Show publication content!

Transkrypt

INSTYTUT ODLEWNICTWA
PRACE INSTYTUTU ODLEWNICTWA
Tom X L I X
Nu me r 4
S P I S T REŚCI
1. RAFAŁ NOWAK, NATALIA SOBCZAK, TIZIANA LANATA, ENRICA RICCI,
BARTŁOMIEJ KORPAŁA: Wpływ nanopowłoki tlenkowej na pomiar napięcia
powierzchniowego czystej cyny...........................................................................
5
2. GRZEGORZ MOSKAL, ALEKSANDRA ROZMYSŁOWSKA, ANDRZEJ
GAZDA, MARTA HOMA: Wybrane termofizyczne właściwości proszków cyrkonianowych na bazie pierwiastków ziem rzadkich typu Re2Zr2O7 (RE- Gd, La, Sm,
Nd) przeznaczonych do natryskiwania cieplnego powłokowych warstw barierowych....................................................................................................................
15
3. WOJCIECH WIERZCHOWSKI, TADEUSZ GROCHAL: Metoda przetwarzania
żeliwa w stanie półstałym.....................................................................................
27
4. JAROSŁAW PIEKŁO, STANISŁAW PYSZ: Modele naprężeniowe
do oceny wpływu wad odlewniczych na wytrzymałość mechaniczną
odlewu.................................................................................................................
39
Wydawca:
INSTYTUT ODLEWNICTWA
KOLEGIUM REDAKCYJNE:
Jerzy Józef SOBCZAK (Redaktor Naczelny), Andrzej BALIŃSKI (Z-ca Redaktora Naczelnego),
Andrzej BIAŁOBRZESKI, Zbigniew GÓRNY, Stanisława KLUSKA-NAWARECKA,
Natalia SOBCZAK, Józef Szczepan SUCHY, Joanna MADEJ (Sekretarz Redakcji),
Krystyna RABCZAK (Sekretarz wersji internetowej)
KOMITET NAUKOWY:
Rajiv ASTHANA (USA), Józef DAŃKO, Ludmil DRENCHEV (Bułgaria),
Natalya FROUMIN (Izrael), Edward GUZIK, Marek HETMAŃCZYK, Mariusz HOLTZER,
Werner HUFENBACH (Niemcy), Jolanta JANCZAK-RUSCH (Szwajcaria),
Olga LOGINOVA (Ukraina), Enrique LOUIS (Hiszpania), Luis Filipe MALHEIROS (Portugalia),
Tadeusz MIKULCZYŃSKI, Sergei MILEIKO (Rosja), Kiyoshi NOGI (Japonia),
Władysław ORŁOWICZ, Alberto PASSERONE (Włochy), Stanisław PIETROWSKI,
Wojciech PRZETAKIEWICZ, Pradeep Kumar ROHATGI (USA), Sudipta SEAL (USA),
Jan SZAJNAR, Michał SZWEYCER, Roman WRONA, Paweł ZIĘBA
Projekt okładki: ENTER GRAF, Kraków
Skład komputerowy: Patrycja Rumińska
Korekta wydawnicza: Marta Konieczna
ADRES REDAKCJI:
„Prace Instytutu Odlewnictwa”
30-418 Kraków, ul. Zakopiańska 73
tel. (012) 261-83-81, fax (012) 266-08-70
http://www.iod.krakow.pl
e-mail: [email protected]
© Copyright by Instytut Odlewnictwa
Żadna część czasopisma nie może być powielana
czy rozpowszechniana bez pisemnej zgody posiadacza praw autorskich
Printed in Poland
ISSN 1899-2439
FOUNDRY RESEARCH INSTIT U T E
TRANSACTIONS OF FOUNDRY
RESEARCH INSTITUTE
Vol um e X L I X
Nu mb e r 4
C O N T ENT S
1. RAFAŁ NOWAK, NATALIA SOBCZAK, TIZIANA LANATA, ENRICA
RICCI, BARTŁOMIEJ KORPAŁA: Effect of oxide nanocoating on surface
tension measurements of pure tin.......................................................................
5
2. GRZEGORZ MOSKAL, ALEKSANDRA ROZMYSŁOWSKA, ANDRZEJ
GAZDA, MARTA HOMA: Selected thermo-physical properties of zirconia
powders based on rare earth elements such as Re2Zr2O7 (Re - Gd, La, Sm, Nd)
for thermal spray coating of barrier layers...........................................................
15
3. WOJCIECH WIERZCHOWSKI, TADEUSZ GROCHAL: Semi-solid processing
method for cast iron ............................................................................................
27
4. JAROSŁAW PIEKŁO, STANISŁAW PYSZ: Stress models and their application
in explanation of casting defect influence on the cast part mechanical
behaviour.............................................................................................................
39
Editor:
FOUNDRY RESEARCH INSTITUTE
EDITORIAL BOARD:
Jerzy Józef SOBCZAK (Editor-in-Chief), Andrzej BALIŃSKI (Assistant Editor),
Andrzej BIAŁOBRZESKI, Zbigniew GÓRNY, Stanisława KLUSKA-NAWARECKA,
Natalia SOBCZAK, Józef Szczepan SUCHY, Joanna MADEJ (Secretary),
Krystyna RABCZAK (Secretary on-line version)
SCIENTIFIC COMMITTEE:
Rajiv ASTHANA (USA), Józef DAŃKO, Ludmil DRENCHEV (Bulgaria),
Natalya FROUMIN (Israel), Edward GUZIK, Marek HETMAŃCZYK, Mariusz HOLTZER,
Werner HUFENBACH (Germany), Jolanta JANCZAK-RUSCH (Switzerland),
Olga LOGINOVA (Ukraine), Enrique LOUIS (Spain), Luis Filipe MALHEIROS (Portugal),
Tadeusz MIKULCZYŃSKI, Sergei MILEIKO (Russia), Kiyoshi NOGI (Japan),
Władysław ORŁOWICZ, Alberto PASSERONE (Italy), Stanisław PIETROWSKI,
Wojciech PRZETAKIEWICZ, Pradeep Kumar ROHATGI (USA), Sudipta SEAL (USA),
Jan SZAJNAR, Michał SZWEYCER, Roman WRONA, Paweł ZIĘBA
Graphic Design: ENTER GRAF, Kraków
Computer Typesetting: Patrycja Rumińska
Proofreading: Marta Konieczna
EDITORIAL OFFICE:
”Transactions of Foundry Research Institute”
30-418 Cracow, 73 Zakopianska Street
tel. +48 (12) 261-83-81, fax +48 (12) 266-08-70
http://www.iod.krakow.pl
e-mail: [email protected]
© Copyright by Instytut Odlewnictwa
No part of this publication may be reproduced or distributed without the written permission
of the copyright holder
Printed in Poland
ISSN 1899-2439
Tom XLIX
Rok 2009
Zeszyt 4
WPŁYW NANOPOWŁOKI TLENKOWEJ NA POMIAR NAPIĘCIA
POWIERZCHNIOWEGO CZYSTEJ CYNY
EFFECT OF OXIDE NANOCOATING ON SURFACE
TENSION MEASUREMENTS OF PURE TIN
Rafał Nowak1, Natalia Sobczak1, Tiziana Lanata2, Enrica Ricci2, Bartłomiej Korpała1
Instytut Odlewnictwa, Centrum Badań Wysokotemperaturowych,
ul. Zakopiańska 73, 30-418 Kraków, Polska
2
Istituto per l'Energetica e le Interfasi, Via E. De Marini 6, Genua, Włochy
1
Streszczenie
Badania napięcia powierzchniowego ciekłej cyny w warunkach wysokiej próżni wykonano metodą dużej kropli;
wykorzystano uniwersalny zestaw aparaturowy do badań właściwości ciekłych metali i stopów w wysokiej temperaturze. Zastosowano dwie procedury przygotowania powierzchni metalu, tj. 1) próbkę cyny przed umieszczeniem w komorze próżniowej oczyszczono mechanicznie i w płuczce ultradźwiękowej, 2) powierzchnię tej
samej próbki po pierwszym teście dodatkowo czyszczono jonowo, wykorzystując unikalną budowę zestawu
aparaturowe go umożliwiającą transfer próbki z komory preparatyki, wyposażonej w działo jonowe, do komory
badawczej (wysokotemperaturowej) bez konieczności rozszczelniania aparatury próżniowej. W komorze preparatyki, w warunkach wysokiej próżni, próbkę poddawano czyszczeniu działem jonowym w celu usunięcia
z jej powierzchni nanopowłoki tlenkowej. Następnie, nie otwierając kompleksu aparaturowego (brak kontaktu
oczyszczonej próbki z powietrzem), za pomocą specjalnego manipulatora przenoszono próbkę najpierw do
komory transferu (UHV), a następnie do komory badawczej (HV). Próbkę cyny umieszczono w tyglu szafirowym, nagrzewano do 700°C z szybkością ~12°C/min i wykonano pomiary napięcia powierzchniowego. Kolejne
pomiary wykonywano podczas chłodzenia do 300°C w trybie schodkowym co 50°C. Do obliczeń napięcia powierzchniowego wykorzystano oprogramowanie ASTRA-2 opracowane w CNR-IENI (Genua, Włochy). Pracę
wykonano w ramach umowy o współpracy pomiędzy Instytutem Odlewnictwa oraz CNR-IENI, a uzyskane wyniki
stanowią część badań pracy doktorskiej Tiziany Lanata, która odbyła staż naukowy w Instytucie Odlewnictwa.
Słowa kluczowe: napięcie powierzchniowe, badanie właściwości ciekłych metali, cyna, metoda dużej kropli,
trawienie jonowe
Abstract
Surface tension of liquid tin under high vacuum was measured by the technique of large drop, using a versatile
set of apparatus for high temperature testing of the properties of liquid metals and alloys. Two procedures of the
metal drop surface preparation were applied, i.e. 1) the sample of tin before being placed in a vacuum chamber
was cleaned mechanically and in an ultrasonic washer, 2) after the first test round, the surface of the same
sample was additionally cleaned by ionic surface treatment, using for this purpose the apparatus of a unique
design, which enabled the sample to be transferred directly and without the need to release the vacuum from
the preparation chamber provided with an ionic gun to the high-temperature chamber. In preparation chamber,
under the conditions of high vacuum, the sample was treated with ionic gun to remove from its surface the oxide nanocoating. Next, without opening the apparatus (no contact of the treated sample with air), by means of
a special manipulator, the sample was moved to a transfer chamber (UHV), first, and to a measurement chamber (HV), next. The sample of tin was placed in a sapphire crucible and heated to 700°C at a rate of ~12°C/min
and, as a next step, the measurements of the surface tension were taken. The next series of the measurements
was taken during the stepwise (every 50°C) cooling of the sample to 300°C. The surface tension was calculated
using an ASTRA-2 program developed by CNR-IENI (Genoa, Italy). The calculations were done as a part of
an agreement of cooperation between the Foundry Research Institute in Cracow and CNR-IENI in Italy. The results of the calculations were included in the doctor’s thesis submitted by Ms Tiziana Lanata who was awarded
a research scholarship at the Institute.
