa- 
dzoną powłoką wykazały ich duże zróżnicowanie na niskim poziomie. Naprężenia w 
powloce TiN były rzędu GPa, podczas gdy w ferrycie rzędu MPa (rys.6). 


400 

 z 300 
.!!! i=_ 
I: 'C I\:J 200 
ClI 00.. 

 a.:E 100 
ł5.a.»- 

 u. O 
-100 


Dawkowanie azotu [sccm] 
Rys.6. Zależność wartości naprężeń własnych w Fe pod TiN od ilości dawkowania N 2 


3. WNIOSKI 


Przeprowadzona analiza strukturalna i pomiary naprężeń własnych w cienkich 
warstwach Ti, TiN i TiO uzyskiwanych techniką PLD pozwalają na wyciągnięcie na- 
stępujących ogólnych wniosków: 
l. Technika PLD pozwala na otrzymanie warstw Ti, TiN i TiO jednorodnych i dobrze 
przylegających do podłoża o mikrostrukturze nanokrystalicznej. 
2. Osadzanie warstwy TiO prowadzilo do pojawienia się fazy tytanowej o strukturze 
tetragonalnej. W przypadku warstwy azotku tytanu obserwowano fazę TiN, nieza- 
leżnie od ilości azotu wprowadzanego do komory. Zróżnicowane ilości wprowa-
>>>
Cienkie warstwy na bazie tytanu... 


263 


dzonego tlenu prowadziły do zmiany stopnia utlenienia tytanu i przejścia fazy Ti 2 0 
poprzez TiO do Ti0 2 wraz ze wzrostem ilości O 2 . 
3. Pomiary naprężeń własnych al (I-go rodzaju) w warstwie TiN ujawniły w niej 
obecność naprężeń ściskających rzędu 5+8 GPa. Analiza naprężeń a Il (II-go ro- 
dzaju) przeprowadzona w oparciu o szerokość linii dyfrakcyjnych dała wartości 
rzędu :t 7+8 GPa. 


LITERATURA 


[J] Chrisey DB., Huber G.K.: Pulsed Laser Deposition or Thin Films ed. J.Wiley and Sons, 
lnc., New York-Chichester-Brisbane-Toronto-Singapore 1994. 
[2] Burakowski T, Wierzchoń T.: Inżynieria Powierzchni Metali, Wydawnictwo Naukowo- 
Techniczne, Warszawa 1995. 
[31 Braren B., Dubowski J.J., Norton D.P.: - Editors: Laser Ablation in Materials Processing, 
MRS Materials Research Society, vo1.285, Pensylwania, Pittsburgh 1993. 
[4] Krehs H-U.: Characteristic Properties ol' Laser-Deposited Metallic Systems, lnt. Journal ol' 
Non-Equlilibrium Processing, nr 10, s. 3-24, 1997. 
[5] Major B., Ebner R., Kusiński J., Wołczyński w., Morgiel J., Maziarz W.: Microstructure of 
Pulsed Laser Deposited Ti, TiN and TiO Thin Layers; Xvth Physical Metallurgy and Mate- 
rials Science International Conrerence on Advanced Materials and Technology AMT98, 
Kraków-Krynica 1998. 


THIN LAYERS OF TITANIUM BASIS DEPOSITED USING PULSED LASER 


Summary 


Pulsed laser deposition (PLD) belongs to advanced technologies or thin layers production. 
The success ol' PLD has in the deposition ol' a wide variety or materials; form pure elements to 
multicomponent compounds. The basis ol' the technology is a solidification or materials [rom 
a gaseous phase subjected tormarly to a laser ablation. Structural examinations were perrormed 
on the titanium base layers: metal lic, nitride and oxide types. Generally, the received homoge- 
neous layers presented a nano-structure. lnt1uence ol' deposition parameters on microstructure, 
phases and level or residual stresses was under examimation. The studies were perrormed using 
scanning (SEM), transmission (TEM) e1ectron microscopies and X-ray ditTraction (XRD).
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


IOPMHPOBAHHE IIOBEPXHOCTHOrO CJIO.H METAJIJIA 
3JIEKTPOHCKPOBbIM JIErHPOBAHHEM 


BJIlUUfMHp fon.y6eu, OJIeKcaH.LW TIaYCTOBcKłlli 


Akademia Techniczno-Rolnicza w Bydgoszczy, Wydział Mechaniczny, 
ul. S. Kaliskiego 7, 85-796 Bydgoszcz 


B I!aCT05IJI(ee BpeM51 cymeCTBYIOT MHOrO'IHCJIeHHble MeTO,QbI llerreHarrpaBrreHHOrO 
H'3MeHeHllil 4JH'3I1KO-MeXaHlf'-IeCKHX H 3KcnnyanUJ;HOHHbIX CBoiłcTB rrOBepXHO- 
C'IllOro CJI05I MeTdJIJIa, KaJK,Qbli-i H'3 KCJTOpbIX HMee-r orrpe,[lerreHHbIe 06rraCTH 
npaKTWIeCKOnJ HCnOJIb'30BaHlI51. K 'lHcrry TaKHX MeTO,[lOB OTIlOCHTC5I 3rreKTpOHC- 
KpOBoe rrerHpOBaIlHe (311JI), rrOrrOJKHTerrbHoi-i OC06eHHOCThIO KOToporo 5IBJI5IeTC5I 
BhICOKa51 npoclliOCTb CllelilleIIH5I JIerHpOBaHHoro crro51 c MarepHaJIOM rrO)VIOJKKH, 
BO'IMOJKHOCTh rrenipOBaHH5I JII06bIMH TOKorrpOBO)UllllHMH MaTepHaJIaMH, HH3Ka51 
'meprOeMKOCTb npollecca. npoC'roTa BblIIorrHeHlUl TeXHorronrn ynpO'IHeHID!, 
JIOKaJILHOCTb HalIeceHlUl rrOKpblTID! 6e'3 '3aMeTHOi-i ,[lecpopMal(Hłl ,[leT'dJIH, OTCyT- 
CTBHe lIarpeBa Bcero 06'LeMa JtL'TaJIH. 


l. CYIl{HOCTb METO)].A 


3H
 OCHaBaHa Ha HBJIeHH5IX 3JIeKTpHYeCKOH 3p03HH H rrOJI5lpHOrO rrepeHoca 
MaTepHaJIa aHOLla (3JIeKTpOLla) Ha KaTOLl (LleTaJIb) npIł 3JIeKTpOHcKpOBOM pa3pMe [11. 
f10CJIeLlHHH npOXOLlHT npH C6JIIDKeHIłH 3JIeKTpOLlOB H np060e Me)l(3JIeKTpOLlHoro 
'\a30pa Me)l(Ll)' HHMIł. TIOTOK 3JIeKTpOHOB c KaTOLla YLlapHCTCH o nOBepXHOCTb aHOLla 
H '\3 cCIeT Bbl).J,eJIeHH5I TeIUlOBOH 3HeprHH npOHCXOLlHT HcnapeHIłe HaIł60JIee pa30rpe- 
BaeMOH CJaCTH :1JleKTpOLl3 B 30He pa3pMa. EOJIee YLlaJIeHHa5I 'łaCTh 3JIeKTpOLla, 
Ił. COOTBCTCTBeHHO. MeHee pa30rpeBaeMllił, OnJIaBJI5lCTCH. 3TIł npOLlYKTbI Bbl6paCbIBaJOTCH 
B MeJK3JIeKTpOLlHoe npocrpaHCTBO H CJaCTb Ił3 HHX 3aKpeIUUlCTCH Ha ynpOCJIDIeMOH 
nOBCpXHOCTH. 
TIpH 3I-1JI xpynKłlMIł MaTepIłaJIaMH TalOKe npOHCXOLlHT 3p03ID1 B TBepLlOH }Ja3e 
BCJIeLlCTBHe TepMWIeCKłlX HanpJDKeHHH B TOH 'łaCTIł 3JIeKTpOLla, KOTOpa51 HarpeBaeTCH 
LlO BblCOKOH TeMnepaTypbl, HO He OnJIaBJI5leTCH. TIpOLlYKTbI xpynKoro pa3pyrneHHH 
TalOKe MOryT 3aKpenmrrCH Ha ynpO'łHJIeMOH nOBepXHOCTH nOCpe,lJ:CTBOM CBH3bIBaHH5I 
jJ(I1)!KłlMH npOLlYKTaMIł 3p03HH aHO,lJ:a H OnJIaBJIeHHOrO MCTaJIJIa KaTOLla (MeTaJI KaTOLla, 
KOHTaKTHpYłOIII:IłH c 30HOH pa3pH.L1a, TO)l(e OnJIaBJI5leTCH, HO B 3Ha'łIłTeJIbHO MeHbrneH 
Mepe).
>>>
266 


B. fony6eu, O. DaYCTOBCIillH 


B npoIl,ecce 06pa30BaHIDl nOKpbITIIH npoIlCXO
UIT XIIMWIeCKoe B3aIlMo
eHCTBlIe 
P0.llJ'KTOB 3p031111, MaTepllaJIa K(lTO
a II oKpY)ł(aJOIII,eH cpe
bI, IIX 
1IpPY3IDł, 
KaBIITaIJ,llOHHOe nepeMeIlIIIBaHlIe, a TaIOKe IIMeeT MeCTO TepMWIecKM 06pa60TKa - 
BCJIe
CTBlIe Toro, 'ITO 06'beM HarpeBaeMOH 'iaCTII 3JIeKTpo
a He3Ha'illTeJIeH. Ee 
OXJIDK,ZJ:eHlIe OCYIII,eCTBJUleTCH c BbICOKOH CKOpOCTblO. 
TaIillM 06Pa30M, Ha nOBepXHOCTII KaTo
a 06pa3YeTCH CJIOH 1I3MeHeHHoH 
CTpYKT)'pbI II COCTaBa KaK 3a C'ieT TpaHcrrOpTa MaTepllaJIa, TaK II 
eHCTBIDł 
IIMrryJIbCHbIX TenJIOBbIX II MexaHWIeCIillX HarpY30K, B03HlIKaIOIII,lIX npll 3l1JI. 
06pa30BaHlIe Ha nOBepXHOCTII KaTO
a CJIOH 1I3MeHeHHOH crpYKT)'pbI II COCTaBa 
(6eJIoro CJIOH») rr03BOJUleT 3Ha'illTeJIbHO YBeJIWIlITb 1I3HOCOCTOHKOCTb, KOpp03110H- 
H)'IO CTOHKOCTb II )l((IpOCTOHKOCTb MeTaJIJIOB II CIIJIaBOB [2. 3]. 


2. AllllAPATYPA)J,JUl3HJI 


,[I,JUI oCYIII,eCTBJIeHIDł npoIl,ecca ynpO'iHeHIDł B Ha'iaJIe 50-x ro
OB 6bIJI C03
aH PM 
YCTaHoBoK c IICnOJIb30BaHlIeM 3aBlIClIMbIX reHepaTopoB IICKpOBbIX IIMnyJIbCOB, c06- 
paHHblx no cxeMe RC, II pyqHbIX 3JIeKTpoMarHllTHbIX BlI6paTopoB LUUI KOMMYTaulI1I 
pa3pMoB c 'iaCTOTaMII 50-200 fIl,. DpllHII,lInllaJIbHOe YCTpOHCTBO TaIillX YCTaHOBOK He 
1I3MeHlIJIOCb 
O HaCTOHIII,erO BpeMeHlI. DpOMbIIIIJIeHHbIH BblrryCK YCTaHOBOK OCYIII,eCT- 
BJUleTCH Ha YKpallHe JlyraHcIillM rrpOeKTHO-TeXHOJIOrWIeCIillM IIHCTIIT)'TOM MaIlIIIHO- 
crpoeHIIH (CM. peKJlaMHble npocneKTbI), OnbITHbIM 3aBO
OM l1HCTlITYTa npllKJltmHO H 
p 1I311Iill AKa,l1eMIIII HaYK MOMOBbI (3111-23, 3111-25, 3111-46, 3111-54, 3111-78, 
3111-79, 3mrrpoH-IO, 3mrrpoH-20, 3mrrpoH-22, 3JIIITpOH-52 II JJ,p.). a TaIOKe PMOM 
3apy6e)ł(HbIX pHpM: )J)KanaKc (}lnoHIDł), MPMI1 (1paHuIDł), fepMaH lIlrrllMMe 
(6blBIIIM r)];p), P3.llYra (l1TaJIIDl), 3JIeKTpo-ApK (ClIlA) II 
p. 


3, 3JIEKTPO)J,HbIE MATEPHAJIbI H CBOUCTBA 3JIEKTPOHCKPOBbIX 
llOKPbITHH 


3l1JI MO)ł(HO npOBO
lITb 60JIbIlIlIHCTBOM 3JIeKTponpOBoWIIII,lIX MaTepllaJIOB, 
cBoHCTBa 3TlIX MaTepllaJIOB a TaIOKe nepe'iIlCJIeHHble BblIIIe npOIl,eCCbI, IIMelOIII,lIe 
MeCTO npll 3l1JI, II orrpe
eJIJllOT cBoHCTBa nO.rły'-laeMblx rrOKpbITIIH. Ha rrpaKTIIKe .iVUl 
HaHeceHIDI nOKpbITIIH IICnOJIb3YKJT MeTaJIJIbI, MeTaJIJIono
06Hble COe
IIHeHIDł, CnJIaBbI 
Ha IIX OCHOBe. 
3l1JI MeTaJIJIaMlI n03BOJUleT rrorry'iaTb nOKpbITIDł 60JIbIlIOH TOJIIII,IIHbI, BblCOKOH 
CrrJIOIlIHOCTII, O
HaKO HeBbICOKOH TBep
OCTII (He BbIlIIe 10 f Da) [4]. 
l1cnOJIb30BaHlIe B Ka'ieCTBe 3JIeKTpO
HbIX MaTepllaJIOB TBep
bIX T)'rOnJIaBIillX 
COe
IIHeHIIH n03BOJUleT nO.rły'-laTb nOKpblTIDł 60JIblIIOH TBep
OCTII, HO MaJIOH TOJIIII,IIHbI 
(He 60JIee 30 MKM) II HlI3KOH CnJIOIlIHOCTII (He 60JIee 60 %) [5]. 3l1JI 3TlIMlI MaTe- 
pllaJIaMlI cOnpoBO)ł(,1J;aeTCH IIX 60JIblIIOH 3p03l1eH, B OCHOBHOM B TBep
OH pa3e, '1TO 
CBH3aHO C oc06eHHOCTHMlIlIX KpllCTaJIJIWIeCKOro II 3JIeKTpOHHoro crpoeHIIH [6,7]. 
Hall60JIee nplleMJIeMbIMII 3JIeKTpo
HbIMII MaTepllaJIaMII 
JUI nO.rły'-leHIDł 
1I3HOCOCTOHKlIX nOKpbITIIH HBJIJIIOTCH KepMeTbl Ha OCHOBe TBep
bIX coe
HHeHHH [8,9]. 
BBe
eHlIe CBH3YKJIII,lIX 
06aBoK (Fe, Ni, Co) B Kap6ImbI nepeXO
HbIX MeTaJIJIOB 
OKa3blBaeT CYIII,eCTBeHHoe BJIIDIHHe Ha CBOHCTBa 3TlIX MaTepllaJIOB KaK 3JIeKTpO
OB LUUI 
3l1JI. BBe
eHlIe 10725 % MeTaJIJIa B cnJIaB n03BOJUleT rrOBbIClITb K03PP II UlIeHT 
rrepeHoca 
O 3Ha'ieHIIH. COOTBeTCTBylOIII,IIX '1I1CTbIM MeTaJIJIaM (70 7 85 %). )J,aJIb- 
HeHIIIee YBeJIWIeHlIe CBH3YKJIII,erO MeTaJIJIa npaKTWIeCIill He 1I3MeIDłeT K03pP"uleHT
>>>
1opMHpoBaHHe IIOBepXHOCTHoro CJIOH ... 