Key words: surface tension, studies of liquid metal properties, tin, large drop method, ion etching
5
5
Rafał Nowak, Natalia Sobczak, Tiziana Lanata, Enrica Ricci, Bartłomiej Korpała
Prace IO
4/2009
Wstęp
Rozwój technik komputerowych, pozwalających na znaczne zmniejszenie pracochłonności, skrócenie czasu obróbki danych oraz redukcję nakładów na badania, spowodowały duże zainteresowanie zastosowaniem symulacji komputerowych w procesach
odlewniczych. Równocześnie wraz ze wzrostem mocy obliczeniowej same symulacje stały
się bardzo zaawansowane, a ich zgodność z praktyką odlewniczą w dużej mierze zależy
od wiarygodności stosowanych danych o właściwościach materiałów, zwłaszcza poprawnie zmierzonych właściwości termofizycznych. Jedną z nich jest napięcie powierzchniowe ciekłych metali i stopów. Dlatego celowym stało się określenie wpływu różnych czynników na dokładność pomiaru tych właściwości. W przypadku badań termofizycznych
właściwości metali i stopów w stanie ciekłym jednym z takich czynników jest obecność
powłoki tlenkowej. Jak pokazują liczne badania eksperymentalne, pomimo bardzo małej
grubości (kilka nanometrów), powłoka ta może mieć istotny wpływ na wiele właściwości
i zjawisk zachodzących w wysokiej temperaturze [1]. Co więcej, powłoka tlenkowa może
być obecna na powierzchni badanych materiałów nie tylko w stanie wyjściowym, ale
również może ona powstawać bezpośrednio podczas badań wysokotemperaturowych
w wysokiej próżni na skutek efektu wtórnego utleniania. Dlatego wyjaśnienie zarówno
przyczyn i warunków powstawania powłoki tlenkowej, jak i ustalenie jej wpływu na poszczególne właściwości materiałów w połączeniu z opracowaniem sposobów usuwania
warstw tlenkowych oraz sposobów zapobiegania ich powstawaniu bezpośrednio podczas badań wysokotemperaturowych ma istotne znaczenie dla praktyki.
Materiały i metodyka badań
W badaniach zastosowano cynę o czystości 99,99% oraz tygiel szafirowy dostarczone przez partnera włoskiego. Przed umieszczeniem w komorze próżniowej powierzchnię
wyciętej próbki cyny poddano procedurze przygotowania powierzchni stosowanej dotychczas w innych badaniach wysokotemperaturowych czystych metali i stopów, tj. najpierw
powierzchnię oczyszczano mechanicznie poprzez szlifowanie wszystkich jej krawędzi,
następnie płukano w acetonie w płuczce ultradźwiękowej (5 min), a na końcu - ważono
próbkę na wadze WAX 110 z dokładnością 0,0001 g. Masa próbki przed umieszczeniem
w komorze próżniowej wynosiła 2,25233 g. Tygiel szafirowy został wykonany przez firmę
włoską z monokryształu Al2O3 o kierunku wzrostu (0001). Przed badaniami tygiel szafirowy również został oczyszczony w płuczce ultradźwiękowej w acetonie. Średnica tygla wynosiła D = 1,098958 cm, a „ukryta” objętość metalu zaznaczona na rysunku 1 jako obszar
zakreskowany 0,1360619 cm3. Pomiar objętości ukrytej wykonano poprzez napełnienie
tygielka rtęcią w temperaturze pokojowej oraz usunięcie nadmiaru rtęci poprzez położenie płaskiej płytki, natomiast pozostałą objętość rtęci określano na podstawie pomiaru
masy na wadze analitycznej; korzystając z masy rtęci i gęstości odczytuje się objętość
(rys. 2).
6
Prace IO
4/2009
Wpływ nanopowłoki tlenkowej na pomiar napięcia powierzchniowego czystej cyny...
a)
b)
Rys. 1. Schemat tygla z zaznaczoną objętością ukrytą (a) oraz obraz ciekłego metalu i tygla
zarejestrowany podczas badań (b)
Fig. 1. Schematic representation of crucible: note marking of hidden crucible content volume (a)
and image of liquid metal and crucible as recorded during testing (b)
a)
b)
c)
d)
Rys. 2. Schemat pomiaru objętości ukrytej
Fig. 2. Schematic representation of the measurement of hidden crucible content volume
Badania napięcia powierzchniowego w funkcji temperatury wykonano w warunkach
wysokiej próżni, w zakresie 300–700°C, stosując uniwersalny zestaw aparaturowy do
kompleksowych badań właściwości ciekłych metali i stopów w wysokiej temperaturze
(rys. 2, 3) [2]. Badania przeprowadzono według procedury „dużej kropli”, wyróżniającej
się wysoką precyzją i powtarzalnością pomiarów. Według danych literaturowych, jest to
jedyna znana metoda, która zapewnia uzyskanie wyników pomiarów napięcia powierzchniowego z dokładnością ±1% [3]. Procedura ta polega na rejestracji obrazów stopionego
materiału w tyglu o pojemności około 0,5 cm3, a następnie wykonuje się pomiary parametrów kropli z jej konturu. W celu uzyskania wysokiej dokładności pomiarów stosuje
się odpowiedni kształt tygla, zapewniający uzyskanie idealnie symetrycznych kropli oraz
łatwo identyfikowalną linię bazową.
Do obliczeń właściwości ciekłego metalu (napięcia powierzchniowego, kąta zwilżania) wykorzystano oprogramowanie ASTRA-2 [4, 5], którego działanie opiera się o rozwiązanie numeryczne równania Younga-Laplace’a. Program ASTRA-2 został opracowany
w Istituto per l'Energetica e le Interfasi (Genua, Włochy), a Instytut Odlewnictwa, zgodnie
z podpisaną umową ma uprawnienia do użytkowania programu w ramach prowadzonej
współpracy polsko-włoskiej [6].
7
Prace IO
4/2009
Rys. 3. Uniwersalny zestaw aparaturowy do kompleksowych badań właściwości ciekłych metali
i stopów w wysokiej temperaturze opracowany w Instytucie Odlewnictwa [2]
Fig. 3. A set of versatile apparatus designed by Foundry Research Institute in Cracow, used for
complex high temperature testing of the properties of liquid metals and alloys [2]
Pierwszy test wykonano stosując tradycyjną procedurę przygotowania metalu. Oczyszczoną mechanicznie i w płuczce ultradźwiękowej próbkę cyny umieszczono
w tyglu szafirowym i wprowadzono najpierw do komory załadowczej. Po osiągnięciu
odpowiedniej próżni (rzędu 10-7 mbar), tygiel wraz z cyną przetransportowano do komory
badawczej wysokotemperaturowej. Przed wprowadzaniem próbki próżnia w tej komorze
wynosiła 10-8 mbar, natomiast po wprowadzeniu spadła do 1,53 × 10-7 mbar. Parę materiałów nagrzewano do temperatury 700°C w czasie 1 godziny i wytrzymano około 10 minut w celu ustabilizowania się temperatury, stosując ciągły monitoring gazów resztkowych
w komorze za pomocą spektrometru kwadrupolowego SRS RGA200. Po ustabilizowaniu
się temperatury, rozpoczęto rejestrację obrazu kropli za pomocą kamery MC1310. Rejestrację prowadzono z szybkością 1 klatki na minutę przez 10 minut. Następnie schładzano układ o 50°C w ciągu 5 minut i ponownie wytrzymywano w celu stabilizacji temperatury od 5 minut (dla wysokich temperatur 650, 600, 550°C) do 10 minut (dla niskich
temperatur poniżej 500°C), za każdym razem powtarzając te same parametry rejestracji
obrazu kropli metalu.
Po schłodzeniu do temperatury pokojowej, tygiel szafirowy wraz z zakrzepłą cyną
przetransportowano do komory załadowczej. Po zamknięciu zaworu odcinającego,
komorę załadowczą zapowietrzono w celu wyciągnięcia zbadanej próbki cyny z tygla
i obserwacji jej powierzchni (rys. 4). Następnie tę samą próbkę cyny wykorzystano do drugiego testu, podczas którego umieszczono ją na boku w tyglu szafirowym (rys. 5) i ponownie wprowadzono do komory załadowczej. Po odpompowaniu komory do próżni pozwalającej na dalszy transfer pomiędzy komorami UHV
w zestawie aparaturowym (osiągając poziom 10-7 mbar) parę materiałów przetransportowano do komory preparatyki, w której zamontowane jest działo jonowe. W komorze preparatyki poziom próżni utrzymywał się na poziomie 10-8 mbar.
8
Prace IO
4/2009
Rys. 4. Fotografia kropli cyny w tyglu szafirowym po pierwszym badaniu napięcia
powierzchniowego
Fig. 4. A photo of tin drop in sapphire crucible after the first round of surface tension
measurements
Rys. 5. Schemat ułożenia zakrzepłej kropli cyny w tyglu szafirowym przygotowanej do czyszczenia
jonowego oraz do badań napięcia powierzchniowego w drugim teście
Fig. 5. Schematic representation of solid tin drop in sapphire crucible ready for ionic treatment
and for the measurement of surface tension during the second test round
Następnie, po odcięciu zaworem komory preparatyki od komory transferu wprowadzono Ar o czystości 99,999% (produkcji Air Liquid) do takiego poziomu, aby w komorze
preparatyki wytworzyć próżnię 3 × 10-5 mbar, następnie włączono układ elektroniczny
działa jonowego i ustawiono następujące parametry pracy: napięcie U = 3 kV i prąd
żarzenia I = 1500 mA. Przy takich parametrach czyszczono próbkę przez 3 minuty, po
czym najpierw wyłączono układ elektroniczny działa jonowego, a następnie zamknięto
dopływ gazu.
Ze względu na stałe ustawienie działa jonowego pod kątem 45° w stosunku do
powierzchni stolika nośnego, czyszczona była tylko jedna połowa próbki Sn. W celu
efektywnego usunięcia powłoki tlenkowej z powierzchni próbki metalowej wyczyszczono
również jej drugą połowę, wystającą nad powierzchnią tygla. W tym celu po osiągnięciu
w komorze preparatyki próżni 2 × 10-7 mbar, otwarto zawór pomiędzy komorą preparatyki
oraz komorą transferu i przeniesiono próbkę tymczasowo do komory badawczej. Następ-
9
Prace IO
4/2009
nie dzięki obrotowemu stolikowi, obrócono próbkę o 180° wokół osi pionowej i ponownie
przetransportowano ją do komory preparatyki, gdzie powtórzono procedurę czyszczenia
jonowego dla drugiej strony próbki, stosując takie same parametry dopływu gazu i pracy
działa jonowego jak to miało miejsce podczas czyszczenia pierwszej połowy próbki.