267 


IICpCHOC3. rlpH BBe.n;eHHH rrJI3CTlf'łeCKOH CBH3KH B03p3CT3eT H IIopor xpYIIKoro P33PY- 
weHHH (BpeMJI rrpeKp3meHIDł YBCJIlf'łeHIDł M3CCbI KaTo.n;3). 
OIIHcaHHble 33BHCHMOCTH CBOHCTB rrOJl}"I3eMbIX IIOKpbITHH OT MaTepH3JIa 
.1enlpYlOm er o 3JIeKTpo.n;a c.n;eJIaJIH B03MO)ł(}[bIM rrpHMeHeHHe )UUI IIOJl}"IeHlUl H3HOCO- 
CTOHKHX rrOKpbITHH Kep3MHKO-MeT3JIJIlf'łeCKHX MaTepHaJIOB, H3roTOBJIJIeMbIX rrpOMbIlII- 
.TleHHOCTblO - CT3H,L(apTHbIX TBep.n;bIX CIIJIaBOB. rloCJIe.n;HHe llIHpOKO HCnOJIb3YIOTCJI H3 
rrpaKTHKe, HX rrpHMeHeHHe OIIHcaHO B 60JIbIlIOM KOJIlf'łeCTBe pa60T [10-12]. rloKpbITHe, 
rrOJI)I'łeHHOe 3l1JI CTaJIH CnJIaBaMH THn3 BK, TK HMeeT TOJIW:HHY .n;o 50 MKM, 
IlIepoxoBaTocTb .n;o 10-20 MKM C He60JIbIlIHM KOJIlf'łeCTBOM TpelI{IłH H nop. TBep.n;OCTb 
ero COCT3BJIJIeT 17-7'21 frl3 rrpH 3l1JI Ha «MJIrKHX» pe)ł(}[MaX (3HeprIDł HMnyJIbC3 .n;o 
I 
). rlpH JIerHpOB3HHH H3 (OKeCTKHX» pe)f(lfMaX (E  1 
) OHa COCTaBJIJIeT 16-0-] 7 
frla. CrrJI3BbI Ha OCHOBe Kap6IUI:3 BOJIbcppaM3 OTJIlf'łaIOTCJI BbICOKHM K03cpcp H IIHeHTOM 
rrepeHOC3, 6JIH3KHM no 3H3'łeHillO K K03cpcpHIIHeHry rrepeHOC3 .n;JIJI MeT3.JUIOB. He3H3 - 
IHTeJIbHbIM JIBJIJICTCJI co.n;ep)f(3HHe 'ł3CTHll xpynKoro pa3pYIlIeHIDł B npo.n:yKT3X 3p03HH 
aHo.n:3. 3TO .n;3eT B03MO)ł(}[OCTb HeKOTopbIM pa3ynpO'łHeHHeM M3TepH3JIa 3HO.n;3 
YBemp-lIłTb ero 3p03illO H COOTBeTCTBeHHO nepeHOC rrpo.n:yKTOB 3p03HH Ha KaTO.n:. 
P33yrrpO'łHeHHe aHo.n;a .n;OCTHr3eTCJI: YBeJIlf'łeHHCM ero nopHCTOCTH - MaKCHM3JIbHbIll: 
rrpHBec KaTo.n;a rrpH JIerHpOBaHHH ero CnJIaBaMH BK Ha6mo.n;aeTCJI rrpH 5-7'9 % nopH- 
CTOCTH aHo.n;3 [10]; BBe.n;eHHeM pa3yrrpO'łWIlOmHX .n;06aBoK, p3cnpe.n;eJUIlOmHXCJI 
Me)J(.lJ:)' 3epH3MH OCHOBHbIX KOMrrOHeHTOB CrrJIaB3 [11]. 
PeHTreHocp330BbIll: aH3JIH3 nOKpbITIDł, nOJIY'łeHHOrO CnJI3BOM THI13 BK, nOKa- 
3bIBaeT HaJIH'łHe B HeM WC, W 2 C, Fe, Co. rlpH 3l1JI Ha «)I(eCTKHX» pe)ł(}[M3X rrpHCYT- 
CTByeT TaIOKe BOJIbcppaM-)I(eJIe3HbIll: HHTepMCT3JIJIIUI: FC 7 W 6 . HaJIlf'łHe W 2 C H Fe 7 Wr, 
CBIUI:eTeJIbCTByeT o 3H3'łHreJIbHOH TepMlf'łeCKOll: .n;HCCOIIHaIlHH MOHOK3p6IUI:a BOJIbcppa- 
M3. P3cnpe.n;eJIeHHe Fe, W B nOKpbITHH, orrpe.n;eJIeHHOrO c nOMOmblO MHKpOpeHT- 
reHOCIIeKTpaJIbHOrO 3 HaJIH33, H36mo.n;aeTCJI B BIUI:e OT.n;eJIbHbIX 3epeH, CKOnJIeHHH, 'łTO 
CBIUI:eTeJIbCTByeT o KaBHT311HOHHOM rrepeMeIlIHBaHHH OnJIaBJIeHHbIX MaTepH3JIOB K3TO- 
.n:a H rrpo.n:yKTOB 3p03HH, 3 T3IOKe TBep.n;bIX COCTaBJUIIOW:HX npo.n:yKTOB 3p03HH aHo.n;a. 
B rrpollecce HaHeceHIDł rrpoxo.n;HT TaIOKe .n;HcpfJy3IDł 3JIeMeHTOB nOKpbITIDł. O.n;H3KO OHa 
He3Ha'łHTeJIbHa, o 'łeM CBIUI:CTeJIbCTByeT pe3KHH rrepexo.n; CJIOH c BOJIbcppaMoM K M3Te- 
pH3rry 6e3 BOJIbcpp3Ma (CT3JIH). Orrpe.n;eJIeHHe KHCJIOpo.n;a, a30Ta B nOKpbITHH MeTO.n:OM 
O)f(E-CneKTpOCKonHH nOKa3bIB3eT 3Ha'łHTeJIbHOe HaJIlf'łHe :nHX 3JIeMeHTOB B nOBepx- 
HOCTHOM CJIoe nOKpbITIDł, '--!TO CBIUI:CTCJIbCTByeT o B3aJlM0.n;eHc;:rnHH rrpO.n:yKTOB 3p03mI 
C OKpy)l(lli()mCll: cpe.n;oH. O)JJIaIO, )')Ke Ha rrry6mre 20Q-;--400 A lłX co.n;ep)IGłHHe YMeHb- 
waeTCJI H3 nopJI.LI:OK., TO eCTb TIO B3aJlM0.n;eHCTBHe He3H3'llITeJIbHO. 
CnJIaBbI Ha OCHOBe TiC, 60PIUI:OB H HHTpIUI:OB nepexo.n;HbIX MeTaJIJIOB JIBJUIIOTCJI 
60JIee xpyrrKHMH MaTepHaJIaMH. Co.n;ep)l(aHHe TBep.n;oH cpa3bI B npo.n;YKTax 3p03HH IIPH 
3I1J1 3THMH M3TepHaJIaMH 60JIbIlIe OIITHM3JIbHOro 3H3'łCHIDł H, COOTBeTCTBeHHO, y HHX 
HIDKC K03cp(pHIIHeHT rrepeHoca. 3TH MaTepH3JIbI 60JIbIlIe IIo.n;Bep)l(eHbI TepMlf'łeCKOll: 
.n;HCCOIIHaIlHH. '--!TO COOTBCTCTBeHHO rrpHBo.n;HT K IIOHIDKeHillO TBep.n;OCTH IIorry'ł3eMOrO 
IIOKpbITIDł. 
B HaCTomu:ell: pa60Te ,lI)IJI IIoJl}"IeHIDł H3HOCOCTOfurnx IIoKpbITilli 6bm3 rrpe.lUIpHWITa 
pa3pa6OTKa 3JIeKTpo.n;HbIX M3repHaJIOB Ha OCHOBe Wc. YBeJIWłeHHe IIepeHoc3 JIempy- 
10mero MarepIIaJIa H3 yrrpOqJ{JIeMYIO IIoBepxHoCTb .n;OCTHraJIOCb BBe.n;emreM B M3repHaJI 
p33yrrpO'-łHJIlOmeH COCTaBJUIJOmeH. )J.mI TOro, IT06bI BMeCTe c YBeJIWłe HHeM3p03HH aHo.n;3 
YMeHbIlIHTb TepMlf'łeCKYIO .n;HCCOIIH311illO WC B Ka'łeCTBe pa3YIIponuuow:ero Ma- 
TepH3JI3 6bIJI HCIIOJIb30BaH yr JIepo.n; [13, 14]. )J,JIJI oIIpe.n;eJIeHIDł BJIIDłHIDł cB060.n;Horo 
ymepo.n;a B crpYKTYpe CIIJI3BOB THIIa BK 6bIJIH H3roTOBJIeHbI MaTepHaJIbI c 0,1: 0,2: 004: 
0.6 %) C (IIO Macce). rlpollecc 3l1JI rrpOBo.n;HJIH H3 II (E = 0,12 
) H V (E = 3 
)
>>>
268 


B. rOJIy6eu, O. TIaYCTOBCKHH 


pe)I(HMaX YCTaHOBKOH 3II1-46A. 3aBlIClIMOCTlI nepeHoca MaTepllaJIa ynpo'IIDIlOlUero 
3JIeKTpO,z:ł:a Ha ynpOqIDIeMYlO ,z:ł:eTaJIb npllBe,z:ł:eHbI Ha pllCYHKe l. 


100 5 i _ 6 
 
1100 
4 
 .
-==
 
1 " 
" 
 300 

 60 '-- 
=:-= 
1- /l1 
t::; 
.i 'to 2 
 
 200 
20 {OD - 
0,2 0,3 o,J q2 0,3 (),4 
0,1/ 
C, % C. (j';) 


PHc.l. 3aBHCHMOCTh rrpl-lBeca KaTo.n:a OT co.n:ep:)!aHID! cB060.n:Horo yrJIepo.u a B JIen1pY}OIl\eM 
3JIeKTp o .n: e H y.n:eJIbHOrO BpeMeHl-l 3I1JI Ha YCTaHOBKe 3II1-46A: a - II pe)l(lfM, 6 - V 
pe)l(lfM; 1 +0,6; 2+1,2; 3 +2,4; 4+3,5; 5+6,0 Mc/M 2 


KaK nOKa3aJIlI IICCJIe.Li.OBaHIDł, OrITlIMaJIbHOe co.n:ep)łillHlIe yrJIepo.n:a COCTaBJUleT 
0,2-'-0,4 %. YBeJIWieHlIe co.n:ep)l(aHIDł cB060.n:Horo ymepo.n:a ,z:ł:0 0,6 % npllBo.n:IIJIO npll 
3I1JI K nOHBJIeHillO rorreH cB060,z:ł:HOrO ymepo.n:a Ha ynpOqIDIeMOH nOBepXHOCTlI. 'ITO 
npllBe,z:ł:eT K ee pa3ynpOqHeHillO. BJIIDłHlIe cB060.n:Horo ymepo.n:a opli 3I1JI Ha II pe)I(H- 
Me 60JIee IIHTeHCIIBHO, qeM npll pa60Te Ha V 60JIee MOlUHOM pe)I(HMe - Ha II pe)l(lIMe 
60JIbIlle 06pa3YeTCH npO
KTOB xpynKoro pa3pYIlleHIDł, a lIMeHHO 31)' COCTaBJUIlOIl.{ylO 
YBeJIWillBaeT pa3yopOqHeHlIe. 
)],aJIbHeHIllee IIHTeHClIcpllL\lIpOBaHlIe npOL\eCca 3p03l1l1 JIempYlOlUero 3JIeKTpo.aa, 
a BMeCTe c 3TlIM YBeJIWieHlIe npllBeca KaTo.aa, MO)I(HO .aOCTWib BBe.aeHlIeM B cn.'laB 
Kap6H.LJ:a THTaHa - MaTepllaJIa 60JIee CKJIOHHOrO K 3p03l1l1 B TBep.aOH cpa3e, qeM Kap6H.LJ: 
BOJIbcppaMa. BBe,z:ł:eHlIe B CnJIaB WC - 6 % Co - 0,4 % C Kap6H.LJ:a THTaHa B KOJIlIqeCTBe 
10-15 % nOBbIIllaeT nepeHoc MaTepllaJIa aHo.aa Ha JIempyeM)'lO nOBepXHOCTb Ha 50 'Yo 
(Ta6JI.I). I13roTOBJIeHlIe 3JIeKTpo.aoB opOBO.allJIII no CTaHAapTHOH .aJUI nopoIllKoBOH 
MeTaJIJIypr1l1l MeTO)UlKe. OnTlIMaJIbHbIH pa3Mep 3epHa Kap6H.LJ:HOH COCTaBJU!łOlUeH 
.aOJDKeH 6bITb 1-'-3 MKM [lO]. }J.JUI nOJIY'feHIDł 3epHa TaKoro pa3Mepa li CMeIllIlBaHlUI 
nopollIKoB KOMnOHeHTOB rrpoBo.allJIlI pa3MOJI-CMeIllllBaHlIe B nJIaHeTapHOH MeJIbHlIUe 
B cpe,z:ł:e cnHIJTa-peKTlIcpllKaTa npll CJIe.a)'JOlUeM COOTHOIlleHlIlI - nOpOIllOK: TBep.ao- 
CnJIaBHbIe napbI : cnllpT = 2: 6: l. BpeMH pa3MOJI-CMeIllllBaHlIe - 1800 c. TIocJIe pa3Mo- 
,'la CMeCb npOCYIllIlBaJIlI B CyIllIlJIbHOM IllKacpy B Te'leHIIII 43200 c, 3aTeM nepeMe- 
IllIlBaJIlI c 5 % paCTBopOM KaY'-I)'Ka B 6eH3l1He (0,2-;-(),1 Kf paCTBopa Ha l Kf IllIlXTbI). 
TIOJIY'feHHbIe CMeClI npocyIllllBaJIII li npOTlIpaJIlI Ha ClITe N
45. TIpeccoBaHlIe 3aro- 
TOBOK pa3MepOM 5x35 npOll3Bo.allJIlI Ha rH.LJ:paBJIWieCKOM npecce no.a .aaBJJeHlIeM 
150 MTIa. TIOJIY'feHHbIe 6pllKeTbI npocyIllIlBaJIlI B CYIllIlJJbHOM IllKacpy npll TeMne- 
pa1)'pe 150 Oc B TeqeHlI1I 43200 c. TIOpllCTOCTb npeccoBoK COCTaBJJHJJa 40-'-42 %. 
CneKaHlIe 06pa3L\OB npOBo.allJIlI B ,z:ł:Be CTa,z:ł:lIl1. TIpe.aBapllTeJJbHOe cneKaHlIe 
npOBo.allJJOCb B M)'cpeJJbHOH ne'IlI B cpe.ae Bo.aopo.aa npll TeMneparype 800 oc. BpeMH 
BbJ.l],ep)l(Jill 7200 c. CKOpOCTb HarpeBa li OXJJ(l)KJI.eHIDł - 0,06 rpa.lI!c. OKOWlaTeJJbHOC 
cneKaHlIe npOBo.allJJII B BaKYYMe 6,66x l 0- 3 TIa. TeMnepa1)'pa OKOWlaTeJJbHOrO
>>>
1opMupOBaHHe nOBepXHOCTHoro CJIOJl '" 


269 


CneKaHIDł: .MJI cnmlBa WC + 20 % Co + 0,4 % C - 1380 oC, .MJI CruIaBa WC+ 15 % TiC 
+ 6 % Co + 0,4 % C - 1400 oc. 


Ta6
a I. 3aBRCllMOCTh y
errbHoro nepeHoca MarepRarra aHO,!{a Ha KaTO
 OT KOJUNeCTBa 
TiC B CIUlaBe WC+6 % Co + 0,4 % C (311JI Ha IV pe)IGIMe 3c111 - 46A, 
T =1,8 Mc/
) 


Co
ep)ł(aHHe TiC y 
eJThHbIH 06'beM K03cpcplłl{RełIT T oJIIIUfHa 
B CIUIaBe, 0/0 nepeHeceHlłOro nepeHoca, IIOKpbITIDł, 
(no Macce) MarepRarra, CMJ/
 % MM 
O 16 76 45-;.-55 
5 17 75 55 
10 24 73 70 
15 23,7 75 70 
20 21 70 60 


1-13BeCTHo, 'lT0 nOBepXHOCTR, 06pa6OTaHHble MCTO,!{OM 311JI He OTJIlf'laIOTCH 
BhICOKOH H3HOCOCTOHKOCTLIO B napax -rpeHHJl BCJIe,!{CTBHe BLICOKOH I1IepOXOBaTOCTH 
H HaJ1H'łHJl BhICOKHX paCTHrHBaIOII(HX HaIIpJDKeHHH B nOBepXHOCTHOM CJIoe. .lJ.;uI ycrpa- 
HeHHJI 3THX He,!{OCTaTKOB npeMaraCTCJI MCTO,!{ BbIrJIIDIHBaHIDl JIerupOBaHHOH nOBepx- 
HOCTR CBepXTBep,l{bIM MarepHaJIOM (CTM), B Ka'leCTBe KOToporo MO)J(}{O HCnOJIL- 
30BaTb KH60pHT, RCI)'CCTBeHHLIH aJIMa3. Onpe,!{eJIeHHe BHy-rpeHHHx HaIIpJDKeHHH Ha 
nOBepXHOCTHOM CJIoe CTaJIH, JIerupOBaHHOH CruIaBaMH BK, TK co CB060,!{HbIM yrJIepo- 
,!{OM Ha III pe)f(JłMe 311-1- 46A c y,!{eJIbHhIM BpeMeHeM 06pa6OTKH 1,8 Mc/M 2 H BbIrJIa- 
)f(eHHOH c4eplf'leCKHM HaKOHe'lHHKOM c P3JUłYCOM pa60'leH '1aCTH 4 MM YCHJIHeM npH- 
)KaTHJl 200 H nOKa3aJIO 3Ha'lłłTeJIbHOe YMeHLIIIeHHe BHy-rpeHHHx HanpJDKeHHH (pHc.2). 
B HeBbIrJI(ł)KeHHbIX nOKpLITHJlX OHH ,!{OCTHraIOT 500 MI1a. BbIcoTa HepoBHoCTeH 
HeBbIrJI(ł)KeHHbIX nOKpLITRH COCTaBJlJUIa 1,8-;.-3,2 MKM .MJI nOKpbITHH Ha OTO)lOl(eHHOH 
CTaJIH H 2,5-;.-4 MKM .MJI nOKpbITHH Ha 3aKaJIeHHOH CTaJIH. 31'0 3Ha'lHTeJILHO HIDKe, 'leM 
.MJI HeBhIrJI(ł)KeHHbIX nOKpLITHH (10-;.-15 MKM). 
B pa3JIH'lHbIX 06JIaCTHX reXHHKH .MJI nOBLIIIIeHHJl H3HOCOCTOHKOCTH nap -rpeHHJl 
HCnOJIL3)'1OT peryJIupoBaHHe I1IepOXOBaToCTH nOBepXHocTH, a HMeHHO nOBepXHoCTH 
c peryJUłpHO pacnOJIO)f(eHHbIMH MHKpOyrny6JIeHIDlMH. OHH onpe,!{eJIJłlOT rJIaBHbIM 
06pa30M cny)f(e6Hoe CBOHCTBO nOBepxHocTH - YJIY'llIleHHe CMa3KH, nOBLIIIIeHHe conpo- 
THBJIeHlliO cXBaTLlBaHIłIO, cOKpaIlIeHHe nepHo,!{a npupa6OTKH. PeryJIJIJHbIH MHKpO- 
peJIbe4 cnoc06CTBYCT JIOKaJIH3a
H CMa3KH H npO.uyKTOB H3Hoca, 'lT0 CHIDKaCT Bepo- 
JlTHOCTb 3aKJIHHHBaHHJl naphI -rpeHHJl. nOrry'łeHHe TaKoro peJILe4a B 3JJeKTpOHCKpOBLIX 
nOKpLITHJlX ,!{OCTHraCTCJI JIOKaJILHOCTLIO ynpo'lHeHHJl. JIOKaJILHOe ynpO'lHeHHe npOBO- 
,!{HJIOCL no 2 BapHałITaM: 
l. .lI.HcKpCTHoe ynpo'lHeHHe nOBepXHocTH OcrpOBKaMH MaJILIX pa3MepoB nopJl,lI;Ka 
0,5-;.-1,5 M; 
2. ynpO'łHeHHe nOBepXHoCTH MaIp030HaMH (npOTJDKeHHOCTbIO BeKTopa CKOpOCTH 
CKOJTh)f(eHHJl B HecKOJThKO MM). 
nOrry'łeHHyIO nOBepXHOCTL BhIrJIIDKHBaJIH co CKOpOCTLIO 0,25 wc. no,!{a'la - 
0,07 MMl06. YCHJIHe BLlrJIIDKHBaHIDl - 200 H. TpH6OTeXHlf'leCKHe HCItbrraHHJl npOBO,l{H.JlH 
B YCJIOBHJlX orpaHlf'leHHOH CMa3KH (TOHKHH CJIOH CMa3KH JIHTOJI-24 Ha nOBepXHOCTH 
ynpO'lHeHHbIX 06pa31.(0B). Pe3YJILTaTbI HCnLITaHHH npHBe,!{eHbI B Ta6.JIH1.(bI 2.
>>>
270 


B. rorry6eu, O. [1aYCTOBCKHH 


200 


150 



100 


lA)' 


o 


50 


2 


--'___ .___-ł-_
 
2OJ 
 300 
/ h, 
fI(M 


-50 


PHc.2. Pacrrpe):(erreHIle BHYJl1eHHHX HarrpHJKelum no rrry6!1He BblrJlaJKeHHOrO nOKpbITllil: 
l, 2 - 31111 crmaBOM BK 20
 3 - crmaBOM wc + 15 %TiC + 6 %Co + 0,4 'Yt,C 
I - OTO)f()KeIlliUI rrO.l\JIOJKKa H3 CTaJIH 45
 2, 3 - 3aKarreHHaH 


K03pqmQHeHT YCTaHoBHlHllerOCJI -rpCHHJI BO BCCX Crry'IaJIX HaXO.ll.lłTCJI B npC.lI. eJIax 
0,1O...U3. B c.rryqac CrrJIOIIIHOrO HaHCCCHlUI rrOKpbITlłH Ha6mo.ll.aJIlłCb jl0KaJIbHble 
OTCJIOCHlUI. [10rryQCHHbIC PC3YJIbTaTbI rr03BOIDlIOT pCKOMCH.lI.OBaTb .lJ.]IJI Y3JIOB -rpCHlUI, 
pa60nUOIIl,HX Ha KOHCHCTCHTHOH CMa3KC, pOpMlłpOBaHHC ynpOQHCHHbIX 30H npOTJI- 
)KeHHOCTblO (B HarrpaBJIeHHH BCKTOpa CKOpOCTH CKOJIb)KeHlUI) 2...4 MM npH rrpOTH- 
)KCHHOCTH HcynpOQHCHHbIX 30H OKOJIO l MM. 


Ta6mllla 2. Pe3yrrbTaThI HCIThITałIllli rroBepXHocTei-i TpeHIDl B 3aBHCHMOCTH OT xapaKTepa I-IX 
yrrporneHIDl 


XapaKTep ynpornemrn 
rrOBepXHOCTH 
O 
100% 
60 % ( O CTp OBKH 
 
83 % ( 10 MM: 2 MM ) 
___ 67 % .J.
 MM: I MM ) 
50 % l MM : 1 MM 


BpeMJI pa60ThI ):(0 I1apaCTaHIDl 
CillIbI eHIDI, c 
1800 
.. ----
--
-
--_. 
6000 
-- __o ___

___ .---" 
3600 
-
--- .---" __'o_o ____ - __ -- 
12600 
---
-
---------- - 
32400 
------ ---- - ---- . ------ 
18900 


B pa60Tc npHBe.ll.CHbI PC3YJIbTaTbI no C03.l1.aHlłIO HOBbIX 6C3BOJIbppaMoBbIx 
3JICK-rpO.ll.HbIX MaTepmłJIOB Ha bCHOBC )KeJIC3a c 3BTCKTWIeCKOH crpYKTYPOH [15] .lI..TIJI 
YBeJIaqCHlUI xapaKTCpHCTHK MaconcpeHoca, pH3lłKO-MeXaHHQeCKHX H 3KCrrJIyaTaU H - 
OHHbIX CBOHCTB 3JIeKTpOHCKpOBbIX nOKpbITHii:. 
Ha OCHOBC pCHTrCHocrpYKTYpHbIX H MCTaJIJIorpapaqCCKHX HCCJIe.ll.OBaHHH p a30 - 
BbIX paBHOBCCHH H npCBpaW:CHHH B CHCTCMC Fc-Mn-C-B B 06JIaCTH 60raTOH )KCJIC30M, 
yCTaHOBJICHbI KOHQCHTpaQHOHHblC 30HbI CyW:CCTBOBaHlUI 3BTCKTHK Fc-Mn-C lł-Fc-B-C, 
onpC.lI.eJICHa KOHQCHTpaQlUI 3JICMCHTOB B 3THX .lI.BYX 3BTCKTlfqCCKHX pa30BbIX o6JIa-
>>>
IopMHpOBaHlIe 110BepXHOCTHoro CJlOH ... 


271 


CTJlX, COOTBeTCTBYłOrn:IIX TpOllHhlM ClICTeMaM, 110 KOTOpOll COCTaBJleHa KOHu:ełrrpaU:lliI 
KOMnOHeHTOB 1IIlIXThI AJUI 1I3roTOBJleHlIH 3J1eKTpO)].Horo CI1J1aBa. I1pe)].JlO)f(eH cI1oc06 
nOJl)"IeHlliI TaKOro CI1J1aBa [16], COCTOHrn:IIll: B HarpeBe 1IIlIXTOBoro MaTepllaJIa .n:o TeM- 
l1eparyphl l1J1aBJleHllil JlerKOI1J1aBKlIX KOMnOHeHTOB 1IIlIXTbI (B COCTaBe 06H3aTeJlbHhI 
3J1eMeHTbI, 06pa3yIOrn:lIe Me
 C060ll 3BTeKTlIKY rrpH TeMl1eparype HH31IIell 3a 
TeMl1epaTypy CI1J1aBa). I1oKa3aHa B03MO)l(JłOCTb JlerHpOBaHlliI 6a30BOll CIICTeMbI Fe-Mn- 
C-B aJllOMIIHlIeM, XpOMOM, BaHa.D:lIeM. YCTaHOBJleHO, 'ITO HaJIH'llIe B crpYKTYpe 3J1eK- 
Tpo.n:Horo CI1J1aBa (pllc.3) JlerKOnJlaBKOll 3BTeKTlIKlI 06YCJlaBJllIBacr 110BbIlIIeHlIe, 
B cpaBHeHIIU C BOJlbtPpaMoco.n:ep)l(llIUHM CI1J1aBOM, 3p031111 aHo.n:a H rrpHpOCTa KaTo.n:a 
B 2--:-3 pa3a. K03CpcpllU:lIeHT l1epeHOCa yBeJlH'lIlBacrcH )].0 93 %. 
7;- / '-X:{,/, W.: . ., 

p
" "
{ 
.. -

., 
. 
 ,i,,; 
!:,it 
, . 


PHc.3. 


50- 


P- _j 


f 0,7 - 


6 


75 - 

 


cli 
--, 


Fc-Mn-C-B-Si-Cr 


T 15K6 


Fe-Mn-C-B-AI. 


, 
,j 


ul 
ft 


_ L_ __ ___1-_ 
:; 6 T. ro.n: 


PHC.4. 113HococTOHKOCTb 3JIeKTpollcKpOBbIX rrOKpbITHH I1pll TpeHllll 110 CTaJm 45 (P = 4 MIla; 
V = 0,4 Mlc; MaCJIO AC - 8+ O, l % a6pa:mBa ) 
3.'IeKTpOIlCKpoBhle nOKpbITlliI U3 3BTeKTWIeCKlIX 3J1eKTpo.n:HbIX MaTepUaJIOB. 
110Jl)"IeHHhle Ha YCTaHOBKe «3mrrpOH-20» Ha V pe)ł(llMe rrpll .. =2 MKM/CM 2 , rrpe- 
Ba,1upYIOT rroKpbITlliIlł3 cepllllHoro CI1J1aBa T15K6 110 cJle)J.yłOrn:uM xapaKTepHCTIIKaM: 
-no TOJlw.IIHe - B 1,5--:-2,5 pa3a; 
-rro U3HOCOCTOllKOCTlI B YCJlOBlliIX MaCJIJIHO-a6pa3I1BHoro TpeHlliI B 2,0--:-2,5 pa3a 
(pIle. 4);
>>>
272 


B. rony6eu, O. ilaYCTOBCKJlH 


-no KaBHTaI.UłOHHO-3p03HOHHOH CTOHKOCTH B HeiITpaJIbHoi-i H l.l{eJIO'IHOH cpe,a:Jx. 
COOTBCTCTBeHHO B 10 H B 5 pa3; 
-no )l(apOCTOHKOCTH - Ha 30 %. 