W kolejnym etapie próbkę przetransportowano do komory badawczej, wykonano
badania napięcia powierzchniowego według takiej samej procedury jak to opisano wyżej
dla pierwszej próby. Podczas transferu oraz obrotu próbki próżnia w komorze transferu
utrzymywała się na poziomie 10-9 mbar, natomiast w komorze badawczej 10-8 mbar.
Badanie zmian napięcia powierzchniowego w funkcji temperatury dla oczyszczonej
jonowo próbki cyny realizowano z zachowaniem takiego samego reżimu temperaturowego i czasowego jak to miało miejsce w badaniach próbki cyny oczyszczonej tylko mechanicznie. Zmianie uległa tylko szybkość rejestracji obrazu z 1 kl/min (cyna nie czyszczona
jonowo) do 1 kl/s, w celu uzyskania większej ilości punktów pomiarowych. Po badaniach
parę materiałów przetransportowano do komory załadowczej i zapowietrzono komorę.
Następnie próbki wyjęto z komory i sfotografowano.
Wyniki badań
W wyniku przeprowadzonych badań określono napięcie powierzchniowe cyny
przygotowanej według dwóch sposobów, tj. oczyszczanej według tradycyjnej procedury (mechanicznie i ultradźwiękowo w acetonie) oraz z zastosowaniem zaawansowanej
procedury oczyszczania jonowego. W tabeli 1 zestawiono zakresy próżni zmierzone
w komorze badawczej w trakcie prowadzonych prób. Na rysunku 6 zestawiono uzyskane
wyniki pomiarów napięcia powierzchniowego w funkcji temperatury. Z obliczeń wynika,
że na skutek usunięcia z powierzchni cyny powłoki tlenkowej (której grubość stanowi
około2 nm) poprzez trawienie jonowe napięcie powierzchniowe wzrosło od 6% do 9%
(w zależności od temperatury badań). Podobne zachowanie cyny opisuje w swojej publikacji profesor Enrica Ricci i jej współpracownicy [7], którzy zaobserwowali spadek napięcia powierzchniowego cyny z około 533 mN/m do 500 mN/m w wyniku wprowadzenia do
komory badawczej atmosfery utleniającej.
W przypadku badania cyny oczyszczonej jonowo zaobserwowano również duży
rozrzut wyników obliczeń napięcia powierzchniowego, którego wyjaśnienie wymaga
przeprowadzenie dodatkowych badań.
W porównaniu do napięcia powierzchniowego kąt zwilżania jest mniej czułą charakterystyką na obecność nanopowłoki tlenkowej na próbce cyny, jak pokazano na
rysunku 7.
10
Prace IO
4/2009
Tabela 1. Zestawienie zakresów próżni, jaka występowała podczas badań napięcia powierzchniowego cyny czyszczonej mechanicznie i w płuczce ultradźwiękowej oraz cyny czyszczonej poprzez
trawienie jonowe w komorze badawczej wysokotemperaturowej
Table 1. Range of the vacuum values applied during measurement of the surface tension of tin drop
treated mechanically and in ultrasonic washer vs. the tin drop ion-etched in high temperature test
chamber
Temperatura,
°C
700
47,5–45,3
37,0–34,6
29,3–27,3
23,8–22,3
19,3–18,5
16,6–15,9
20,4–16,7
11,3–8,25
5,88–4,53
3,09–2,58
1,93–1,74
1,47–1,39
350
14,4–11,4
1,23–1,20
300
13,0–12,8
1,10–1,09
σ, mN/m
650
600
550
500
450
400
Próżnia, mbar ×10-7
Czyszczenie mechaniczne
Czyszczenie jonowe
62,9–62,5
16,1–30,4
Temperatura, °C
Rys. 6. Wpływ nanopowłoki tlenkowej na napięcie powierzchniowe cyny:
– próbka cyny czyszczona mechanicznie i w płuczce ultradźwiękowej w acetonie,
– próbka cyny dodatkowo czyszczona za pomocą trawienia jonowego
Fig. 6. Effect of oxide nanocoating on the surface tension of tin:
– tin sample cleaned mechanically and with acetone in ultrasonic washer,
– tin sample additionally ion-etched
11
Prace IO
4/2009
Kąt zwilżania θ, °
Temperatura, °C
Rys. 7. Wpływ nanopowłoki tlenkowej na kąt zwilżania w układzie ciekła cyna - tygiel szafirowy:
– próbka cyny czyszczona mechanicznie i w płuczce ultradźwiękowej w acetonie,
– próbka cyny dodatkowo czyszczona za pomocą trawienia jonowego
Fig. 7. Effect of oxide nanocoating on the values of contact angle in a liquid tin – sapphire crucible
system:
– tin sample cleaned mechanically and with acetone in ultrasonic washer,
– tin sample additionally ion-etched
Podsumowanie
Opracowano procedurę trawienia jonowego powierzchni badanego metalu z wykorzystaniem posiadanego w Centrum Badań Wysokotemperaturowych uniwersalnego
zestawu aparaturowego do kompleksowych badań ciekłych metali i stopów w wysokiej temperaturze (rys. 3), a jej skuteczność sprawdzono w badaniach zmiany napięcia
powierzchniowego w funkcji temperatury dla czystej cyny. Badania porównawcze z wykorzystaniem dwóch procedur przygotowania powierzchni cyny potwierdziły efektywność
stosowania trawienia jonowego do oczyszczania próbki metalowej z pierwotnej powłoki
tlenkowej. Stwierdzono, że w badanym zakresie temperaturowym 300–700°C, usuwanie
pierwotnej powłoki tlenkowej z cyny w stanie stałym powoduje w stanie ciekłym o około
6–8% wzrost jej napięcia powierzchniowego.
Podziękowania
Praca została zrealizowana w ramach działalności statutowej Instytutu Odlewnictwa
zlecenie 7035/00.
12
Prace IO
4/2009
Literatura
1. Sobczak N. et al.: Current Opinion in Solid State and Materials Science, 9 (2005),
pp. 241–253
2. Sobczak N., Nowak R., Radziwill W., Budzioch J. , Glenz A.: A495 (2008), pp. 43–49
3. Eustathopoulos N., Sobczak N., Passerone A., Nogi K., Mater J.: Sci., 40 [9/10] (2005),
pp. 2271–2280.
4. Liggieri L., Passerone A. High. Temp. Techn., 7, (1989), 80
5. ASTRA Reference Book, IENI, Report, Oct. 2007
6. MEMORANDUM OF UNDERSTANDING between CNR-Istituto per I’Energetica e le Interfasi
– U.T. di Genova, Italy and Center for High Temperature Studies at Foundry Research Institute, Krakow, Poland, signed on Oct. 18, 2007 in Genova, Italy
7. Ricci E., Arato E., Passerone A., Costa P., Adv. Coll. Int. Sci., 117 (2005), pp. 15–32
Recenzent: prof. dr hab. inż. Zbigniew Górny
13
14
Tom XLIX
Rok 2009
Zeszyt 4
WYBRANE TERMOFIZYCZNE WŁAŚCIWOŚCI PROSZKÓW
CYRKONIANOWYCH NA BAZIE PIERWIASTKÓW ZIEM RZADKICH
TYPU RE2Zr2O7 (RE- Gd, La, Sm, Nd) PRZEZNACZONYCH
DO NATRYSKIWANIA CIEPLNEGO POWŁOKOWYCH WARSTW
BARIEROWYCH
SELECTED THERMO-PHYSICAL PROPERTIES OF ZIRCONIA
POWDERS BASED ON RARE EARTH ELEMENTS SUCH AS
RE2Zr2O7 (RE - Gd, La, Sm, Nd) FOR THERMAL SPRAY COATING OF
BARRIER LAYERS
Grzegorz Moskal1, Aleksandra Rozmysłowska1, Andrzej Gazda2, Marta Homa2
1
Politechnika Śląska, Katedra Nauki o Materiałach, ul. Krasińskiego 8, 40-019 Katowice
2
Instytut Odlewnictwa, Centrum Badań Wysokotemperaturowych, ul. Zakopiańska 73,
30-418 Kraków
Streszczenie
W artykule przedstawiono wyniki badań wybranych termofizycznych właściwości proszków ceramicznych typu RE2Zr2O7 (RE – Gd, La, Nd, Sm) przeznaczonych do natryskiwania plazmowego powłokowych barier cieplnych. W celach porównawczych przedstawiono również wyniki dla standardowego proszku typu ZrO2-8% wag. Y2O3 (Y8SZ). W celu wyznaczenia tych parametrów wykonano
badania przewodności temperaturowej a (metodą laser-flash) oraz ciepła właściwego cp, stosując
różnicową kalorymetrię skaningową DSC. Zakres temperatury pomiarów wynosił 25–1500°C. Badaniom poddano próbki spiekane w 1000°C. Przeprowadzone badania wykazały, że przewodność
temperaturowa proszków typu RE2Zr2O7 jest w temperaturze 1000°C niższa niż proszku Y8SZ.
W zakresie temperatury 25–750°C wyższą przewodność temperaturową niż proszek Y8SZ wykazywał proszek typu La2Zr2O7. Najwyższą wartość ciepła właściwego wykazuje proszek cyrkonianowy Y8SZ, natomiast najniższą proszek na bazie cyrkonianu samaru.
Słowa kluczowe: powłokowe bariery cieplne, natryskiwanie plazmowe, ciepło właściwe, przewodnictwo temperaturowe
Abstract
Paper presents results of investigations of selected thermophysical properties of ceramics powders
RE2Zr2O7 (RE – Gd, La, Nd, Sm) type, used for thermal spray coatings. In comparison also standard powder of ZrO2-8%wg. Y2O3 (Y8SZ) was tested. Using laser-flash method thermal conductivity
was designated and specific heat cp by differential scanning calorimetry (DSC) was determined.
Measuring temperature varried from 25–1500ºC. The samples tested were sintered at 1000ºC. As
a results of tests we obtain that thermal conductivity of RE2Zr2O7 powders at 1000ºC is lower than
Y8SZ. At temperature 25–750ºC higher thermal conductivity was observed for La2Zr2O7 than for
Y8SZ. The highest specific heat has zirconate powder Y8SZ, and the lowest- powder based on
samarium zirconate.
Key words: thermal spray coatings, plasma spraying, specific heat, thermal diffusivity
15
15
Grzegorz Moskal, Aleksandra Rozmysłowska, Andrzej Gazda, Marta Homa
Prace IO
4/2009
Wprowadzenie
Nowoczesne konstrukcje silników jak również intensywny rozwój technologii prowadzą do rozwoju wielu nowych rodzajów powłok oraz do udoskonalania powłok już
wcześniej stosowanych. Powłokowe bariery cieplne, tzw. TBC (thermal barrier coatings)
oraz wysokotemperaturowe powłoki uszczelniające stosowane są w części gorącej silnika obejmującej obszar komory spalania i turbinę, przy czym zastosowanie natryskiwania
cieplnego do otrzymywanie ceramicznych powłok barierowych na elementach silników
lotniczych i turbin gazowych jest powszechnie stosowane [1].