4. IIPAKTHąECKOE I1PHMEHEHHE METO)J:A 


Ha OCHOBaHHH aHaJIH3a JIHTeparypHbIx HCTO'IHHKOB H ,a:aHHbIX npaKTHKJI, B T. 'I. 
H npOBe,a:eHHbIX HaMH HCCJIe,a:OBaHHH, MOiKHO yrBep)KtJ:aTb, 'ITO MeTO,a: 3I1JI HaH60JIee 
3ppeKTHBeH .LLJVI ynpO'IHeHHJI H JIempOBaHHJI Y3KJ1X nOJIOC UIHpHHOH H-20 MM 
(MeTaJIJIOpe)l()'II.(HH, ,a:epeBo06pa6aTbIBaIOI.l{HH, Me.zUłI.(HHCKJlH HHCTpYMeHTbl; JIOnJTKJI 
Typ6HH, 3JIeKTI)I{'IeCKHe KOHTaKTbl, KepHbI KJIel.l{eBblX KpaHOB, npecc-qJOpMbL 
rpaBHpOBaJIbHbIe pe3I.(bI H T. ,a:.). Ero ycneuIHo MOiKHO HCnOJIb30BaTb npH ynpO'IHeHIłIł 
TeXHOJIOrWleCKoH OCHaCTKH, BOCCTaHOBJIeHHH H3HOIlleHHbIX nOBepxHoCTeH Ił ynpo- 
'IHeHIłH pa3JIWlHbIX ,a:eTaJIeH MallIIłH (aBHauIłoHHble, CeJIbCKOX03J1HCTBCHHble, ropHblc, 
MeTaJInyprWlecKoe 060py,a:oBaHHe, HanpHMep HanpaBJIJIIOII.(He pOJIIłKJI CTJHJ .1.'1J1 
npOKaTKJI npOBOJIOKJI). 
ilepCneKTHBHblM JlBJUleTCJI COBMel.l{eHHe 3I1JI c ,a:pymMH pH3W1ecKIłMIł npOI.(ec- 
caMH (HaJIO)l(eHHe YJIb-rpa3ByK3, JIa3epHOe B03,a:eHCTBHe, nOBepXHOCTHUI nJIJCTIł'IeCKUI 
,a:epopMaI.(HJI, nml3MeHHOe HanbIJIeHHe H ,a:p.). 


JlHTEPATYPA 


[I] JIa3apeHKO E.P.: Ac. 89933 (CCCP) Crroc06 HaHeCeHllil MeT'dJUIWIecK!łX rrOKpblnrn. Orry6JI 
B E.11., N
, 1951. 
[2] CaMcolloB r.B., BepxOT)'pOB AL(., Cbl'IeB BC., EOBKYH r.A: 3JIeKTpOIłcKpoBoe JIernpo- 
BaHHe MeT'dJIJIWłeCKIłX 1I0BepXHOl.TeH. KHeB: Haj'K. 
a, c. 220, 1976. 
[3] KOBaJleHKo B.C., Bepxo-rypoB AJJ:., IToWlepl-illeBa J.-LA, rOJIOBKO J11.: J1a:JepHDe 11 :JJIeKTpO-- 
Jpo3IłOHHDe ynpo'llleIDIe. M.: Haj'Ka,. c. 420, 1986. 
[4] BepxurypoB AL(, Myxa I-LM.: T eXHOJIOrID! JJIeKTpOIłcKpoBOł-O JIernpOBaHillI MeTaJUTWJecK!łX 
rroBepXHocreit KHeB «TeXHiKa», c. 187, 1982 
[5] CaMcoHoB r.B., BepxoTypoB AL(., Cbl'IeB He., MHxa.iUIOB B.B.: 3aKoHoMcpHOCTI1 Koppo:nlli 
Kap6WJ;oB IIpIł JJIeKTpOIłcKpoBOM JIernpoBaHlłlł. 3JIeKTpOHHaJI 06pa60TKa Ma-repl1aJIOB, N2 2, 
c. 24-27, 1974. 
[6] Typ'łaIlliH Ar.: HCCJIe,LtOBaHHe TepMo,ll,IłHaMl1'łeCKIłX cBoikm -ryrOIlfHIBKIłX Kap6I1).(OB 
B 06mu..lH rOMoreHHOCTI1 IIpIł BbICOKIłX reMIIepaT)'pax. ABTOpejJ. 
CC. KaH)];. -reXH. llayK. 
KHeB, c. 21, 1968. 
[7] CaMcoHoB r.B., Yna).(XaJI r.lli., Hellll10p B.C.: P1ł3Ił'łecKoe MarepIłaJlOBe,LtellIłe Kap6l1).(oB. 
KHeB: Haj'K. 
a, c.456, 1974. 
[8] KHCITbIll IT.C.: KepMeThI. KHeB: Haj'K. 
a, c. 270, 1985. 
[9] l1BaHOB r.IT.: TeXHOJIOrnS! JJIeKTpOIłcKpoBOł-O ynpO'llleHIDł IłHC1pyMelITOB Ił ,LtCT'dJIeH MaJIllUI 
Mallll1-f3, c. 304, 1961. 
[10] HTIIaTIJB B.H.: Ynpo'llleIDIe pe)i(j1I.(ero IłHC1pyMełITd JJIeKTpOIłcKpoBblM JIernpoBaHHeM. 
3JIeKTpOHHaJI 06pa6OTKa MarepIłaJIOB, N25, c. 77-78, 1974. 
[II] TKa'łeHKO lOT., Ił ,Ltp.:BJIIDIHlłe C1p)'KTypbl aHo,Lta Ha 3aKOHOMepHOCTI1 JJIeKTpOIłCKpOBOł-O 
yrrpO'llleHIDłTIJep,LtbIMlł CIlfIaBaMlł. 
eKTpOHHaJI 06pa60TKa MarepIłaJIOB, N2 4, c.21-24, 1981. 
[12] Y.IIHlI,KHif E.51.: ITpoI.(ecc jJOpMlłpoBaHJiJł Ił :apaKTepIłCTlłKlł ynpo'lllcHHoro CJIOS! rrpH 
JJIeKTpOIłcKpoBOM JIernpoBaHlłlł TIJep,LtbIMlł cruJaBaMlł. ITOpolIIKOBaJI MeT'dilllypł-lliI, N2] O, 
c.22-23, 1976. 
[13] KOBam,'IeHKo M.C., rraYCToBcIGill AB., KHplłJleHKO C.H.: Crre'łeHHhIll JJIeKTpO)l.Hbrii 
MarepIłaJI Ha OCHOBe Kap6HĘl BOITbjJpaMa ,LtWI HalleCeHllil rrOKpblTl-ll1, A c. 1476933_ 1987.
>>>
IopMRpoBaHRe rrOBepxHoCTHOro CJIOJl '" 


273 


[14] KRpl-lJIeHKO c.H., KOBaJTh'leHKo M.c., nayt.'ToBcKllli AB., faBpl-\JIeHKO An, IOp'I)'K H. A: 
Crre'leHHLll 3J1eK'IpO,WIbll MaTepHaJI Ha OCHOBe Kap6«na BOJIhppaMa L\lliI mlHeceHllil 
rroKpbrrnił,A c. 1527929,1988. 
[15] fOJly6cll B.M., narne'IKo MJ1., qepHell M.B.: PopMHpOB1urn:e H pPHKl\lfOI-lHllil t.'TOHKOt.'Th 
3BTeK1WleCKI-IX rrOKpbrrnił. KReB: Ha)'K. 
a, 344 c. 1993. 
[16] narne'IKO M. 11. , forry6ell B. M, facRH A E.: 3BTeK1WlecKllli CfUIaB. nOJIO)!(HTt:JIhHoe 
perneHlle Ha BbI).(a'I)', A c. no 3IDIBKe N
 4765820 OT 30.08. 1990. 


FORMOWANIE WIERZCHNIEJ WARSTWY METALU METODĄ 
ELEKTROISKROWEGO WPROWADZENIA PIERWIASTKA STOPOWEGO 


Streszczenie 


Z 'Wielu metod wzbogacania materiałów w pierwiastek stopowy szczególnie korzystne WY- 
nikI osiąga się obecnie metodą elektroiskrową, k-tóra pozwala na polepszanie właściwości fizycz- 
nych, mechanicznych i eksploatacyjnych wierzchniej warstwy metalu zapewniając wysoką wy- 
trzymałość połączenia warstwy stopowej z materiałem rodzimym. Metoda ta umożliwia naniesie- 
me warstwy stopowe] z dowolnych przewodzących prąd elektryczny materiałów i charakteryzuje 
sit; niską cnergochłonnoscią procesu, prostotą technologii oraz możliwością miejscowego popra- 
wienia własnoścI bez zauważalnej derormacji przedmiotu i nagrzania w całej jego objętości.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


PRZEMIANY PRZECHŁODZONEGO AUSTENITU 
PODCZAS CHŁODZENIA CIĄGŁEGO STALI 
KONSTRUKCYJNEJ ZAWIERAJĄCEJ 10 % NIKLU 


Janusz Lisak 


Politechnika Krakowska, Instytut Materiałoznawstwa i Technologii Metali, 
Al. Jana Pawła II 37, 31-864 Kraków 


Celem pracy było poznanie kinetyki przemian razowych i identyfikacja struktur 
powstających przy różnych szybkościach chłodzenia stali kriogenicznej zawiera- 
jącej około O, I % węgla i 10 % niklu. Jako podstawową metodę badawczą zasto- 
sowano analizę dylatometryczną. Kinetykę przemian przechłodzonego austenitu 
zbadano w zakresie szybkości chłodzenia od /... = 0,009 hs do /... = 116,4 hs. 
W mikrostrukturach próbek po takim chłodzeniu stwierdzono martenzyt listwo- 
wy i bainit ziarnisty. Wyznaczona temperatura Ms wynosi 310°C. Udowodniono 
również, że podczas wolnego chłodzenia, przed rozpoczęciem przemiany baini- 
tycznej, następuje wydzielanie węglików zidentyfikowanych jako cementyt. 


l. WPROWADZENIE 


Rezultaty wstępnych badań niklowej stali kriogenicznej zawierającej około 10 % 
niklu, opartych na istniejących, zamieszczonych w dostępnej literaturze technicznej 
wykresach CTPc, w wielu przypadkach wykazały, że otrzymane w wyniku przeprowa- 
dzonej obróbki cieplnej struktury, a także własności mechaniczne i przejściowa tempe- 
ratura kruchości są odmienne od oczekiwanych. Potwierdziło to przypuszczenia, że 
w opublikowanych wykresach występują nieścisłości, czy wręcz braki. Zaszła więc 
konieczność opracowania kompletnych wykresów CTPc, niezbędnych dla ustalenia 
poprawnej koncepcji właściwych zabiegów obróbki cieplnej, koniecznych dla otrzyma- 
nia pożądanej struktury, a co za tym idzie również odpowiednich własności mecha- 
nicznych. 
W przeglądzie ważniejszych publikacji opisujących kinetykę przemian przechło- 
dzonego austenitu w stalach kriogenicznych o zbliżonej zawartości niklu zwraca uwa- 
gę brak dokładnych parametrów austenityzowania, takich jak czas wygrzewania oraz 
duże różnice w podawanych temperaturach krytycznych i okresach inkubacyjnych
>>>
276 


J. Lisak 


przemiany bainitycznej. Natomiast charakter przemian zachodzących w tego typu 
stalach jest prawie taki sam u wszystkich autorów. Przeważa pogląd, że stal z 9 % 
niklu nie wykazuje przemian dyfuzyjnych (ferrytycznej i perlitycznej) w całym zakresie 
badanych szybkości chłodzenia, a jedynie bezdyfuzyjną przemianę martenzytyczną 
i przemianę pośrednią bainityczną. Autorzy pracy [11] stwierdzają wprawdzic, że 
poprzez zmianę szybkości chłodzenia można uzyskać dla tej stali strukturę bainitu 
górnego lub dolnego, jednak na żadnym z zamieszczonych w literaturze wykresów 
CTPc nie zaznaczono rozdziału struktur bainitycznych na niezależne podobszary. 
Prawdopodobnie w pracy tej za bainit górny uznano strukturę, którą większość autorów 
zgodnie z poglądami Cahna i Hornbogena [12] uznaje za samo odpuszczony martenzyt 
tworzący się przy wolnym chłodzeniu w wyniku podwyższenia temperatury Ms na 
skutek zubożenia w węgiel austenitu, spowodowanego wcześniejszym wydzieleniem 
węglików na granicach ziarn. Zagadnienie to wymagało WYJaśnienia, gdyż każdej 
z tych struktur odpowiadają inne własności mechaniczne. Wyjaśnienia wymagało rów- 
nież stwierdzenie, że w stali z 9 '% niklu zaobserwowano ziarna rerrytu [14]. Prawdo- 
podobnie autorzy mieli na względzie ferryt bainityczny, a nie otrzymany w wyniku 
przemiany w pełni dyfuzyjnej. 
O ile temperatura AC3 stali z 9 % niklu jest we wszystkich pracach podawana jako 
w przybliżeniu 700 oC, to położenie temperatury Ac] jest określane w przcdzialc 
530-;.-630 oc. Tak duży rozrzut nic może być spowodowany jedynie różnicami składu 
chcmicznego, które w przypadku opisywanych w literaturze stali nie są wielkic. Powo- 
duje go prawdopodobnie powstanie bogatego w węgiel i nikiel, stabilnego termicznie 
austenitu, przed rozpoczęciem właściwej przemiany ferryt - austenit i związane z tym 
efekty dylatacyjne. To kolejne z wielu zagadnień \vymagających jednoznacznej odpo- 
wiedzi. 


2. MATERIAL DO BADAŃ I ZASTOSOWANE METODY BADAWCZE 


Badaniom poddano stal zawierającą około 9 % niklu, oznaczoną symbolem lON9. 
Pochodziła ona z dziesięciotonowego wytopu przemysłowego, otrzymanego w piccu 
elektrycznym według technologii stosowanej dla innych niskowęglowych stali kon- 
strukcyjnych. Wlewki walcowano na blachy o grubości 16 mm. Z arkuszy blach wy- 
cięto próbki o wymiarach 200 x 150 mm. Tak pobrane odcinki próbne poddano wyża- 
rzaniu zupełnemu w temperaturze 800 oC, w ciągu dwóch godzin. Parametry tego 
wyżarzania wyznaczono w oparciu o wcześniejsze badania wstępne nad obróbką ciepl- 
ną tej stali. 
Skład chemiczny materiału użytego do badań podano w tabeli l. 


Tahela I. Skład chemiczny stali 10N9 
C Mn Si P S Ni Al 
% 
0,07 0,057 0,30 0,015 0,015 ]0,00 0,021 


Z tak przygotowanego materiału pobrano dwa rodzaje próbek do badań dylato- 
metrycznych. Do wyznaczenia temperatur krytycznych stali i do realizacji wolnych
>>>
Przemiany przechłodzonego austenitu... 


277 


przebiegów chłodzenia użyto próbek w kształcie walca o długości 30 :t 0,005 mm 
i średnicy 4 :t 0,01 mm, zaś dla szybkich przebiegów chłodzenia próbki miały kształt 
rurki o długości 12 :t 0,005 mm i średnicy 2 :t 0,01 mm z wywierconym osiowo otwo- 
rem o średnicy l mm. 
Jako podstawową metodę badawczą zastosowano metodę dylatometryczną. Zasto- 
sowane urządzenia umożliwiły programowanie chłodzenia próbek z prędkościami od 
350 °C/s do 0,01 oC/s. Otrzymane dylatogramy interpretowano metodą graficzną. 
Do skonstruowania przedmiotowego wykresu CTPc wyznaczono i zinterpretowa- 
no ponad osiemdziesiąt krzywych dylatometrycznych, co pozwoliło wykreślić linie 
początku i końca przemian razowych zachodzących w stali ION9 podczas chłodzenia 
ciągłego i nagrzewania równowagowego z dokładnością nie mniejszą niż:t 10 oc. 
Mikrostrukturę próbek chłodzonych z różnymi prędkościami badano przy pomocy 
mikroskopu optycznego i elektronowego mikroskopu skaningowego oraz transmisyjne- 
go mikroskopu elektronowego. Pozwoliło to na jednoznaczne zidentyfikowanie tworzą- 
cych się struktur jako bainitu lub perlitu w odróżnieniu od często spotykanego w lite- 
raturze technicznej określenia: rerryt plus węgliki. Zastosowanie TEM wykazało, że 
listwy martenzytu charakteryzuje wysoka gęstość dyslokacji. Przeprowadzono badania 
rentgenostrukturalne ilości austenitu szczątkowego wykorzystując w tym celu promie- 
niowanie charakterystyczne Co Ka. W zastosowanej metodzie bezpośredniego porów- 
nania wykorzystywano linie (200) austenitu i (200) martenzytu. Ilość austenitu szcząt- 
kowego określano również metodą magnetyczną, wykorzystując technikę opisaną przez 
Lisaka [9]. Podstawą tej techniki jest to, że dla większości stali konstrukcyjnych (wę- 
glowych oraz nisko- i średniostopowych) wartość jednostkowej siły magnetycznej zale- 
ży od ilości razy rerromagnetycznej (np. martenzyt lub rerryt) będącej w mieszaninie 
z fazą paramagnetyczną (np. austenit szczątkowy). Wyniki badań magnetycznych 
ilości austenitu szczątkowego wykorzystywano do kalibracji metody dyfraktometrycz- 
nej. Ponadto przeprowadzono pomiary mikrotwardości stosując metodę Vickersa przy 
obciążeniach 0,98 N i 0,098 N. Pomiary te stanowiły dodatkowy czynnik identyfika- 
cyjn.\' struktur otrzymanych w badanych stalach po różnych przebiegach chłodzenia. 


3. WYNIKI BADAŃ 


3. I. Kinetyka przemian fazowych 
Wyniki badań kinetyki przemian przechłodzonego austenitu stali ION9 przy 
chłodzeniu ciągłym opracowano w rormie wykresu CTPc (rys. l). Oprócz zwykle sto- 
sowanego na tego typu wykresach opisu krzywych chłodzenia [I] dla poszczególnych 
krzywych na rysunku l podano również wartość współczynnika A. Współczynnik ten 
zastosowano według zaleceń autorów pracy [2], jako wielkość proporcjonalną do szyb- 
kości chłodzenia. Obliczono go stosując wzór: 


A = ( czas chłodzenia próbki od 700 Oc do 500 Oc ) / 100 


(1) 


Współczynnik A wykorzystano jako kryterium korelacji przebiegów chłodzenia na 
wykresie CTPc . Wartość współczynników A dla poszczególnych przebiegów chłodze- 
nia podano z prawej strony krzywej chłodzenia na linii odpowiadającej temperaturze 
500 oc.
>>>
278 


J. Lisak 


Wykres z rysunku l pokazuje. że w stali 10N9 nie zachodzą przemiany fazowe 
o charakterze dyfuzyjnym, a tylko przemiana martenzytyczna i przemiana pośrednia - 
bainityczna. Co istotne, zwraca uwagę bardzo długi okres inkubacyjny przemiany ba- 
initycznej. Chłodzenie próbek z szybkościami odpowiadającymi parametrowi A = 
= 0,009(s x 10- 2 ) do A = 0,67(s x 10- 2 ) prowadzi za każdym razem do zarejestrowania 
na dylatogramach wyłącznie efektu dylatacyjnego od przemiany martenzytycznCj. 
Temperatura Ms wynosi 310 Oc. 


30 


Stoi I SklQd C Mn Si P S Ni A mil I eRt Qusteniryzowanio : TłO oc 
10N9 chemic2n 0, 07 57 3011 15 Yii5 21 Czas ousl2rury2Oo'Ollia : lSn-in. 
O 
- -..;;;;;:: :---. -... r--.... ( 
O 
 """" 1'--., 
" " "- "- i-. 
"- Ac 
" \ \. \.- \' \",,\ ) W \.
 
0- ,- . 
'" \ (\ B\ \. 
M.")10 
 r-.. \. " \ \- \. 
O ),....Y r\ 
R;, -r 'I -- 'rl
 
 ,:); 
" M 
tY: BO ""- "- \ 1/\ \ \ T 
 

94 "Q?2 391 
 391 372 367) 362) 345 310 
03 277 


80 


70 



 
o 



 600 
g 50 
1 40 


200 


100 


10 


10' 


10' 


10' 


10\ 


Czas {s] 


Rys.l. Wykres CTP, stali ION9 


3.2. Wpływ szybkości chlodzel1la na struktur
 


Obserwowany w strukturze jednorodny martenzyt ma charakter martenzytu li- 
stwowego. Zmniejszenie szybkości chłodzenia od odpowiadającej parametrowi A = 
= 0,99 (s x 10- 2 ) do A = 18,91 (s x 10- 2 ) spowodowało pojawienie się na krzywych 
dylatometrycznych niewielkiego erektu dylatacyjnego od przemiany bainitycznej. 
a w strukturze tak chlodzonych próbek zaobserwowano bardzo drobny bainit. którego 
ilość wzrasta wraz z malejłc\ szybkości'ł chlodzenia, Równocześme, w rezultacie zu- 
bożenia austenitu w węgiel na skutek wydzIelania si
 ba mitu, następuje wzrost tempe- 
ratury końca przemiany martenzytycznej i zmniejszenie ilości martenzytu w strukturze 
stali. Przy dalszym zmniejszaniu szybkości chlodzenia, A = l8,91(s x 10- 2 ) do 
A =116.4 (s x 10- 2 ), przed rozpoczęciem przemiany bainitycznej następuje wydzielanie 
się z' austenitu węglików. Dzi
ki dużej dokladności rejestracji krzywych dylatome- 
trycznych udalo się zaobserwować na dylatogramach efekty dylatacyjne wywolane tym 
procesem, co pozwolilo na wyznaczenie obszaru ich wydzielania na przedstawianym 
wykresie CTP c. Węgliki te to cementyt. co stwierdzono metodą rozwiązywania dyfrak- 
cji elektronowej [lO]. Ponadto w strukturze stali w dalszym ciągu rośnie ilość bainitu 
tak. że przy szybkości chłodzenia odpowiadaj'łcej parametrowi A = 116,4 (s x 10- 2 ) 
otrzymana struktura to bainit z węglikami i minimalną Ilością martenzytu. 
Przeprowadzone badania rentgenostrukturalne wykazaly, że marten zyt listwowy 
w stali lON9 nie zawiera austenitu szczątkowego, co potwierdza pogląd Tanaki
>>>
Przemiany przechłodzonego austenitu ... 


279 


i współpracowników [3] i jest zgodne z opisem cech morfologicznych tego typu mar- 
tenzytu przedstawionym przez Garbarza i Gorczycę [4] oraz Dusalosa i Laurenta [18]. 
Stwierdzają oni. że martenzyt listwowy to charakterystyczna struktura powstająca przy 
szybkim chłodzeniu stali niskowęgłowych. Jego cechy morfologiczne to wzajemne 
nakładanie się wewnątrz byłego ziarna austenitu kilku pakietów listw ferrytycznych 
o nieznacznej wzajemnej dezorientacji krystalograficznej. Pojedynczy kryształ 
w kształcie listwy ma szerokość od 0,1-7'0,5 J-lm do 1,0-.;-3,0 J-lm. Listwy układają się 
równolegle względem siebie tworząc pakiety. Parametry mikrostrukturalne martenzytu 
listwowego takie jak rozklad dyslokacji (gęstość i granice) czy histogramy wielkości 
listw i pakietów są trudne do określenia w sposób ilościowy ze względu na duży roz- 
rzut ich wielkości w różnych obszarach badanej mikrostruktury. W większości stopów 
martenzyt listwowy nie zawiera austenitu szczątkowego, ale występują w nim bardzo 
drobne węgliki. Fakty te stwierdzone w trakcie badań opisanych w niniejszym artykuł e 
zostały zaobserwowane również w niklowych stałach kriogenicznych przez innych 
badaczy [14,15,16.17]. 
Łączna interpretacja przeprowadzonych badań dylatometrycznych i metalogra- 
ficznych umożliwiła opracowanie wykresu zależności udziałów objętościowych po- 
szczególnych składników strukturalnych występujących w stali ION9 od szybkości 
chłodzenia (rys 2) 


- 1.Iarrosc 
-' - austenit szczqt\«)wy 
. .t 


15 


- - - balOI ;
Iiki 
- -martenz 
10N9 .
 
O ....... 
..... 
ńń 
- !' 
 
O \ 
" 'ń 
" " 
 
O I 
'ń 
7 \ 
 
.' 
7 
 
f' 'v 
, 
" .r- . 
.-. 



 
g: 


HV 
45 


35 


V' 
5 
a. 
:: 
;;' 
? 
4- 
2 

 
a 
'5 

 
::r 
'? 


25 


5 


001 


0,1 


'(J 


10Z Wsobł:zvmik ). O 
, [s-tJ') 


Rys2 Zależność udzialów objętościowych składników strukturalnych i ich twardości od 
szyhkości chłodzenia stali] ON9 


3. PODSUMOWANIE 


Uzyskany w wyniku badań opisanych w niniejszej pracy wykres CTPc pozwala 
wyjaśnić wątpliwości, rodzące się po analizie dostępnej literatury technicznej, co do 
charakteru przemian fazowych zachodzących w stalach konstrukcyjnych o zawartości
>>>
280 


J. Lisak 


około 9 % niklu. Warto podkreślić, że wykres ten jest zgodny z wynikami prac [5-8]. 
Jako słuszny należy przyjąć pogląd, że w tego typu stali nie zachodzą fazowe przemia- 
ny dyfuzyjne ( ferrytyczna i perlityczna) w calym zakresie badanych szybkości chło- 
dzenia, a jedynie przemiany martenzytyczna i bainityczna. Spowodowane jest to sil- 
nym obniżaniem przez nikiel temperatury przemiany austenit - ferryt oraz bardzo ma- 
łym współczynnikiem dyfuzji tego pierwiastka w austenicie. Oba te oddziaływania 
prowadzą łącznie do tak znacznego zmniejszenia szybkości procesów dyfuzyjnych, że 
zachodząca przemiana fazowa ma charakter bezdyfuzyjny lub pośredni. 
Przeprowadzone badania wykazały, że nie ma podstaw wprowadzony przez En- 
ginneera i Michela [II] podział struktur bainitycznych tworzących się w stali z około 
9% niklu na bainit górny i bainit dolny, gdyż struktury bainityczne utworzone przy 
danej szybkości chłodzenia są jednorodne. Zmiany zachodzące w bainicie wraz ze 
zmniejszaniem szybkości chłodzenia spowodowane są większym stopniem zaawanso- 
wania procesów dyfuzyjnych. ale morfologia bainitu nie ulega zmianie. Charakter 
tworzącego się w stali z około 9 '}lo niklu bainitu odpowiada opisanemu przez BOJar- 
skiego i Bolda oraz Habrakena [13] bainitowi ziarnistemu, którego powstanie wyjasmć 
można następująco: Dla szybkości chlodzenia bliskich krytycznej lub dla przemian 
zachodzących w temperaturach zbliżonych do Ms tworzy się bainit listwowy, przy 
czym listwy ferrytu bainitycznego mają najpierw własności bardzo bliskie własnościom 
listw martenzytycznych. a później zmieniają się bardzo szybko, gdy oddalamy się od 
warunków powstawania listw martenzytu. Dla jeszcze mniejszych szybkości chłodze- 
nia wzrost temperatury przemiany i spowolnienie Jej kinetyki prowadzi do zastąpienia 
coraz grubszej listwy ferrytu bardziej równoosiowym ziarnem, w którym subgranice 
o nieregularnych ksztaltach zastąpiły wyraźnie zaznaczone granice listwo Obok takich 
ziarn ferrytu bainitycznego istnieją wydzielone, izolowane od siebie wyspy austeni- 
tyczno-martenzytyczne, w których według Dusalosa i .Laurenta [18] znajduje się pra- 
wie cały węgiel obecny w stali. 
Okres inkubacyjny przemiany bai ni tycznej w stali z około 9 % niklu określono w 
niniejszej pracy na 120 sekund co, uwzględniając różnice składu chemicznego, jest 
zgodne z wynikami publikowanymi przez innych autorów [5,6,7]. Również dobrą 
zgodność z danymi literaturowymi wykazują wyznaczone temperatury krytyczne oraz 
temperatura początku przemiany martenzytycznej Ms' 
Za szczególnie istotny rezultat przeprowadzonych badań należy uznać określenie 
obszaru wydzielania węglików, zidentyfikowanych jako cementyt, przed rozpoczęciem 
przemiany austenitu w bainit. Stanowi to eksperymentalne potwierdzenie poglądów 
Cahna i Hornbogena [12], że przy wolnym chłodzeniu przed przemianą bainityczną na 
granicach ziarn austenitu zachodzi wydzielanie węglików. Dotychczas była to jedynie 
teoretyczna hipoteza. W rezultacie można stwierdzić, że opracowany w ramach ninieJ- 
szej pracy wykres CTP c jest jedynym pelnym opiscm kinetyki przemian przechłodzo- 
nego austenitu stali kriogenicznej zawierającej okolo 9% niklu. 
Warto zauważyć, że dokładne wyznaczenie obszaru wydzielania węglików przed 
przemianą bainityczną ma duże znaczenie praktyczne, gdyż siatkowe wydzielenia węglików 
na granicach bylych ziarn austenitu niekorzystnie wplywają na ciągliwość stali. Z kolei duże 
szybkości chłodzenia prowadzą do wystąpienia w materiale znacznych naprężeń. Znając 
obszar wydzielania węglików można przewidzieć, że przy szybkości chłodzenia nieznacznie 
mniejszej od odpowiadającej paranletrowi 'A. = 11,4 (s xHr 2 ) unika się obu tych niekorzyst- 
nych oddzialywań.
>>>
Przemiany przechłodzonego austenitu ... 