Użycie powłok barierowych spowodowało obniżenie temperatury stosowanych
stopów żarowytrzymałych o około 170°C w stosunku do temperatury panującej na powierzchni powłoki ceramicznej. Ponadto powłoki TBC obniżyły ilość niezbędnego powietrza chłodzącego, przy utrzymaniu stałej temperatury gazów spalinowych oraz znacznie
zwiększyły czas eksploatacji elementów i ich odporność na termiczne deformacje.
Powłoki barierowe TBC zbudowane są z zewnętrznej strefy ceramicznej, najczęściej YSZ (ZrO2Y2O3) i międzywarstwy typu MCrAlY (M = Ni, Co, Fe). Mała wartość przewodnictwa cieplnego charakterystyczna dla materiałów ceramicznych powoduje obniżenie temperatury w strefie połączenia z materiałem międzywarstwy, który odpowiada za
zwiększenie odporności na „hot corrosion” (zwiększenie odporności na wysokotemperaturową korozję w tym między innymi utlenianie, nasiarczanie lub nawęglanie) [2].
Jako główny materiał warstwy ceramicznej stosowany jest obecnie tlenek cyrkonu
stabilizowany tlenkiem itru (YSZ). Wykazuje on wiele pożądanych właściwości [3–7], takich jak:
• wysoka temperatura topnienia około 2700ºC;
• jeden z najniższych, wśród tworzyw ceramicznych, współczynnik przewodnictwa
cieplnego rzędu 2,3 Wm-1K-1;
• relatywnie wysoki współczynnik rozszerzalności cieplnej 11 × 10-6 ºC-1, co zmniejsza
naprężenia wynikające z różnicy w współczynnikach rozszerzalności cieplnej pomiędzy metalicznym podłożem, a ceramicznym pokryciem;
• mała gęstość – 6,4 g/cm3, co pozwala na obniżenie masy turbiny;
• niski moduł sprężystości (E = 50 GPa), co pozwala na redukowanie naprężeń cieplnych;
• wysoka twardość rzędu 14 GPa, co czyni YSZ materiałem odpornym na erozję
i uderzenia.
Mimo, iż warstwy barierowe TBC bazujące na ceramice typu YSZ i są stosowane już od 30-u lat, nadal ich trwałość jest zasadniczym problemem, ograniczającym ich
szersze stosowanie. Ze względu na bardzo ograniczone możliwości zwiększania temperatury pracy turbin gazowych, co wynika ze zbliżenia się parametrów pracy turbiny do
temperatury topnienia nadstopów, konieczny jest rozwój, z jednej strony, nowego typu
materiałów żarowytrzymałych na bazie metali wysokotopliwych, a z drugiej - materiałów
przeznaczonych na bariery cieplne nowego typu stosowane zarówno dla żarowytrzymałych stopów na bazie niklu, jak i metali wysokotopliwych [3]. Zależność przedstawiającą
wpływ stosowanych materiałów na temperaturę pracy turbin gazowych oraz wynikające
z charakterystyk materiałowych ograniczenia przedstawiono na rysunku 1.
16
Prace IO
4/2009
Wybrane termofizyczne właściwości proszków cyrkonianowych...
Temperatura, °C
1300
1200
1100
1000
900
800
1950
1960
1970
1980
1990
2000
2010
Rok
Rys.1. Rozwój materiałów żarowytrzymałych i pokryć ochronnych [8]
Fig.1. Development in creep-resistant materials and protective coatings [8]
Zasadniczy problem polega na wytworzeniu materiału ceramicznego, przeznaczonego na zewnętrzną warstwę powłokowych barier cieplnych, charakteryzującego się
zmniejszoną, w porównaniu do YSZ, przewodnością cieplną, zwłaszcza w wysokiej temperaturze, co pozwoli na [7]:
• zmniejszenie temperatury powierzchni podłoża metalicznego, co zwiększy trwałość
turbiny;
• zwiększenie temperatury pracy, co zwiększy sprawność turbiny.
W warunkach eksploatacji nowy typ materiału ceramicznego powinien także wykazywać stabilność chemiczną w kontakcie z tlenkami, zwłaszcza z Al2O3.
Intensywne prace badawcze koncentrują się w tym obszarze zwłaszcza na tlenkach
typu RE2Zr2O7 (RE – pierwiastki z grupy ziem rzadkich), które charakteryzują się następującym zestawem sześciu pożądanych właściwości [9]:
• przewodność cieplna mniejsza niż 2,0 Wm-1K-1;
• liniowy współczynnik rozszerzalności cieplnej większy od 10 × 10-6°C-1;
• maksymalna temperatura pracy wyższa niż 1600°C;
• moduł Younga poniżej 250 GPa;
• twardość większa niż 6 GPa;
• gęstość poniżej 7g/cm-3.
Niezależne badania [9–24] doprowadziły do wspólnej konkluzji, że najbardziej obiecującą grupą materiałów do zastosowań na warstwę ceramiczną TBC są cyrkoniany ziem
rzadkich o ogólnym wzorze RE2Zr2O7, krystalizujące w uporządkowanej strukturze pirochlorów. Przeprowadzone badania wykazały, że związek La2Zr2O7 (porowatość 3%)
wykazuje przewodnictwo cieplne na poziomie 1,6 Wm-1K-1 przy wartości 2,5 Wm-1K-1 dla
YSZ o porowatości 8,8%. Zaproponowano również zastosowanie związków typu M2D2O7
gdzie M - Gd, La, Y, a D - Hf, Ti, Zr. Pojawiła się także koncepcja zastosowania tego samego typu związku ale gdzie składowa M to pierwiastki z grupy lantanowców od La do
Yb. Badania nad związkiem Gd2Zr2O7 wykazały, że w temperaturze 700°C posiada on
przewodność cieplną na poziomie 1,3 Wm-1K-1 przy braku porowatości, tymczasem ten
sam związek w postaci bariery EBPVD TBC wykazał przewodność cieplną na poziomie
około 1 Wm-1K-1.
17
Prace IO
4/2009
W literaturze obecne są dane na temat przewodzenia ciepła związków na bazie
pirochlorów. Brak jest jednak informacji na temat systematycznych badań w tym zakresie. Nie mniej, dostępne informacje wskazują, że ta grupa materiałów ma przewodność
cieplną na poziomie 1,5-1,6 Wm-1K-1 przy porowatości rzędu 9–13%. Dane literaturowe
dotyczące parametrów termodynamicznych cyrkonianów ziem rzadkich, m.in. entalpii
tworzenia i ciepła właściwego cyrkonianów gadolinu, lantanu, samaru i neodymu dotyczą
w głównej mierze stosunkowo niskiej temperatury [25–40].
Cel badań
Celem badań było określenie wybranych termofizycznych właściwości proszków
ceramicznych przeznaczonych do natryskiwania plazmowego powłokowych warstw
barierowych TBC. Zakres badań obejmował pomiar przewodności temperaturowej
a i ciepła właściwego cp w zakresie temperatury od 25°C do 1000°C.
Materiały do badań
Materiałem do badań były pastylki cyrkonianów ziem rzadkich wykonane z proszków sposobem prasowania pod obciążeniem 10 Mg. Dla porównania, wykonano badania
wykorzystując przemysłowy proszek tlenku cyrkonu stabilizowany 8% tlenkiem itru typu
Y8SZ. Skład chemiczny oraz gęstość piknometryczną proszków zestawiono w tabelach
1 i 2. Szczegółowe badania składu chemicznego, składu fazowego oraz mikrostruktury
proszków opisano wcześniej w pracach [41, 42]. W przypadku proszku komercyjnego
Y8SZ dominowała faza tetragonalna z niewielkim udziałem fazy jednoskośnej. Natomiast
w przypadku proszków nowego typu podstawowym składnikiem fazowym była faza typu
RE2Zr2O7 o strukturze typu pirochloru. Stwierdzono również obecność składników fazowych pochodzących z procesu aglomeracji i spiekania, tj. odpowiednie tlenki RE i tlenek
cyrkonu.
Badania prowadzono na pastylkach uprzednio poddanych wstępnym badaniom
przewodności temperaturowej w zakresie temperatury od 25°C do 1500°C, których wyniki zaprezentowano w pracy [43, 44].
18
Prace IO
4/2009
Tabela 1. Skład chemiczny proszków na bazie tlenku cyrkonu i cyrkonianów
Table 1. Chemical composition of zirconia- and zirconate-based powders
ZrO2 . 8Y2O3
Gd2Zr2O7
La2Zr2O7
Nd2Zr2O7
Sm2Zr2O7
80,63
6,10
0,17
<0,10
<0,01
<0,067
0,004
0,018
28,5
59,7
0,068
0,088
<0,10
<0,01
<0,005
0,002
0,006
30,6
59,1
<0,01
0,092
<0,10
<0,01
0,011
0,001
0,002
28,9
58,9
<0,01
0,370
<0,10
<0,01
0,005
0,001
0,005
29,8
60,0
<0,01
0,065
<0,10
<0,01
0,012
0,001
0,003
O2
12,9
8,8
10,1
9,0
9,4
N2
101 ppm
311 ppm
434 ppm
291 ppm
350 ppm
%
wag.
Zr
Gd
La
Nd
Sm
Y
Al
Si
Cu
Ti
S
C
Tabela 2. Gęstość piknometryczna proszków na bazie tlenku cyrkonu i cyrkonianów
Table 2. Pycnometric density of zirconia- and zirconate-based powders
Gęstość, g/cm
3
ZrO2 . 8Y2O3
Gd2Zr2O7
La2Zr2O7
Nd2Zr2O7
Sm2Zr2O7
5,89
7,08
5,78
6,38
6,52
Metodyka badań
Jak wspomniano zakres badań obejmował badania ciepła właściwego cp metodą
DSC i przewodności temperaturowej a metodą laser-flash.
DSC jest metodą analizy termicznej, w której zastosowano technikę pomiaru zmian
różnicy strumienia cieplnego przepływającego do próbki badanej i próbki odniesienia,
wymuszonych przez zmiany programu temperatury. Badania wykonano za pomocą wysokotemperaturowego różnicowego kalorymetru skaningowego DSC 404 C/3/G Pegasus
wykorzystującego technikę kompensacji mocy typu „heat flow” (przepływu ciepła), gdzie
strumień ciepła nie jest mierzony bezpośrednio lecz jest wyznaczony za pomocą kalibracji
i oprogramowania komputerowego, przy odpowiednio dobranej geometrii pomiarowej.
Urządzenie pozwala na: pomiary ciepła właściwego cp z dokładnością ±2,5%
w zakresie 50–1400°C (±4,0% w zakresie 1400–1500°C) oraz na pomiary ciepła (entalpii) ΔH w zakresie od temperatury otoczenia do 1500°C, z dokładnością ±4%.