281 


LITERATURA 


[I] Rose A, Hougardy H.: Atlas zur Warrnebehandlung der Stahle, Verlag Stahleisen M.B.H, 
Dusseldorr, 1972. 
[2] Kulmburg A, Kornthener F. et al.: Prakt. Metallogr., nr 11, s. 375, 1979. 
[3] Tanaka M, et al. EtTect ol' Ms Temperature on Strenght and Toughness in Martensitic Fe- 
Ni-C Alloys. Transactions orthe Iron and Steellnstitute or Japan, nr 14, s.11 O, 1974. 
[4J Gorczyca S, GarbarL B. Struktura Martenzytu w Stopach Żelaza . Hutnik nr 6, s. 276, 1977. 
[5] Delbart G., Rousseau P: Les Aciers pour Emplois aux Basses Temperatures. Traitement 
Thermique, nr 2, s. 49, 1968. 
[6J Firth K et al.. Einf1uss der Zusarnrnensetrung und des Gefuges duf die Zahigkeit von 9%- 
Nickelstahl bei Tieren Temperaturen. Harterei Technisch Mitteilungen, m4, s.213, 1976. 
[7] Kron M et aL Contribution a I'etude du Mode d'action du Nickei ( jusqu'a 9% ) sur !es 
Proprietes Mecaniques des Aciers a Basse Temperature. Les Memories Scientifiques de la 
Revuc Metallurgie, nr 12, s. 90 I, 1961. 
[S] Stout RD. Higher Strcngth Steels tor Welded Structures. Welding Journa1, nr 7, s.273, 1960. 
[9] Lisak J Przemiany Przechłodzonego Austenitu przy Chłodzeniu ciągłym i Otrzymane 
Struktury w Niklowych Stalach Kriogenicmych. Praca doktorska, Politechnika Krakowska, 
Kraków, 1987. 
[] (J I Kalinnikow E.S.. Chładnostojkaja Nizkolegirowannaja Stal, Mietałłurgija, Moskwa, 1976 
[111 Enginneer S., Michel H. Eint1uss des Hartungsgefuges aur die mechanischen Eigenscha- 
tten des kaltzahen Stahles X8Ni9 ( Friductil 5662) Thyssen Edelstahl Technische Berichte, 
nr I, s. 13, 1982. 
[12] Hornhogen B. Physical Metallurgy ofSteels, North Holland, Amsterdam, s. 611, 1970. 
[13] Goodenow RH., Hehemann R.F. Transformation in Iron and Fe - 9Ni AlIoys. Metallurgi- 
cal Transactions AIME, nr 233, s. 1777, 1965. 
[141 Pahuta P, i in. Termiczeskaja Obrabotka stalej sodierżawszczich 9% Ni. Mietałłowiedie- 
nije i TermiczeskaJa Obrabotka Mietałłow, nr 2, s. 36, 1980. 
[15 J Sarno DA, et al.: Transrormations lnvolved in Developing Notch Toughness in a New 5% 
NickeI Steel ror Cryogenic Applications Technical Report No. C 70-39 , 2, American So- 
ciety for Metals, s. 1.1970. 
[16] Nagai H, et al. Law Temperature Ductility and Retained Austenite in Some Ferritic Cryogenic 
NickeI St.cels TransactiollS ofthe Iron and Steellnstitute or Japan, nr 9, s.696, 1982. 
[17] Syn C.K, et al.: Cryogenic Fracturc Toughness or 9Ni steel enhanced through grain refi- 
nemen!. Metallurgicall Transactions AIME, vol. 7a, 12, s. 1827, 1976. 
[ ] S I Dusalos Y, Laurent R.: Microstructures et Caracteristiques Mecaniques d' aciers Bainitiqu- 
es a Basse Teneur en Carbone. Memoires Scientifiques Rev. Metallurg., nr 2 , s. 73, 1979. 


CONTINUOUS TIME TRANSFORMATlON TEMPERATURE DIAGRAM 
FOR CRYOGENIC STEEL lON9 


Summary 
The task ol' this work was to assign continuous TIT diagram or the steel containing about 
0,1% C and 10% Ni and to identify or structure rormation at different cooling rate. As basic 
investigative system were used diiatometric analysis, electron diffraction, scanning microscopy 
and measurement of hardness. This both methods made possible to state microconstituents and 
hardness ol' them Lath martensite in microstructure has appecred which hardness was 398 HV. 
Was to assign tempcrature Ms = 310 Oc So high Ms temperature make us sure it is lath marten- 
site authentically. It has been also proved that during slow cooling berore start or bainitic trans- 
formation come torward the area continuous precipitation or carbides which were identified as 
cementite.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 2]6 - MECHANIKA (43) - 1998 


OCENA WYBRANYCH METOD SZACOWANIA 
WSPÓŁCZYNNIKA DYFUZJI WĘGLA 
W AUSTENICIE 


Zdzisław Ławrynowicz 


Akademia Techniczno-Rolnicza w Bydgoszczy, Wydzial Mechaniczny, 
ul. S. Kaliskiego 7, 85-796 Bydgoszcz 


Współczynnik dyruzji węgla w austenicie zmienia się silnie z zawartością węgla. 
Dane doświadczalne odnoszą się do wysokich temperatur, gdzie raza y jest sta- 
bilna i istnieje konieczność jej ekstrapolacji do niższych temperatur i wyższych 
zawartości węgla poprzez zastosowanie wyrażeń matematycznych. W artykule 
przedstawiono rezultaty ekstrapolacji współczynnika dyruzji węgla w austenicie 
przy wykorzystaniu doświadczalnego wyrażenia opracowanego przez Hillerta 
oraz w oparciu o model termodynamiczny opracowany przez SilIera i McLellana. 
Stwierdzono duŻą zgodność między obiema metodami ekstrapolowania współ- 
czynnika dyruzji, przy jednoczesnym przeszacowaniu wartości współczynnika 
dyruzji węgla w austenicie określanym metodą Hillerta. 


1. WSTĘP 


Obliczenia współczynników dyfuzji węgla w austenicie w niskich temperaturach 
są niepewne, gdyż zależą od dokładności ekstrapolowania danych równowagowych 
i współczynników dyfuzji z wyższych temperatur. 
Ponadto wyraźna zależność współczynnika dyfuzji węgla w austenicie D, od jego 
stężenia, powoduje komplikacje podczas analizy kinetyki różnych przemian w stalach 
kontrolowanych dyfuzją. Istnienie dużych gradientów koncentracji na granicach mię- 
dzyrazowych w czasie tych przemian czyni koniecznym uwzględnianie zmiany D wraz 
z x (gdzie x jest molowym ułamkiem zawartości węgla). Niezbędna zatem jest znajo- 
mość wartości D {x,T} przynajmniej w zakresie xY" x x i 1200 K  T  550 K 
(gdzie T jest temperaturą bezwzględną, x jest średnią zawartością węgla w stali, a x ya. 
jest maksymalną dozwoloną zawartością węgla w austenicie na granicy międzyfazowej 
y/a w czasie przemiany). Doświadczalne określenie D {x,T} nie przekracza jednakże 
zakresu x  0,06 i T  1000 K [l]. Wiadomo jest jednak, że zarówno ferryt Widma- 
nstattena jak i bainit tworzą się w znacznie niższych temperaturach, Stąd podczas anali-
>>>
284 


Z. Ławrynowicz 


zy kinetyki przemiany bainitycznej oraz badań prędkości wzrostu płytki ferrytu baini- 
tycznego granice międzyfazowe a./(a.+y) i y/(y+('1.) i współczynniki dyfuzji muszą być 
ekstrapolowane do odpowiednich temperatur, gdyż doświadczalne wartości stężenia 
węgla na wymienionych granicach oraz wartości współczynników dyfuzji węgla uzy- 
skano dla stopów Fe-C w temperaturach powyżej temperatury eutektoidalnej. 


2. METODY OBLICZANIA I EKSTRAPOLACJI WSPÓŁCZYNNIKA 
DYFUZJI WĘGLA W AUSTENICIE 


W niniejszej pracy podjęto próbę porównania doświadczalnej liniowej ckstrapolacji 
współczynnika dyfuzji węgla w austenicie D {x, T } wykorzystywanej przez Hillerta [2] 
i Agrena [3,4] oraz ekstrapolacji opartej na modelach termodynamicznych [5-8] roztwo- 
rów stałych Fe-C. Hillert [9] używał już pewncj doświadczalnej liniowej ekstrapolacji 
granicy międzyrazowej y/(y+a), która prowadziła jednakże do przeszacowama wartości 
xyo. w stosunku do modeli termodynamicznych. Już wiele wcześniejszych badań pręd- 
kości wzrostu płytki [10,11], opartych było na ekstrapolacji empirycznych wartości D 
{x, T}. Zasadniczą zaletą zmodyfikowanej ekstrapolacji Hillerta wykorzystującej prace 
Agrena [3,4,8] jest jej prostota obliczeń. Ponadto, co jest bardzo istotne, uwzględnia ona 
zmianę współczynnika dyfuzji węgla w austenicie z zawartością węgla, gdyż stężenie 
węgla na granicach międzyfazowych w trakcie przemiany bainitycznej może być bardzo 
wysokie. 
Wyrażenie do obliczania współczynnika dyfuzji D {x, T}, zaproponowane przez 
Hillerta [2] po uprzednim uwzględnieniu poprawek wniesionych do tej ekstrapolacji 
przez Agrena [3,4], ma postać: 


D
 = 4,35.10- 7 [I + y(1- y). 8339,9 /T1 x 
x exp[-(l/T - 2,221.10- 4 ) x (17767 - 26436y)), m 2S-1 


(1) 


gdzie y = Xc /(1- xc), Xc jest ułamkiem molowym węgla. 
Z kolei, wszystkie modele termodynamiczne dają dUjĄ zgodność z dostępnymi wy- 
nikami badań doświadczalnych, lecz ekstrapolacje różnią się istotnie w regiOnie poniżej 
temperatury eutektoidalnej, gdzie niezbędne dane doświadczalne nie istnieją. Jako jedna 
z najlepszych jest ekstrapolacja oparta na metodzie użytej przez SilIera i McLellana 
[12,13], którzy opracowali teoretyczny model dla wyznaczenia D {x, T}. 
Model Sillera i McLellana uwzględnia dwa ważne czynniki: zależność aktywności 
węgla w austenicie od jego stężenia [141 oraz istnienie określonego odpychającego 
oddziaływania między najbliższymi atomami węgla znajdującymi się w lukach oktae- 
drycznych z pierwszej strefy koordynacyjnej [5]. Pierwszy czynnik wplywa na dyfuzję 
węgla, gdyż rzeczywista siła działająca na dyfundujący element zależy od ujemnego 
gradientu potencjału chemicznego. 
Końcowe równanie Sillera i McLellana opisujące D {x,T} może być wyrażone, 
używając ich terminologii, jako: 


D {x, T} = D'Ę{8} 


(2) 


gdzie 8 jest zawartością węgla, a D' jest członem zależnym od temperatury, lecz nie- 
zależnym od stężenia węgla, natomiast Ę {8} zawiera całą zależność D od składu che- 
micznego (szczegóły w [1,12.13]):
>>>
gdzie: 
k 
h 


IlF* 


Y m 


A 


Ocena wybranych metod... 


285 


D' = k: lexp (-!lF* I kT)1 (A 2 13y m) 


(3 ) 


stala Boltzmana, 
stała Plancka, 
energia swobodna aktywacji, która jest niezaleŻlla od składu chemicz- 
nego i temperatury oraz reprezentuje różnicę energii swobodnej mię- 
dzy "zespołem aktywnym" a "substratami reakcji", gdy każdy z nich 
jest w standardowym stanie w temperaturze "reakcji" (IlFfk = 21230 K, 
z pracy [l]), 
współczynnik aktywności zespolu aktywnego; przyjęto stałą jego war- 
tość. Człon 3y m lA 2 pojawia się z teorii prędkości przemiany, pokaza- 
no, że jest dany przez In (3y m lA 2) = 31,84 [l], 
odległość pomiędzy płaszczyznami {002} austenitu. 


Używając quasi chemicznego modelu termodynamicznego dla roztworu węgla 
w austenicie [5] oraz teorii prędkości przemiany SilIer i McLellan pokazali, że zależny 
od koncentracji człon w równaniu (2), tj. 
{e}, jest wyrażony przez: 


gdzie: 
z 
a. 


oraz 



 {e } = a. I + z (I + e) + (I + e) da. (4) 
I_(
+I) e+
(-i-+I}I-a)e2 de 


liczba koordynacyjna luk oktaedrycznych w sieci austenitu, 
aktywność węgla, 


a = l-exp(-IlE/kT) 


gdzie ilE jest energią odpowiadającą oddzialywaniu odpychającemu między sąsiednimi 
atomami węgla, której wartość przyjęto 8250 llmol za pracą [15]. 
Wykorzystując powyższe zależności obliczamy D {x, T} dla arbitralnego {x,T} 
znajdującego się poza zakresem dostępnych danych doświadczalnych. Obliczone we- 
dlug tej metody wartości współczynnika dyfuzji węgla w austenicie przedstawiono na 
rysunku l. 
Otrzymane wyniki charakteryzują się doskonałą zgodnością z istniejącymi danymi 
doświadczalnymi uzyskanymi w zakresie wysokich temperatur. Świadczy to o dużej 
precyzji szacowania współczynnika dyfuzji węgla w austenicie przy wykorzystaniu 
metody termodynamicznej. 
Natomiast rysunek 2 pokazuje porównanie obliczonych wartości współczynników 
dyfuzji węgla w austenicie metodą termodynamiczną (Sillera i McLellana) oraz przy 
wykorzystaniu zależności empirycznej (HilIerta) - zaznaczono je na wykresie liniami 
kreskowanymi.
>>>
286 
1,E-06 
1,E-07 
'iii 1,E-08 
N- 
E 

 1,E-09 
o 
aj 
'u 1,E-10 
.2 
Ol 
1i\ 
::I 
lU 1,E-11 

 
lU 
O 
"" 1,E-12 

 
'N 
::I 
. 1,E-13 
." 
. 
'2 
c: 1,E-14 
. 
N 
U 
:o 
a. 
VI 1,E-15 
:i: 
1,E-16 :J: 
&' 
1,E-17 i 
200 


Z. Ławrynowicz 


------1- 


 
-;
' 
.1:.::,..,,, 


. ,0,1 
. 0,3 
-.0 0,5 
--x -- 0,7 
-): - 0,9 
--.---1,1 
+ 1,3 


600 
Temperatura, oC 
Rys.l Zależność współczynnika dyfuzji węgla w austenicie od temperatury i zawartości węgla. 
Obliczenia wykonano przy wykorzystaniu metody termodynamicznej opracowanej przez 
Sillera i McLellana 
1,E-07 



 1,E-08 
E 

 
o 1,E-09 
aj 
'u 1,E-10 
'2 
Ol 
1;; 
::I 1,E-11 
lU 

 
lU 
O 1.E-12 
t 
'N 1,E-13 

 
. 
." 
. 1,E-14 
-2 
" 
. 
N 1,E-15 
U 
:o 
a. 
VI 1,E-16 
:i: 
1,E-17 
° 


400 


+, --c- 


,-- -- .
+ - -- 


800 


1000 


! 


-!l- 


+ 


I 
! 


n
 


0.4 


0.5 


.---- ---

-=
 -
 --=--':
---:;- 
Temperatura, oC 
200 
200 - Hillert 
400 
400 - Hillert 
--. 600 
600 - Hlllert 

-+ 800 

 + 800 - Hillert 


0,1 


0,2 


0,3 


Rys.2 Porównanie ekstrapolowanych współczynników dyruzji węgla w austenicie określonych 
metodą analitycznej ekstrapolacji oraz metodą termodynamiczną 


lawarłośi: węgla, W %wag.
>>>
Ocena wybranych metod ... 


287 


Obliczone wartości współczynnika według obydwu metod są zbliżone. Widoczna 
jest jednak wyraźna tendencja do przeszacowania wartości współczynnika dyfuzji obli- 
czonego metodą empiryczną. Przeszacowanie staje się tym większe, im wyższe jest 
stężenie węgla w austenicie i niższa temperatura przemiany, co odpowiada na ogól 
warunkom istniejącym w trakcie przemiany bainitycznej. Stąd, mimo prostoty obliczeń 
współczynnika dyfuzji metodą analityczną, do analizy kinetyki przemiany bainitycznej 
bardziej właściwe jest wykorzystywanie współczynnika dyfuzji węgła w austenicie 
wyznaczonego metodą termodynamiczną. 


LITERATURA 


[I J Bhadeshia H.K.D.H.: Metal Science, vo1.l5, s.477, 1981 
[2] Hillert M, HoglUlld L., Agren 1: Acta metalI. mater., vol.41. nr7, s.1951, 1993. 
[3] Agren J.: Acta metali., vol.30, s.841, 1982. 
[4] Agren 1: Scipta metalI., vo1.20, s.1507, 1986. 
[5] McLellan RB., Dunn W.w.: J.Phys.Chem.Solids, vo1.30, s.263L 1969. 
[6] Shit1et G.J., Bradley J.R., Aaronson HI.: Metali. Trans.: vol.9A, s.999, 1978. 
[7] Bhadeshia H.K.D.H.: Metal Science, vo1.l6, s.167, 1982. 
[8 JAgren 1: Metali Trans.. vol.10A, s. I 847, 1979. 
[9] Hillert M.. Metali. Trans, vol.6A, s.5, 1975 
[ID] Trivedi R, Pound G.M. J. Appl. Phys.: vo1.38, s.3569, 1967. 
[II] Simonen EP, Aaronson H.I., Trivedi R.: MetalI. Trans., vol.4, s.1239, 1973. 
[12] Siller R.H, McLellan RB.: Trans. Met. Soc. A1ME, voI.245, s.697, 1969 
[131 Siller RH, McLellan RB.: Metali. Trans.. vol.l, s.985, 1970. 
[14] Smith RP.: J. Am. Chem. Soc.: vo1.68, s 1163, 1946. 
[15] Dunn W, McLellan RB.: Metali. Trans., vol.1, s.1263, 1970 


CRITICISM OF SELECTED METHODS FOR DIFFUSIVITY 
ESTlMA TlON OF CARBON IN AUSTENITE 


Summary 


The ditTusivity ol' carbon in y varies strongly with the carbon content. Kinetic analysis 
ol' ditTusion controlled reactions at low temperatures are uncertain depending upon the conside- 
rahle un certai nt y in the extrapolation of ditTusivities trom higher temperatures. The experimental 
data refer to high temperatures and it is necessary to extrapolate them to lower temperatures and 
higher carbon contenl
. The paper presents results ol' the calculation ol' dif1usivity or carbon in 
y according to two assessments: first is hased upon Hillert's experimenta1 analytical expression 
ror extrapolation wherea..
 second is based upon thermodynamic analysis. The two extrapolations 
ot" the ditlilSlVity of C m y are similar. It is apparent that the analytical equation persistently 
overestimatcs the ditTusivity ol' C in Y , the discrepancy with the thermodynamic analysis mcre- 
asmg as the carhon content increases and the temperature decreases. In general, the agreement 
hetween two methods is not had.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 216 - MECHANIKA (43) - 1998 


PRZEMIANA BAINITYCZNA: OCENA DOBORU 
WSPÓŁCZYNNIKA DYFUZJI WĘGLA W AUSTENICIE 
W OP ARCm O ZMIERZONĄ GRUBOŚĆ WARSTW 
AUSTENITU SZCZĄTKOWEGO 


Zdzisław Ławrynowicz 


Akademia Techniczno-Rolnicza w Bydgoszczy, Wydział Mechaniczny, 
ul. S. Kaliskiego 7,85-796 Bydgoszcz 


Metoda szacowania wspólczynnika dyruzji węgla w austenicie, wykorzystana 
w artykule, oparta jest na hipotezie, że przemiana bainityczna zachodzi mechani- 
zmem ścinania. W artykule porównano grubość warstw austenitu szczątkowego 
w strukturze bainitycznej zmierzoną na cienkich roliach z grubością wyliczoną 
w oparciu o termodynamikę przemiany bainitycznej. Do obliczeń profilu stężenia 
węgla w austenicie przyjęto trzy różne, najczęściej stosowane w obliczeniach 
wartości współczynnika dyruzji węgla w austenicie. Największą zgodność między 
grubością austenitu zmierzoną na cienkich roliach oraz obliczoną analitycznie 
uzyskano, gdy do ohliczeń wykorzystywano średnią ważoną wartość współczyn- 
nika dyruzji węgla w austenicie. 


l. WSTĘP 


Przy obliczeniach szybkości wzrostu nowej fazy kontrolowanego dyfuzją oraz 
prL)' analizie kinetyki przemian fazowych niezbędna jest wiedza o wartości współczyn- 
nika dyfuzji węgla w austenicie D, oraz informacja o ekstrapolacji granic międzyfazo- 
wych do temperatur przemiany fazowej. W takiej analizie istnieje jednakże kilka nie- 
pewności, gdyż D zmienia się nie tylko ze zmianą temperatury, ale również ze zmianą 
składu chemicznego. Współczynnik dyfuzji węgla w austenicie jest przede wszystkim 
bardzo wrażliwy na stężenie węgla [1-3], zatem fakt ten musi być uwzględniony pod- 
czas analizy dużych gradientów koncentracji, które tworzą się w austenicie w trakcie 
przemiany bainitycznej. 
Stąd nic jest pewne, jaka efektywna wartość D powinna być wybrana. Hillert [4,5] 
wybierał najwyższą wartok D oraz stosował liniową ekstrapolację zaproponowaną 
przez Agrena [6,7],jednakże prowadziło to do nie znacznego przeszacowania obliczonej 
wartości D.
>>>
290 


Z. Ławrynowicz 


Przy wzroście bainitu mechanizmem ścinania istnieją dowody sugerujące, że cho- 
ciaż sublistwy ferrytu rosną bezdyfuzyjnym mechanizmem ścinania, to nadmiar węgla 
w rerrycie jest wkrótce po tym usuwany do austenitu szcząfkowego [8]. Austenit zatem 
jest stopniowo wzbogacany w węgiel, dopóki nie zostanie osiągnięty punkt, w którym 
staje się termodynamiczni e niemożliwa jego dalsza przemiana według tego mechani- 
zmu. 
Całkowicie bezdyfuzyjny mechanizm przemiany byłby ograniczony stężeniem wę- 
gla określonym punktami T' o, podczas gdy przy możliwej dyfuzji węgla w czasie prze- 
miany, ograniczony byłby przez stężenie odpowiadające granicy międzyrazowej 
w warunkach pararównowagi, A'3 [8]. Rysunek l [9] przedstawia weryfikację tej hipo- 
tezy, gdyż umożliwia on porównanie zmierL.onego stężenia węgla w austenicie w odnie- 
sieniu do stężenia oczekiwanego gdyby tworzenie się bainitu uległo zatrzymaniu po 
uzyskaniu przez austenit stężenia węgla danego pn:ez granice A'3, A"3, A'J + 400 l/mol, 
To lub T'o. Granice te są rozumiane tak, jak zostały zdefiniowane przez Christiana 
i Edmondsa w pracy [10]. 
0,15 




;ó 

' J 

 
ł 
. 
'.1'1 i1 !:""\" 
u 
« 
2 j;:J 
 
tj 'o ..c 
o.....
 


5 

 u 
 

:g fS 
15 3.j s:, 


g 
.D ::tS ,.... 
o 
 Ił 


.C 
. 



/ 


Unia o współczynniku 
kierunkowym równym 
jedności 


.'- 
, 


0,1 


... 
. 
...-. 
. 



.x 
x,...... . 
. 


;( ;( 


+ Pararównowaga 
(A'3) 
. Pararównowaga z 
50 J/mol (A"3) 
. Pararównowaga z 
400 J/m ol 
;( XTo 


0,05 - 


. 


. 


. XTo z 400 J/mol 


o 


° 0,05 0,1 0,15 
Zmierzone stężenie węgla w au.
tenicte 
(ulamek molowy) 
Rys.1 Porównanie zmierzonego i obliczonego analitycznie stężenia węgla w austenicie szcząt- 
kowym stali 35HGS dla różnych warunków termodynamicznych istniejących w trakCie 
przemiany w momencie zatrzymania przemiany bainityczneJ 


Wymienione stężenia zostały obliczone przy użyciu metod termodynamicznych 
II 1-13]. Ponadto z rysunku l oczywiste jest, że tworzenie się rerrytu bainitycznego 
zatrzymuje się znacznie wcześniej zanim austenit osiąga stężenie węgla odpowiadające 
warunkom pararównowagi. Uzyskane wyniki wyznaczania stężenia węgla w austenicie 
zostały w następnych rozdziałach wykorzystane do zaproponowania metody oceny 
wybranej wartości współczynnika dyfuzji węgla w austenicie. 


2. SCHEMAT ZASTOSOWANEJ METODY DOBORU WSPÓŁCZYNNIKA 
DYFUZJI WĘGLA W AUSTENICIE 


Metoda wykorzystana do testowania współczynnika dyfuzji węgla w austenicie 
oparta jest na wynikach badań wskazujących, że przemiana bainityczna może wystąpić 
tylko w obszarach austenitu, gdzie spełniona jest zależność x r 
 X T o' W której Xv
>>>
Przemiana bainityczna ... 


291 


oznacza stężerue węgla w austenicie, a "-ro jest stężeniem węgla odpowiadającym T'o 
w danej temperaturze (rys. l ) [9]. Gdy utworzy się sublistwa ferrytu bainitycznego na- 
stępuje wydalanie nadmiaru węgla do otaczającego ją nieprzemienionego austenitu. 
Prowadzi to do powstania strumienia dyfuzji węgla wokół utworzonej sublistwy . Kolej- 
na równoległa sublistwa tej samej wiązki, która następnie powstaje, może przybliżyć się 
do istniejącej już sublistwy do punktu, w którym X y 
 xT'o. Ostatecznie pozostaje 
warstwa nieprzemienionego austenitu szczątkowego o grubości Wy rozdzielająca subli- 
stwy l i 2 ferrytu bainitycznego. Jest to przedstawione schematycznie na rysunku 2. 
W 
a. 


x ya - - - - 



 


), 


profil stężenia węgla w chwili gdy sublistwa-1 
zostala odwęglona do zawartości węgla 
odpoWiadającej pararównowadze 


-.................-............................ 
..... --.............----..... 
..... ........ ..................... 
:.f:
!:::l
il
lt\i
TI;j
tł;:;ł

;,:.j 


....h......... h..... 
...... ................. 
.... .' ..... h..... 
:.:.:.:-:-:-:.:.:.;.:-:-:-:-;.:-:.:.;.:-:-:-:: 
.................-. . 
. :.::.:.:-;.:.:-:-:.;.:.:.:.:.;. :.: 


t Sublistwa-1 


i::: SUbliStwa-
 


::::":
:::::::::::::.
;:::::::::::::_}: 

;!L.


ttl
illm
(
:
:)! 
__.. ..._.. n. 


z 


W 
Y )i 


Rys.2. Opis metody zastosowanej do oceny doboru współczyrmika dyfuzji węgla w austenicie 
szczątkowym. Pierwsza tworzy się sublistwa - l, kolęjna powstająca sublistwa - 2 może 
przybliżyć się do niej w punkcie, w którym X 
 X . , gdzie odległość do tego punktu 
Y To 
od sublistwy - l została oznaczona jako wy (jest to grubość warstwy austenitu szczątko- 
wego) 


Profil stężenia węgla w austenicie w momencie, gdy cały nadmiar węgla został 
usunięty do otaczającego austenitu, określony jest przez [14]: 
xy= x + (xY. - x) eńc { z/2 (D t d ) o., }. (I) 


gdzie: 


z 
x 
x"a 
t d 


- współrzędna prostopadła do płaszczyzny habitus, 
- średni ułamek molowy węgla w stopie, 
- pararównowagowe stężenie węgla w austenicie, 
- czas konieczny do odwęglenia sublistwy ferrytu bainitycznego o okre- 
ślonej grubości. 


. Funkcja l - efry może być przedstawiona w postaci eńcy (error function complemen- 
tary)
>>>
292 


Z. Ławrynowicz 


Równanie to zakłada, że dla t  t d , stężenie węgla w austenicie na granicy między- 
fazowej ma wartość xyo.. 
Do oceny współczynnika dyfuzji węgla wykorzystane zostaną obliczone profile 
stężenia węgla w austenicie dla trzech różnych najczęściej wykorzystywanych wartości 
współczynnika D w równaniu (1). Następnie obliczone analitycznie grubości warstw 
austenitu szczątkowego zostaną porównane ze zmierzoną doświadczalnie na cIenkiej 
folii grubością austenitu. Porównanie to umożliwi ocenę i wybór współczynnika dyfuzji 
węgla w austenicie, gdyż jedynie doświadczalna weryfikacja przyjętej wartości współ- 
czynnika D jest kryterium rozstrzygającym o sluszności przyjętej wartości D 


3. MATERIAL I METODYKA BADAŃ 


Do oceny doboru współczynnika dyfuzji D wybrano stal 35HGS, której nominalny 
skład chemiczny podano w tabeli 1. Obróbkę izotermiczną (350 i 480 OC) wykonano 
poprzez zanurzanie austenityzowanych (1150 OC) próbek w kąpieli cynowej pokrytej 
warstwą sproszkowanego węgla drzewnego. Stosowano ponadto powierzchniowe war- 
stwy ochronne zabezpieczające próbki przed odwęgleniem. Po zakończeniu obróbkI 
izotermicznej próbki dochładzano w wodzie. Próbki metalograficzne trawiono w 2 % 
nitalu_ Austenityzowanie próbek plO x 35 nm1 w temperaturze 1150 oC prowadzono 
w piecu elektrycznym komorowym, zabezpieczając próbkI przed odwęglaniem I utle- 
mamem. 