Analizę DSC badanych materiałów wykonano w atmosferze ochronnej argonu w zakresie temperatury od 20 do 1450°C przy szybkości nagrzewania wynoszącej
5°C/min. Analizie kalorymetrycznej poddano fragmenty pastylek wycięte z próbek poddanych wcześniej badaniom przewodności temperaturowej o gęstościach zestawionych
w tabeli 2.
19
Prace IO
4/2009
Do wykonania pomiarów przewodności temperaturowej wykorzystano zakupione
przez Instytut Odlewnictwa, dzięki dotacji aparaturowej na działalność statutową (Decyzja Nr 425/E-141/S/2007-2), urządzenie typu laser-flash LFA 427/4/G firmy Netzsch, służące do badań przewodności temperaturowej a metali i stopów w stanie stałym i ciekłym,
materiałów ceramicznych oraz materiałów proszkowych. Zastosowana technika impulsowa pozwala na pomiar w zakresie 0,001–10 m2/s, w przedziale temperatury 20–1500°C.
Metody korekcji strat cieplnych pozwalają obecnie na badanie takich materiałów, jak: materiały w stanie ciekłym, kompozyty, materiały półprzeźroczyste, proszki, cienkie warstwy
i materiały wielowarstwowe. Pomiar przewodności temperaturowej jest możliwy z dokładnością 3%, a wyznaczenie przewodności cieplnej z udokumentowaną dokładnością 5%
w całym zakresie pomiarowym. Zasadę pomiaru i budowę urządzenia szczegółowo opisano w pracy A. Gazda i M. Homa [45] oraz G. Moskal i A. Rozmysłowska [43, 44, 46].
Wyznaczenie współczynników przewodności temperaturowej próbek wykonano
w zakresie od 20°C do 1500°C w atmosferze argonu (50 ml/min). Bezpośrednio przed
włożeniem do komory pieca, próbki odtłuszczono oraz napylono grafitem w celu wyeliminowania zjawiska rozpraszania ciepła przez radiację. Obliczenia współczynnika przewodności temperaturowej wykonano według modelu matematycznego Cape-Lehmana.
Wyniki badań oraz ich dyskusja
Na podstawie przeprowadzonych badań wyznaczono następujące wartości:
1) ciepło właściwe materiałów w funkcji temperatury (rys. 2),
2) przewodność temperaturowa (rys. 3).
Badania kalorymetryczne wykazały, że w całym zakresie analizy, proszek na bazie
tlenku cyrkonu typu Y8SZ wykazywał najwyższą wartość ciepła właściwego w zakresie
25–1000°C. Wartość tej wielkości wykazywała tendencję rosnąca w całym zakresie temperatury od około 0,445 J/gK do niemal 0,605 J/gK. Spośród proszków cyrkonianowych
najniższą wartość tego parametru obserwowano w przypadku proszku na bazie samaru
(odpowiednio 0,345 i 0,462 J/gK). W pozostałych przypadkach ciepło właściwe proszków
było zbliżone, zwłaszcza w zakresie temperatury rzędu 200–500°C i wynosiło dla temperatury 25°C i 1000°C dla proszku neodymowego odpowiednio około 0,492 i 0,565 J/gK,
dla proszku lantanowego odpowiednio około 0,382 i 0,545 J/gK natomiast dla gadolinowego około 0,362 i 0,565 J/gK.
Ciepło właściwe podobnie zresztą jak entropia jest wielkością, którą opisują dwie
składowe. Pierwsza z nich to składowa sieciowa związana z drganiami jonów w węzłach
sieci, natomiast druga to składowa związana z efektem Schottkiego (szczególnie istotna
w bardzo niskiej temperaturze). Ponadto generalnie przyjmuje się, że składowa sieciowa ciepła właściwego w przypadku izostrukturalnych związków lantanidów jest do siebie
bardzo zbliżona i spada wraz z ze zwiększeniem liczby atomowej pierwiastka, tj. od La
do Gd [47].
Uzyskane wyniki wskazują zgodność tych obserwacji dla proszków lantanowego
i gadolinowego. Natomiast proszek neodymowy wykazuje większą wartość ciepła właściwego, a samarowy mniejszą od przewidywanych w całym analizowanym zakresie temperatury w porównaniu do proszku lantanowego. W przypadku proszku neodymowego
obserwowana różnica odpowiada wartości składowej związanej z efektem Schottkiego
(tzw. anomalia Schottkiego), a co jest bezpośrednio związane z efektem Starka, tj. rozszczepieniem podpoziomów energetycznych. Cyrkoniany lantanu i gadolinu charakteryzują się brakiem lub połowicznym wypełnieniem podpoziomu 4f, w związku z czym
20
Prace IO
4/2009
Cp, J/(g*K)
ich ciepło właściwe składa się tylko ze składowej sieciowej [32]. Zdecydowanie niższa
wartość pojemności cieplnej dla proszku samarowego może być efektem wprowadzenia
licznych defektów sieciowych w trakcie procesu spiekania i/lub częściowego utlenienia
jonów samaru [26]. Przebieg uzyskanej krzywej, zwłaszcza w wysokiej temperaturze, jest
niższy niż wyniki obecne w literaturze [34, 35]. Przebieg uzyskanych krzywych wskazuje
również na brak przemian fazowych w trakcie nagrzewania do temperatury 1000°C.
Temperatura, °C
Rys. 2. Wykres zależności ciepła właściwego od temperatury dla badanych proszków cyrkonianowych na bazie pierwiastków ziem rzadkich typu RE2Zr2O7 (RE - Gd, La, Sm, Nd)
Fig. 2. Plotted relationship between specific heat and temperature for the investigated zirconate
powders based on rare earth metals of the RE2Zr2O7 (RE- Gd, La, Sm, Nd) type
Drugim analizowanym zagadnieniem była przewodność temperaturowa proszków
cyrkonianowych, które należą do materiałów o najniższym współczynniku przewodności temperaturowej spośród wszystkich materiałów ceramicznych [48]. Uzyskane wyniki
wskazują na to, że w temperaturze 1000°C najniższą przewodność posiadają proszki
cyrkonianów gadolinu oraz samaru (rys. 3). Proszki neodymu oraz lantanu mają wyższą
przewodność niż standardowe proszki typu Y8SZ, co jest dość zaskakujące. Pamiętać
należy jednak, że analizie poddano próbki prasowane i po jednym cyklu wygrzewania do
temperatury 1500°C, co może wpłynąć na różne wartości porowatości, a w konsekwencji
na przewodność temperaturową. We wszystkich przypadkach widoczna jest tendencja
do spadku przewodności wraz ze wzrostem temperatury do około 750°C. Charakter krzywych wskazuje na zależność typu αf(T-1), co sugeruje że mechanizm transportu ciepła
związany jest z dominującym efektem rozpraszania fononów (typowe zjawisko dla materiałów polikrystalicznych) [49, 50].
21
Prace IO
4/2009
Przewodność temperaturowa, mm2/cm
Temperatura, °C
Rys. 3. Wykres zależności zmian przewodności temperaturowej od temperatury dla badanych
proszków cyrkonianowych na bazie pierwiastków ziem rzadkich
typu RE2Zr2O7 (RE - Gd, La, Sm, Nd)
Fig. 3. Plotted relationship between changes in heat conductivity and temperature for the investigated zirconate powders based on rare earth metals of the RE2Zr2O7 (RE- Gd, La, Sm, Nd) type.
Przewodność cieplną opartą na mechanizmie fononowym opisuje następujące równanie [37]:
1
3
_ _
λ = Cv v l
(1)
gdzie: Cv – ciepło właściwe fononów, v – średnia prędkość fononów i l – średnia droga
swobodna fononów.
Wartości ciepła właściwego poniżej temperatury Debaya i średniej prędkości fononów można przyjąć jako stałe, w związku z czym przewodnictwo cieplne (składowa sieciowa) zależeć będzie tylko od wartości średniej drogi swobodnej fononów,
która dla większości ceramicznych materiałów polikrystalicznych maleje wraz ze wzrostem temperatury [37]. Średnia droga swobodna fononów w sieci krystalicznej cyrkonianów ziem rzadkich [51] jest znacznie mniejsza od parametru sieci (około 1 nm),
w związku z czym obserwuje się bardzo silny efekt sieciowego rozpraszania fononów.
Przy czym wpływ średniej drogi swobodnej fononów można rozpatrywać z punktu widzenia dwóch składowych – pierwsza z nich to składowa odpowiadająca rozpraszaniu
na defektach punktowych (malejąca wraz ze wzrostem temperatury), a druga składowa
związana jest z procesami rozpraszania anharmonicznego, których intensywność rośnie
wraz ze wzrostem temperatury (Umklapp process).
Składowa trzecia związana z rozpraszaniem po granicach ziaren jest w tym przypadku pomijalnie mała [51]. W konsekwencji następuje widoczny na rysunku 3 spadek
przewodności temperaturowej. W temperaturze powyżej 750°C obserwuje się silny wzrost
22
Prace IO
4/2009
przewodności temperaturowej, co jest efektem intensyfikacji procesów radiacyjnych zwanych inaczej fononowym przewodnictwem cieplnym (w przeciwieństwie do przewodnictwa sieciowego). Silny wpływ na uzyskany wynik ma również wewnętrzna porowatość
prasowanych próbek, która zaniża uzyskane wartości. Dotyczy to zwłaszcza pomiarów
w temperaturze, w której dominują procesy radiacyjne (w zakresie przewodnictwa sieciowego wpływ mikroporowatości jest stosunkowo mały). Uwzględniając obecność mikroporów rzeczywistą przewodność temperaturową można wyznaczyć z zależności [52]:
a'
4
=1− φ
a
3
(2)
gdzie: a - przewodność temperaturowa próbki litej, a` - przewodność temperaturowa
próbki prasowanej i spiekanej, Φ - porowatość.
Uzyskane wyniki dla temperatury 1000°C przedstawiono w tabeli 3.
Tabela 2. Porowatość proszków na bazie tlenku cyrkonu i cyrkonianów oraz wartości przewodności
temperaturowej wypraski i materiału litego
Table 2. Porosity of zirconia- and zirconate-based powders and heat conductivity values of compact and solid specimen
ZrO28Y2O3
Gd2Zr2O7
La2Zr2O7
Nd2Zr2O7
Sm2Zr2O7
Porowatość
0,042
0,043
0,045
0,041
0,044
Przewodność temperaturowa
wypraski, mm2/s
0,214
0,198
0,166
0,162
0,189
Przewodność temperaturowa
materiału litego, mm2/s
0,227
0,210
0,177
0,171
0,201
Wnioski
Na podstawie przeprowadzonych badań można wysunąć następujące wnioski
1. Przeprowadzone badania wykazały, że proszki na bazie cyrkonianów ziem rzadkich
o strukturze pirochlorów charakteryzują się pożądanymi właściwościami cieplnymi
z punktu widzenia ich zastosowania jako materiałów do natryskiwania cieplnego powłokowych warstw barierowych.
2. Ciepło właściwe proszków na bazie cyrkonianów jest niższe w całym zakresie temperatury, w której prowadzona była analiza, od ciepła właściwego przemysłowego
proszku typu Y8SZ. Przy czym najniższą wartość wykazywał proszek typu Sm2Zr2O7.
We wszystkich przypadkach wartość tego parametru rosła wraz ze wzrostem temperatury.
3. Wyniki uzyskane dla proszków typu Sm2Zr2O7 i Nd2Zr2O7 wykazują różnice od teoretycznej zależności, która mówi, że w grupie lantanowców wartość ciepła właściwego
rośnie od lantanu w kierunku gadolinu. Wartość ta dla proszku Nd2Zr2O7 jest wyższa od teoretycznej, a dla proszku Sm2Zr2O7 niższa. Jest to efektem tzw. anomalii Schottky'ego i/lub silnego zdefektowania struktury tych proszków. W przypadku
proszków typu La2Zr2O7 i Gd2Zr2O7, ze względu na poziom obsadzenia orbitali typu
23
Prace IO
4/2009
odpowiednio 4f0 i 4f7 składowa ta jest równa zero, a pojemność cieplna zależy tylko
od składowej sieciowej.
4. Badania przewodności temperaturowej proszków wykazały, że wszystkie krzywe
mają typowy charakter przebiegu. W wyniku procesów rozpraszania fononów dyfuzyjność maleje do temperatury około 750°C, po czym rośnie, co jest efektem zwiększenia intensywności procesów radiacyjnych.
5. Najniższą przewodność temperaturową w temperaturze 1000°C uzyskano dla proszków typu Sm2Zr2O7 i Gd2Zr2O7. Natomiast najwyższą dla proszku standardowego.
Zaobserwowano, że w zakresie temperatury poniżej 1000°C wielkość ta dla Y8SZ
jest niższa niż dla proszku La2Zr2O7, co jest zjawiskiem zaskakującym.
6. Analizie poddano próbki, na których wykonano już badania przewodności temperaturowej w temperaturze do 1500°C. W związku z czym uzyskane wyniki są nieco
wyższe niż te przedstawione w pozycji [43, 44], co jest efektem procesów spiekania
i zmniejszenia porowatości wewnętrznej proszków. Wyniki te są zgodne z powszechnie stosowanym wzorem służącym do korekcji przewodności temperaturowej i uzyskaniem rzeczywistej wartości dla materiału litego ponieważ zmniejszenie porowatości powoduje wzrost wartości tej właściwości termofizycznej
Literatura
1. Sieniawski J.: Kryteria i sposoby oceny materiałów na elementy lotniczych silników turbinowych, Oficyna Wydawnicza Politechniki Rzeszowskiej, Rzeszów, 1995
2. Yu Z., Dharmasena K.P., Hass D.D., Wadley H.N.G.: Vapor deposition of platinum alloyed
nickel aluminide coatings, Surface & Coatings Technology, 201 (2006) 2326-2334
3. Vassen R., Tietz F., Kerkhoff G., Stoever D.: New materials for advanced thermal barrier coatings, Lecomte-Beckers J., Schuber F., Ennis P.J., (Ed.) Proceedings of the 6th Liége Conference on Materials for Advanced Power Engineering (Universite de Liége, Belgium, November
1998), (1998), 1627-1635 Forschungszentrum Jülich GmbH, Jülich, Deutschland
4. Lackey W.J., Stinton D.P., Cerny G.A., Schaffhauser A.C., Fehrenbacher L.L.: Ceramic coatings for advanced heat engines - a review and projection, Advanced Ceramic Materials, 2
(1987) 24-30
5. Vassen, R. and Stoever, D.: Conventional and new materials for thermal barrier coatings in
Functional Gradient Materials and Surface Layers Prepared by Fine Particles Technology, ed.
M.I. Baraton and I. Uvarova. Kluwer Academic Publishers, Netherlands,199-216
6. Maloney M. J.: U.S. Patent No. 6,117,560, 2000
8. Schulz U. et al.: Some recent trends in research and technology of advanced thermal barrier
coatings, Aerospace Science and Technology, 7 (2003) 73-80
11. Subramanian R.: U.S. Patent No. 6,258,467, 2001
12. Subramanian M. A., Sleight A. W.: In Handbook on the Physics and Chemistry of Rare Earths,
ed. Gschneider K. A. and Erying L.: Elsevier Science Publishers, Oxford, UK (1993) 225
13. Vassen R., Cao X., Tietz F., Kerkhoff G., Stoever D.: La2Zr2O7-a new candidate for thermal barrier coatings, Lugscheider E., Kammer P.A., (Ed.) Proceedings of the United Thermal Spray
Conference'99 (Düsseldorf Germany, March 1999), (1999), 830-834 ASM International, Verlag
für Schweißen und Verwandte Verfahren, Düsseldorf
14. Vassen R., Cao X., Tietz F., Basu D., Stoever D.: Zirconates as new materials for thermal barrier coatings, Journal of American Ceramic Society, 83 (2000) 2023-2028
15. Wilden J., Wank M., Steffens H.D., Brune M.: New thermal barrier coating system for high tem-
24
Prace IO
4/2009
16.
17.
18.
19.
20.
21.
22.
23.
24.
25.
26.
27.
28.
29.
30.
31.
32.
33.
34.
35.
36.
perature applications, Coddet Christian, (Ed.) Proceedings of the 15th International Thermal
Spray Conference: Thermal Spray Meeting the Challenges of the 21st Century (Nice, France,
May 1998), (1998), 1669-1673 ASM International, Materials Park, OH, USA
Cao X., Vassen R., Tietz F., Jungen W., Stoever D.: Thermal stability of lanthanum zirconate
plasma-sprayed coating, Journal of American Ceramic Society, 84 (2001) 2086-2090
Subramanian M.A., Aravamudan G., Subba Rao G.V.: Oxide pyrochlores-a review, Progress
in Solid State Chemistry, 15 (1983) 55-143
Ding C., Xi Y., Zhang Y., Qu J., Qiao H.: Thermophysical properties of plasma sprayed rare
earth oxide coatings, Sandmeier S., Eschnauer H., Huber P., Nicoll A.R., (Ed.) The 2nd Plasma-technik-symposium (Lucerne Switzerland, June 1991), (1991), 27-32 Plasma-Technik
AG, Wohlen, Switzerland
Lehmann H. et al.: Thermal conductivity and thermal expansion coefficients of the lanthanum rare-earth-element zirconate system, Journal of American Ceramic Society, 86 (2003)
1338–1344
Wu J., et al.: Low-thermal-conductivity rare-earth zirconates for potential thermal-barrier-coating applications, Journal of American Ceramic Society, 85 (2002) 3031–3035
Xu Q., et al.: Rare-earth zirconate ceramics with fluorite structure for thermal barrier coatings,
Journal of American Ceramic Society, 89 (2006) 340–342
Zhu D., Miller R.A.: Development of advanced low conductivity thermal barrier coatings, International Journal of Applied Ceramic Technology, 1 (2004) 86-94
Balsone S.J., et al.: Materials Beyond Superalloys: Exploiting high-temperature composites,
Technical Information Series, GE Research & Development Center, July 2001
Bewley B.P., et al.: A review of very high-temperature nb-silicide based composites, Technical
Information Series, GE Research & Development Center, September 2002l, 2002GRC172
Korneev V.R., Glushkova V.B., Keler E.K.: Izv. Akad. Nauk SSSR, Neorg. Mater. 7 (1971)
886-887
Bolech M., Ph.D. Thesis, University of Amsterdam, Amsterdam, Netherlands, 1998
Bolech M., Cordfunke E.H.P., Janssen F.J.J.G., Navrotsky A.: Standard enthalpy of formation
of lanthanum zirconate, Journal of American Ceramic Society, 78 (1995) 2257–2258
Bolech M., Cordfunke E.H.P., Van Genderen A.C.G., Van Der Laan R.R., Janssen F.J.J.G.,
Van Miltenburg J.C.: The heat capacity and derived thermodynamic functions of La2Zr2O7 and
Ce2Zr2O7 from 4 to 1000 K, Journal of Physics and Chemistry of Solids, 58 (1997) 433–439
Lutique S., Konings R.J.M., Rondinella V.V., Somers J., Wiss T.: The thermal conductivity of
Nd2Zr2O7 pyrochlore and the thermal behaviour of pyrochlore-based inert matrix fuel, Journal
of Alloys and Compounds, 352 (2003) 1–5
Lutique S., Javorsky P., Konings R.J.M., Krupa J.-C., van Genderen A.C.G., van Miltenburg
J.C., Wastin F.: The low-temperature heat capacity of some lanthanide zircoantes, Journal of
Chemical Thermodynamics, 36 (2004) 609–618
E.H.P. Cordfunke and R.J.M. Konings, Editors, Thermochemical data for reactor materials and
fission products, North Holland, Amsterdam (1990)
Lutique S., Javorsky´ P., Konings R.J.M., van Genderen A.C.G., van Miltenburg J.C., Wastin
F.: Low temperature heat capacity of Nd2Zr2O7 pyrochlore, Journal of Chemical Thermodynamics, 35 (2003) 955-965
Sedmidubsky T., Benes O., Konings R.J.M.: High temperature heat capacity of Nd2Zr2O7 and
La2Zr2O7 pyrochlores, Journal of Chemical Thermodynamics, 37 (2005) 1098–1103
Hong-Song Z., Zhen-Jun L., Qiang X., Fu-Chi W., Ling L.: Preparation and thermophisical properties of Sm2(Ce0,3Zr0,7)2O7 ceramic, Advanced Engineering Materials, 10 (2008) 139-142
Hong-Song Z., Qiang X., Fu-Chi W., Ling L., Wei Y., Chen X.: Preparation and thermophisical
properties of (Sm0,5La0,5)2Zr2O7 and (Sm0,5La0,5)2(Zr0,5Ce0,5)2O7 ceramics for thermal barrier coatings, Journal of Alloys and Compounds, 475 (2009) 624-628
Lehmann H., Pitzer D., Pracht G., Vassesn R., Stover D.: Thermal conductivity and thermal
expansion coefficients of the lanthanum rare-earth-element zirconate system, Journal of American Ceramic Society, 86 (2003) 1338-1344
25
Prace IO
4/2009
37. Hongming Z, Danqing Y., Zhiming Y., Lairong X.: Preparation and thermophisical properties of
CeO2 doped La2Zr2O7 ceramics for thermal barrier coatings, Journal of Alloys and Compounds,
438 (2007) 217-221
38. Zhan-Guo L., Jia-Hu O., Yu Z.: Structural evolution and thermophisical properties of (SmxGd1Zr2O7 (0≤x≤1.0) ceramics, Journal of Alloys and Compounds, 472 (2009) 319-324
x)2
39. Pan W., Wan C.L., Xu Q., Wang J.D., Qu Z.X.: Thermal diffusivity of samarium-gadolinium
zirconate solid solutions, Termochimica Acta, 455 (2007) 16-20
40. Zhan-Guo L., Jia-Hu O., Yu Z.: Heat capacities and derive3d thermodynamic functions of
neodymium-gadolinium zirconates from 298.15 to 1050K, Journal of Alloys and Compounds,
475 (2009) 21-24
41. Zhan-Guo L., Jia-Hu O., Bai-He W., Yu Z., Jing L.: Preparation and thermophisical properties
of NdxZr1-xO2-x/2, Journal of Alloys and Compounds, 466 (2008) 39-44
42. Moskal G.: Microstructural characterization of conventional and nano-sized YSZ powders, for
TBC Systems obtained by APS, EMAS 2009, 11th European Workshop on Modern Development and Applications in Microbeam Analysis, 10-14 may 2009, Gdańsk, Poland, Book of
Tutorials and Abstracts, 273
43. Moskal G.: Microstructural characterization of a new type of RE2Zr2O7 Powders for TBC systems obtained by APS, EMAS 2009, 11th European Workshop on Modern Development and