Tabela l. Skład chemiczny stali 35HGS 


Materiał Jednostka C Si Cr Mn Ni 
% masy 0,36 1,25 LZS 0,95 0,30 
35HGS 
% atomowy 1,63 2,42 I,31 0,94 0,28 


Badania dylatometryczne wykonano w dylatometrze Adamel Lhomargy LK-02 
umożliwiającym realizację szybkich przebiegów nagrzewania i chłodzenia. W celu 
uzyskania dużej prędkości chlodzenia (300 Ks-!) stosowano próbki o wymiarach p Ux 
13 mm. Do określenia wartości współczynników rozszerzalności cieplnej wykorzystano 
dylatometr UBD Leitz-Wetzlar. Metodykę konwersji danych dylatometrycznych opisa- 
no w pracach [9,15-22]. 
Badania elektronomikroskopowe wykonano techniką cienkich folii na mikroskopie 
transmisyjnym Tesla BS-540 przy napięciu przyśpieszającym 120 kV. Cienkie folie 
poddawano pocienianiu elektrolitycznemu w temperaturze pokojowej w elektrolicie 
złożonym z 25 % gliceryny, 5 % kwasu nadchlorowego i 70 % alkoholu etylowego. 
stosując napięcie 55-7-60 V. 


4. WYNIKI BADAŃ I ICH ANALIZA 


4.1. Pomiary stereologiczne 
W prezentowanej pracy istotne znaczenie ma precyzja pomiaru grubości warstw auste- 
nitu szczątkowego i sublistew ferrytu bainitycznego. Grubość warstw austenitu mierzono 
bezpośrednio na fotografiach z cienkich folii przy powiększeniach zmieniających się od ok. 
15000 do 30000. Po przemianie izotermicznej w temperaturze 350 i 480 oC wykonano 
w przybliżeniu 100 pomiarów. Ponieważ pomiarów dokonywano na losowo zorientowa- 
nych przekrojach (foliach), konieczne są pewne korekty stereologiczne. Przy wykorL)'staniu
>>>
Przemiana bainityczna .. 


293 


metody przypadkowych siecznych średni liniowy odcinek w' uzyskany poprzez rzutowanie 
losowej linii pomiaru na losowym dwuwymiarowym przekroju jest określony przez [23]: 
w o = w'/2 (rys.3). 


Rys.3 Pozorna (w) i rzeczywista (w o ) grubość warstw austenitu szczątkowego (sublistew terrytu 
hainitycznego) 
Oznacza to, że przy statystycznie znaczącej liczbie pomiarów rzeczywista grubość 
warstwy austenitu W o jest równa połowie średniej wielkości odcinków w' odciętych na 
siecznej przez warstwy austenitu. Jednakże, znacznie wygodniej jest zmierzyć średni 
odcinek wo, który uzyskiwany jest przez zorientowanie linii pomiaru w kierunku pro- 
stopadłym do wydłużonego boku warstwy austenitu lub sublistwy bainitu (gdy kąt 
a = n/2 na rysunku 3). 
Przy zorientowaniu linii pomiaru w kierunku prostopadłym do wydłużonego boku 
warstwy austenitu przy określaniu jej rzeczywistej grubości korzystano wtedy z zależ- 
noścI [24 J. 


w' = (n/2)w o 


(2) 


gdzie 
w' - średnia długość odcinków odciętych na siecznej przez warstwy austenitu, 
W o - rzeczywista grubość warstwy austenitu. 
Taką samą procedurę wykorzystywano również do pomiaru grubości sublistew 
rerrytu bainitycznego. Wyrażenie (2) pokazuje, że średni odcinek zmierzony przy wy- 
korzystaniu tej zależności jest bliższy prawdziwej grubości aniżeli byłby, gdyby linia 
pomiaru była całkowicie przypadkowo zorientowana. Dlatego wszystkie pomiary doty- 
czć\ce grubości austenitu szczątkowego i sublistew rerrytu zostały skorygowane przy 
uwzględnieniu czynnika n/2. 
Dla sublistew renytu bainitycznego o grubości 0,2 
m zmierzone grubości warstw 
austcnitu szczątkowego wynosiły 0,028 :t 0,003 
m oraz 0,094 :t 0,005 
m po prze- 
mianic izotcrmiczncj odpowiednio w temperaturze, 350 i 480 oc. 
4.2. Ocena doboru współczynnika dyfuzji węgla w austenicie 
Ekstrapolowane do temperatury przemiany izotermicznej 350 i 480 oC stężenia 
węgla na granicach międzyrazowych zamieszczono w tabeli 2. Obliczeń i ekstrapolacji 
dokonano zgodnie z pracami [I 1-13]. Obliczone wartości współczynników dyfuzji D 
Lamieszczono w tabeli 3. Do oceny wybrano trzy najczęściej wykorzystywane wartości 
współczynnika dyfuzji węgla w austenicie: 
a) średnią ważoną wartość współczynnika dyfuzji 5, która według Trivedi i Pound 
[25] najłepiej reprezentuje efektywną wartość współczynnika dyfuzji węgla w au- 
stenicie w trakcie przemiany bai ni tycznej gdy istnieją duże gradienty stężenia wę- 
gla. Średni ważony współczynnik dyfuzji 5 można wtedy obliczyć z [25]:
>>>
294 


Z. Ławrynowicz 


D=t' DY{x,T} dx (3) 
x ya (x-x yx) 
gdzie funkcja D y {x, T} zaadaptowana w bieżących badaniach oparta jest na teorii 
Sillera i McLellana [26,27], następnie rozwiniętej przez Bhadeshię [13], 
b) wartość maksymalną Dmax obliczoną zgodnie z teorią Sillera i McLellana [26,27] 
dla stężenia węgla w austenicie na granicy międzyfazowej równego xya. (jest to 
wartość często wykorzystywana przez Hillerta), 
c) średnią wartość D wyznaczoną dla nominalnej zawartości węgla w stali x = 
= 0,36 %C. 


. Dla XTo 
..


 . 
t
 i .

_____ 
...........,..............;t...... .........................:. ............................................................ 


Gl 
3 
c: 
Gl 
Uj 
:J 
1\1 

 
1\1 
r 
Gl 
'c: 
Gl 
'Q!. 
Uj 
Gl 
C 

 
O 
N 

 


D (dla x = 0,36%C) 


D (średnia ważona) 


Orno. (dla x = x y ,,-) 


Dla x T'o 


0,04 


0,08 


0,1 


7 


6 


5 


4 


" 


3 


2 


° 


° 


0,02 


Odległość od granicy międzyfazowej ferryt/austenit, 
lm 


0,06 


RysA. Zmiana stężenia węgla w austenicie w funkcji odległości od granicy międzyfazowej rer- 
ryt/austenit i wartości współczyrmika dyruzji węgla w austenicie po przemianie izotermicz- 
nej w 350 oC (obliczona dla sublistew rerrytu bainitycznego o grubości 0,2 
).Względne 
stężenie węgla w austenicie (y' ) oznaczono jako y' = x ra I x (po przemianie w 350 oC 
Xl'o = 0,0302 mol wobec czego xr'o I x = 1,85). Prostokątem zaznaczono na wykresie 
przedział ufuości zmierzonej na cienkiej rolii średniej grubości warstwy austenitu szczątko- 
wego: w r = 0,028 :t 0,003
>>>
Przemiana bainityczna ... 


295 


Tahela 2. Stężenie węgla na wybranych granicach międzyrazowych 


Temperatura przemiany X max -= xya. x"y X 10. 3 XTo Xr'o 
izotermicznej, oC mol mol mol mol 
350 0,1226 0,5426 0,0441 0,0302 
480 0,0715 0,6920 0,0274 0,0176 


Q) 
u 
E 
E 
UJ 
:::J 
ro 

 
ro 
o-. 
Q)-o 

 
ID 
E 
ID 

 
UJ 
Q) 
c: 
-o 
Q)-o 
o-. 

 


5 I 
'.' 


D (dla x = O,36%C) 


4 


li. / 
':.1\ / 
\
 
.
 / / " (,,,do;, 
'O"') 
\ Y\ \ /. Dmo, (dla x = xY") 
\ .'::\---- 
.. \\L' " dl, XTo 
.
 1'.",'---:'.",,'__ 
.. H "\ "--___ "'---. 
. " ,. ". ... 

...
..
.
-. 


3 


2 


dla X ro 


1 - 


o 


-rrł 


I ' 


,I 


h, 


° 0,02 0,04 0,06 0,08 0,1 0,12 
Odleglość od granicymiędzyfazowej ferryt'ausłenil pm 
Rys.5. Zmiana stężenia węgla w austenicie w runkcji odległości od granicy międzytazowej rer 

austenit i wartości współczynnika dytuzji węgla w austenicie po przemianie izoter- 
micznej w 480 oC (obliczona dla sublistew rerrytu bainitycznego o grubości 0,2 
un). Pro- 
stokątem zaznaczono na wykresie przedział.ufności zmierzonej na cienkiej rolii średniej 
grubości warstwy austenitu szczątkowego: Wy = 0,094 :t 0,005 f.illl 


Profile stężenia węgla w austenicie dla trzech różnych wartości D (podanych w tab.3) w 
chwili zakończenia odwęglania sublistwy ferrytu bainitycznego o grubości 0,2 /-lm po prze- 
mianie izotem1icznej w temperaturze 350 przedstawione są na rysunku 4, natomiast po 
przemianie izotemlicznej w 480 oC na rysunku 5.
>>>
296 


Z. Ławrynowicz 


Tabela 3. Wartości liczbowe współczynników dyruzji węgla w austenicie obliczone dla róż- 
nego stężenia węgla 


Temperatura przemiany D, cm"ls D, cm 2 /s Dmax., cm"/s 
izotermicznej, oC (dlaX = 0,36 %C) (średnia ważona) (dla x = xY") 
350 0,1797 x 10. 12 0,1806 x 10-11 0,5279 X 10-11 
480 0,2106 x 10.10 0,5475 x 10. 10 0,1036x 10- 9 


Na rysunkach tych zaznaczono również odleglości, na których stężenie węgla w au- 
stenicie osiąga wartości odpowiadające punktom Xr'o oraz Xro. Na rysunkach 4 i 5 dla 
profili stężenia węgla wyznaczonych w oparciu o średnią ważoną wartość D widoczna 
jest duża zgodność pomiędzy zmier.!:Oną na cienkiej folii oraz obliczoną analitycznie 
grubością warstwy austenitu szczątkowego. Przedstawione wyniki dowodzą, iż do ana- 
lizy termodynamicznej przemiany bainitycznej właściwe jest wykorzystywanie średniej 
ważonej wartości współczynnika dyfuzji węgla w austemcie. 


LITERA TURA 


[1] Wells c., Batz w., Mehl RF.: Trans. metali. Soc. AI.M.E., vol 188, s.553, 1950. 
[2] Smith RP.: Acta metali., vol.1 s.578, 1953. 
[3 J Mujahid SA, Bhadeshia H.K.D.H. Acta metali. mater., vo140. s.389, 1992 
[4] Hillert M., Hoglund L., Agren 1.: Acta metalI mater., vol.4 L nr7, s 195 L 1993 
[5] Hillert M.: MetalI and Mater. Trans., vo125A, s1957, 1994. 
[6] Agren 1.: Acta metalI, vo1.30, s.841, 1982. 
[7] Agren J: Scipta metalI., vo120, s.1507, 1986 
[8] Bhadeshia H.K.D.H.: Mater. S'ci. And Technol, vol.1, s.497, 1985. 
[9] Ławrynowicz Z., BarbackI A: Archiwum Nauki o Matenałach, vol 17, s.127, 1996. 
[10] Christian JW., Edmonds D.V.: lnt. Conf. on Phase Transronnations in Ferrous AlIoys, 
Marder AR. and Goldstein JI., eds., ASM, MetaIs Park, OH, pp.293-326, 1984. 
[II] Aaronson H.I., Domian HA, Pound G.M.: Trans.MetaIISoc. AIME, vo1236, s.768-781, 
1966. 
[12] Shit1et GJ., Bradley JR, Aaronson H.I.: MetalI Trans.A, vol9A, s.999-1 008, 1978. 
[13] Bhadeshia H.K.D.H.: Metal Science, vol.15, s.477-479, 1981 
[14] Bhadeshia H.K.D.H.: Proc. lnt. Conf. Phase Transronnations'87 "Bainite in steels" (Editor 
G.W. Lorimer) s.309-314, lnst. OrMetals, London 1988. 
[15 J Ławrynowicz Z.: Inżynieria Powierzchni, IMP, nr2, s.40-50,Warszawa 1996 
[16] Ławrynowicz Z.: Zeszyty Naukowe ATR, Mechanika nr 38, s.27-38, 1995. 
[17] Ławrynowicz Z.o Barbacki A: Proc. orthe Science conrerence Advanced Manuracturing 
Technology, AMTECH'95, s.I-9, 19-21 ApriL Rousse 1995. 
[18] Lawrynowicz Z.: Proc. 5th World Seminar on l-kat Treatment and surrace Engmeenng, 
ISSST, 26-28 September, Iran, Israhan 1995. 
[19] Ławrynowicz Z., Barbacki A: Archiwum Nauki o Materiałach, t.I6, nr4, s.275-293, Ka- 
towice 1995. 
[20] Ławrynowicz Z.: Proc. in Papers Volume orthe XIV-th International Scientific conreren- 
ce, Advanced Materials & Technologies, 17-21 May, Gliwice-Zakopane I 995. 
[21] Ławrynowicz Z.: Inżynieria Materiałowa, Katowice, nr I, vo184, s.3-9,1995. 
[22] Ławrynowicz Z.: Zeszyty Naukowe ATR, Mechanika nr 40, s.89-103, 1996. 
[23] Sałtykow S.A: Stereometriczeskaja metallogratija, Metallurgizdat, Moskwa 1970. 
[24] Chang L., Bhadeshia H.K.D.H.: Mater. Sci. And Technol: vol.11, s.874-881. 1995. 
[25] Trivedi R, Pound G.M.: J Applied Physics, voI.38, s.3569-3576, 1967. 
[26] Siller RH., McLellan RB.:TransMetall. Soc. AIME, vo1.245, s.697-700, 1969 
[27] Siller RH., McLellan RB.: MetalI Trans., vol 1,8.985-988, 1970.
>>>
Przemiana bainityczna '" 


297 


BAINITIC TRANSFORMATION: ESTIMATION OF CARBON 
DIFFUSIVITY IN AUSTENITE ON THE BASIS OF MEASURED 
AUSTENITE FILMS THICKNESS 


Summary 


The method used to calculate the thickness ol' the austenite films is based on the hypothesis that 
transfonnation to bainite is controlled by the T o condition. The thickness of fme austenite films was 
measured on thin roils and additionally it was estimated thennodynamically in bainitic microstructu- 
res. The carbon conccntration profiles in austenite were evaluated as a fimction ol' particular diffu- 
sivity ol' carbon in the austenite. Measurements orthe thickness ol' aw.1enite fllms were coupled with 
a thermodynamic model of bainitic transtonnatioń tor estimation or proper value ol' carbon dirfu- 
sivity. The best results were tound when weighted average diffusivity D was substituted into theore- 
tical caJculations.
>>>
ISSN 0208-6395
>>>