Applications in Microbeam Analysis, 10-14 may 2009, Gdańsk, Poland, Book of Tutorials and
Abstracts, 274
44. Moskal G., Witala B., Rozmysłowska A.: Thermal diffusivity of RE2Zr2O7– type ceramic powders intended for TBC`s deposited by APS, Archives of Materials Science and Engineering,
36 (2009) 76-81
45. Rozmysłowska A., Witala B., Moskal G.: Thermal diffusivity measurement of zirconia and zircoante powders. Characterization of laser-flash method and LFA427 apparatus, Proceedings
of 16thInternational Students Day of Metallurgy, ISDM 2009, VSB-Technical University of
Ostrava, April 23-25, 2009, Book of Abstracts, 13
46. Gazda A., Homa M.: Określenie przewodnictwa cieplnego wybranych gatunków zeliwa sferoidalnego za pomocą pomiaru przewodnictwa temperaturowego metodą laser-flash. Prace
Instytutu Odlewnictwa, 2009, t. XLIX, nr 2, s. 5-18
47. Moskal G., Rozmysłowska A.: Wyznaczanie dyfuzyjności cieplnej metodą laser-flash oraz
charakterystyka urządzenia LFA 427 firmy NETZCH, XXXVI Szkoła Inżynierii Materiałowej,
Kraków - Krynica, 23-26 IX 2008, 166-171
48. Konings R.J.M.: Estimation of the standard entropies of some Am(III) and Cm (III) compounds,
Journal of Nuclear Materials, 295 (2001) 57-63
49. Wu J., Padture N.P., Klemens P.G., Gell M., Garcia E., Miranzo P., Osendi M.I.: Thermal
conductivity of ceramics in the ZrO2-GdO1.5 system, Journal of Materials Research, 17 (2002)
3193-3200
50. Youngblood G. E., Rice R. W., Ingel R. P.: Thermal diffusivity of partially and fully stabilized
(yttria) zirconia single crystals, Journal of American Ceramic Society, 71 (1988) 255-260
51. Kingery W.D., Thermal Conductivity: XII, Temperature dependence of conductivity for singlephase ceramics, Journal of American Ceramic Society, 38 (1955) 251-255
52. Wan C. L., Pan W., Xu Q., Qin Y. X., Wang J. D., Qu Z. X., Fang M. H.: Effect of point defects
on the thermal transport properties of (LaxGd1−x)2Zr2O7: Experiment and theoretical model,
Physical Review B 74 (2006) 144109
53. K. W. Schlichting, Padture N. P., Klemens P. G.: Thermal conductivity of dense and porous
yttria-stabilized zirconia, Journal of Materials Science, 36 (2003) 3003-3010
Recenzent: prof. dr hab. inż Zbigniew Górny
26
Tom XLIX
Rok 2009
Zeszyt 4
SEMI-SOLID PROCESSING METHOD FOR CAST IRON
METODA PRZETWARZANIA ŻELIWA W STANIE PÓŁSTAŁYM
Wojciech Wierzchowski, Tadeusz Grochal
Foundry Research Institute, 30-418 Kraków, ul. Zakopiańska 73, Poland
Abstract
A device for the fabrication of ingots from cast iron of globular non-dendritic structure of the primary
phase was designed and made, using the principle of overflow on the Slope Cooling Plate, known
as the SCP method. Trials were made on hypoeutectic grey cast iron and high-chromium cast iron.
Even during the first trials the intended effect has been achieved, which means that a fragmentation
and globularization of the primary austenite was obtained. A simultaneous effect of the applied SCP
technique on the shape of graphite in grey cast iron was observed.
Key words: cast iron, semi-solid processing, thixocasting, globular structure of iron alloys
Streszczenie
Zaprojektowano i skonstruowano urządzenie do wytwarzania wlewków z żeliwa o globularnej-niedendrytycznej strukturze fazy pierwotnej. W tym celu wykorzystano zasadę przepływu po płycie
pochyłej, tj. metodę SCP (Slope Cooling Plate). Wykonano próby z zastosowaniem żeliwa szarego podeutektycznego i żeliwa wysokochromowego. Już w trakcie pierwszych prób osiągnięto
zamierzony efekt, co oznacza, że doprowadzono do fragmentaryzacji i globularyzacji austenitu
pierwotnego. Zaobserwowano równoczesny wpływ zastosowanej techniki SCP na postać grafitu
w żeliwie szarym.
Słowa kluczowe: żeliwo, przetwarzanie w stanie półstałym, odlewanie tiksotropowe, globularna
struktura stopów żelaza
27
27
Prace IO
4/2009
Introduction and up-to-date state of the issue
The methods of external influence on metal alloys in semi-solid state, i.e. when the
temperature of the alloy is between the liquidus temperature TL and solidus temperature
TE, are commonly called semi-solid techniques or semi-solid processing. In practice it
refers to hypoeutectic alloys, and the essence of the technique consists in preventing
the dendritic crystallization of a primary phase. In this way, the conditions are created
to achieve special rheological characteristics, possibly also a thixotropic effect [1, 2].
In castings made by semi-solid techniques, the fragmentation and globularization of primary precipitates takes place and the size of the eutectic phase components is reduced.
Materials characterized by these properties offer the following advantages: maximum
homogenization of the structure and maximum decrease of shrinkage, both of which
enable the “near-net-shape” (“net-to-shape”) fabrication. In the case of aluminum and
magnesium alloys, the semi-solid techniques have been in use since the 80-ties of the
last century and they are becoming more and more common. This situation creates new
scientific and technological opportunities, e.g. the development of new alloys becomes
possible. Besides, if suitable treatment (e.g. heat treatment) is additionally carried out,
the result can be extraordinary mechanical properties [7].
The results of the works which had been carried out at MIT under prof. M. C. Flaming’s guidance on the Sn-Pb and Al-Si alloys in the 70-ties of the last century [1, 2] became
the basis for semi-solid processing. The viscosity tests, performed on these alloys in semisolid state with the help of a viscometer, basing on the shear stress measurements, had
shown that simple mechanical stirring performed during the solidification of hypoeutectic
alloys resulted in fragmentation of the primary phase. Under some specific conditions
(starting temperature, final test temperature, isothermal or non-isothermal stirring, stirring
rate and time), the apparent viscosity of such alloys (e.g. Si-Al) can assume extraordinarily low values – depending on the solid phase fraction, and one can place these values
on the scale from oil viscosity through honey, toothpaste to molasses. The mechanism
of so low viscosity (good fluidity) formation consists in fragmentation and globularization
of the primary phase precipitates, which can achieve spheroidal and ellipsoidal shapes.
In the temperature range from TL to TE such alloys assume the form of slurry – the precipitates are suspended in liquid eutectic, thus resembling the structure of sol. But what
is most important, such alloys show the thixotropic effect, which consists in reversibility
between semi-solid and solid state. In the text below, the structure with globular primary
phase precipitates will be termed as thixotropic or globular structure. Until now, a lot of
studies have been carried out on the subject of the properties of the thixo-structured alloys and on the semi-solid (SSM) processing. However, the only alloys with this structure
put into practice so far have been aluminum and magnesium alloys. Semi-solid slurries
for industry are prepared by mechanical, electromagnetic (MHD-magnetohydrodynamic)
and ultrasonic stirring.
There are numerous industrial techniques for forming of objects with thixotropic
structure. They can be divided into two groups: rheoforming and thixoforming. If an object
is formed from the liquid slurry directly after preparing the latter, the process is called
rheoforming and it has two variations, viz. rheocasting (usually pressure die casting)
and rheoforging (die forging). Continuous casting of metal passing through a concast
nozzle in the unit with MHD effect (production of bars and sections) is an important type
of rheocasting. If an object is formed from the previously prepared (by cutting off) ingot
28
Prace IO
4/2009
Semi-solid processing method for cast iron
with globular structure after heating the stock to semi-solid state, the process is called
thixoforming.
Thixoforming also falls into two discrete processes: thixocasting and thixoforging.
There is a technology in which both types are mixed. Raw materials for thixoforming are
usually prepared by continuous casting with mechanical or electromagnetic stirring.
The studies on semi-solid processing of high-melting alloys, including cast iron, are
less advanced. It is necessary to emphasize the fact that until now there has been no information about any industrial application of this technique. The reason for such situation
is the difficulty in preparing cast iron with globular microstructure and problems related
with a technology which could serve for forming alloys of this type [8]. However, a growing
interest of engineers and scientists in this technique has been observed recently. A lot
of papers on this subject appeared at the close of the 90-ties of the last century and in
the few past years [4–10], of which a significant part comes from the Japanese research
centers and universities. These publications underline the great importance of possible
application of the semi-solid processing of iron alloys, particularly of the cast iron. They
claim that economical and technical advantages will be the same or nearly the same as in
the case of low-melting alloys. Some of them forecast e.g. possible increase of the tensile
strength by even 20% [7].
The hope for introducing into practice the semi-solid processing of cast iron and
alternatively of other high-melting alloys is now becoming more and more possible, and
this is due to a new method of thixotropic structure preparation. The new method mainly
consists in overflowing the liquid alloy over the slope cooling metal plate surface [7–10],
and hence it is different from the previous processes based on stirring. Depending on
requirements, the initial temperature of the alloy should be slightly higher than the point
of liquidus TL, while final temperature should be in the range of liquidus-solidus temperatures (TL to TE ).
The new method is commonly called SCP method (abbrev. from – Slope Cooling
Plate). According to A. Ohno [after 8], the mechanics of the slurry formation by SCP method is due to sudden increase in the number of the crystal nuclei of the primary phase
during alloy overflowing on SCP, due to which the conditions proper for a dendritic growth
of the primary phase disappear under the effect of liquid metal free motion. A suitable
liquid metal cooling rate is an indispensable condition, too, and therefore the SCP plates
are made of copper and usually are provided with a water cooling system. The type of
SCP coating applied on the way of the liquid metal stream flow has been an important
technological problem: it should be a good heat conductor and iron non-wettable. This
problem was solved by application of coatings based on the hexagonal boron nitride. This
material offers the lubricating ability similar to graphite coatings – it is insoluble in iron
and resistant to the liquid iron temperature while flowing on SCP. Thus, the SCP method
presents itself as a simple one and according to the above mentioned papers it produces
thixotropic iron with greater homogeneity and dispersion of the primary phase precipitates
than the degree that can be obtained in the cast iron prepared by stirring.
29
Prace IO
4/2009
Experimental
The schematic image of a SCP unit, which has been built by the authors basing on
the published information [7–10], is presented in Fig. 1. The unit, further called a SCP
crystallizer, was equipped with the following elements: plate slope control mechanism,
water cooler, pouring system with continuous temperature measurement of liquid metal
and temperature measurement at the end of the plate. In the first version, the plate slope control mechanism made it possible to control the slope angle in the range of 0–15°
(the range larger by about 5–8° than that stated in the literature). The copper plate, first
with dimensions of 600 x 197 x 38 mm, is a fundamental element of the crystallizer. The
U-groove for metal overflowing is milled along the top surface of the plate. The surface
of the metal flow was covered by spraying with ZYT BN Lubricoat ZC coating (hexagonal
BN in the form of water suspension).
Sloped plate
→
Cooling
system
Furmace with molten
Fe alloy
→ HO
2
Mount
Mold
Fig. 1. Schematic image of the SCP unit
Rys. 1. Schemat urządzenia do procesu SCP
At first [13], the following four grades of the cast iron were tested: carbon hypoeutectic iron with lamellar graphite, typical nodular and vermicular graphite irons, and
high-chromium iron. The pouring temperature was calculated according to the following
formula: TP = TL + 20 K, for which the critical values of liquidus TL and solidus TE were determined by thermal analysis. The liquid metal was poured over SCP to a cylindrical sand
mold with 36 mm diameter cavity. The metallographic examinations using a NEOPHOT
32 optical microscope were the basis for the test analysis. Good results, i.e. granulated
and homogeneous austenite grains surrounded by eutectic, were obtained, but only in
the case of hypoeutectic and high-chromium irons. Unfortunately, free metal flow and
satisfactory mold filling were observed only when the slope angle was at its maximum,
that is 15°.
Tests confirmed the published information about the potentials offered by the SCP
method, but at the same time they proved that some of the values quoted in the papers
are far from the boundary conditions. That is why we decided to redesign the SCP unit.
The copper plate (potential flow way) was lengthened to 1000 mm (+400 mm) and the
mechanism of slope control was changed to enable the slope angle to be adjusted to maximum 25°. The metal pouring method was also changed to improve the flow way control
and enable metal stream stabilization.
30
Prace IO
4/2009
Tests after redesigning of SCP unit
After modification of the SCP unit, the second series of tests was made [14]. The
tests included two cast iron grades, i.e. hypoeutectic iron with lamellar graphite and high-chromium iron. Both of them were tested at three lengths of the metal stream way.
The data concerning these irons are compiled with breakdown into iron grades in Tables
1 and 2. The chemical analysis was made on a HILGER POLYVAC spectrometer type
E 983. The content of the most important elements (C, Si, Mn in gray iron and C, Mn Cr
in high-chromium iron) was included in the tables only because the content of the re¬sidual elements was contained in a very narrow range of values and on the proper level.
The pouring temperature was determined in a special way, using as a starting point the
beginning of metal freezing on the melt surface in a ladle; consequently, two different
temperatures were applied for each length of the stream flow way, and so, each grade
of the cast iron was poured 6 times (3 lengths × 2 temperatures). Sample designation of
gray iron had two numbers and the symbol “Sz”; in the case of high-chromium iron, similar
numbers and the symbol “C” were used. The first number in the designation (0, 1 or 2)
determines the flow stream length, while the second number (1 or 2) is connected with
temperature. In the numbers describing the flow stream length, “0” stands for 600 mm
length, “1” for 800 mm length, and “2” for 1000 mm length. All tests in the second series
were made with maximum slope plate angle of 25°. Tests with smaller angle were given
up because of mold filling problems.
Table 1. Data of the investigated irons with lamellar graphite
Tabela 1. Dane dotyczące badanego żeliwa z grafitem płatkowym
C
Si
Mn
The range
temperature:
liquidus TL ;
solidus TE, °C
01 Sz
3,15
2,07
0,47
1189 ; 1149
80
1270
02 Sz
3,10
2,06
0,46
1199 ; 1147
60
1260
11 Sz
3,05
2,08
0,46
1207 ; 1147
90
1297
12 Sz
2,90
2,03
0,45
1210 ; 1146
110
1320
21 Sz
2,80
2,02
0,44
1238 ; 1144
100
1338
22 Sz
2,70
2,06
0,44
1255 ; 1141
115
1370
Sample
designation
Elements content, %
Overheating,
K
Cast
temperature,
°C
31
Prace IO
4/2009
Table 2. Data of the investigated high-chromium irons
Tabela 2. Dane dotyczące badanego żeliwa wysokochromowego
C
Si
Mn
The range
temperature:
liquidus TL ;
solidus TE, °C
01 C
2,80
0,57
12,60
1275 ; 1216
50
1325
02 C
2,70
0,53
12,70
1281 ; 1219
70
1350
11 C
2,65
0,52
12,70
1281 ; 1222
60
1244
12 C
2,70
0,56
12,70
1286 ; 1222
80
1366
21 C
2,60
0,50
12,75
1290 ; 1222
70
1360
22 C
2,60
0,48
12,75
1288 ; 1223
90
1378
Sample
designation
Elements content, %
Overheating,
K
Cast
temperature,
°C
Results
As mentioned above, the metallographic examinations were the basis for the investigation of the effectiveness of a semi-solid SCP process. The task was realized by
comparing the microstructure of cast iron poured into the mold after melting (before SCP
treatment) with microstructure of the same cast iron but after SCP treatment. The primary
phase precipitates morphology was examined in samples prepared for the examinations
by selective etching, depending on the cast iron grade. In the case of gray iron it was
hot etching with a reagent made according to [11]; in the case of high-chromium iron
etching was done with a LBI reagent made according to [12]. Additionally, the graphite
morphology was examined on the polished samples made from gray iron. The examples
of microstructures are shown in Figs. 2–5, and the results of graphite estimation basing
on PN-EN ISO 945 Standard are shown in Table 3.
a) scale: 200 μm
32
b) scale: 200 μm
Prace IO
4/2009
c) scale: 500 μm
d) scale: 200 μm
Fig. 2. Specimen 02 Sz (metal stream length 600 mm; ΔT = 60 K): a) graphite microstructure
after melting; b) graphite microstructure after SCP treatment; c) matrix microstructure after melting;
d) matrix microstructure after SCP treatment
Rys. 2. Próbka 02 Sz (długość strumienia metalu 600 mm; ΔT = 60 K): a) mikrostruktura grafitu w
ciekłym metalu; b) mikrostruktura grafitu po zastosowaniu metody SCP ; c) mikrostruktura osnowy
ciekłego metalu; d) mikrostruktura osnowy po zastosowaniu metody SCP
a) scale: 200 μm
b) scale: 200 μm
33
c) scale: 500 μm
Prace IO
4/2009
d) scale: 500 μm
Fig. 3. Specimen 21 Sz (metal stream length 1000 mm; ΔT = 100 K): a) graphite microstructure
after melting; b) graphite microstructure after SCP treatment; c) matrix microstructure after melting;
d) matrix microstructure after SCP treatment
Rys. 3. Próbka 21 Sz (długość strumienia metalu 1000 mm; ΔT = 100 K): a) mikrostruktura grafitu w ciekłym metalu; b) mikrostruktura grafitu po zastosowaniu metody SCP; c) mikrostruktura
osnowy ciekłego metalu; d) mikrostruktura grafitu po zastosowaniu metody SCP
a) scale: 500 μm
b) scale: 500 μm
Fig. 4. Specimen 02 C (metal stream length 600 mm; ΔT = 70 K): a) microstructure after
melting; b) microstructure after SCP treatment. Both after etching by LBI
Rys. 4. Próbka 02 C (długość strumienia metalu 600 mm; ΔT = 70 K): a) mikrostruktura ciekłego
metalu; b) mikrostruktura grafitu po zastosowaniu metody SCP. W obu przypadkach zastosowano
trawienie LBI
34
Prace IO
4/2009
a) scale: 500 μm
b) scale: 500 μm
Fig. 5. Specimen 22 C (metal stream length 1000 mm; ΔT = 90 K): a) microstructure after
melting; b) microstructure after SCP treatment. Both after etching by LBI
Rys. 5. Próbka 22 C (długość strumienia metalu 1000 mm; ΔT = 90 K): a) mikrostruktura ciekłego
metalu; b) mikrostruktura grafitu po zastosowaniu metody SCP. W obu przypadkach zastosowano
trawienie LBI
The microphotographs shown in respective figures in this paper were selected in
a way such as to enable a comparison of the results obtained for the shortest (600 mm)
and longest (1000 mm) metal stream flow way (compare Fig. 2 with Fig. 3, and Fig. 4 with
Fig. 5). All these examples prove that samples cut out from castings poured from metals
processed in the SCP process are characterized by globular form of the structure of
a primary phase and/or by the granular structure considerably refined. The samples cut
out from castings poured directly after melting of these metals have a dendritic structure
of the primary phase. The results of the examinations of the remaining samples are similar.
The unquestionable and distinct influence of the SCP process on the shape, size
and distribution of graphite precipitates was established in all cases of the investigations
made on the samples cut out from castings poured from the carbon iron with lamellar
graphite. The influence is well visible when comparing the images a) and b) in Figs. 2
and 3 for two selected castings. It is confirmed also by the results of the qualitative and
quantitative estimation made for all the samples shown in Table 3. The graphite precipitates morphology in the samples cut out from castings poured directly after melting corresponds to symbols IA4, IA4 +ID5, ID5 and IE5 in PN-EN ISO 945 Standard and depends
on the carbon content, whereas in samples co¬ming from the SCP treated iron it usually
corresponds to symbols ID8, ID7and ID6, or in a mixed form, additionally to ID5.
35
Prace IO
4/2009
Table 3. Graphite morphology
Tabela 3. Morfologia grafitu
Conclusions
1. The authors confirmed the published information that it is possible to develop a thixotropic structure in cast iron, i.e. the structure with globular precipitates of the primary
phase, by metal stream overflow on a slope cooling plate (SCP method), particularly
in hypoeutectic carbon iron with lamellar graphite and in high-chromium iron; they
also revealed that the published parameters of the SCP process are probably outside
an optimum range.
2. The influence of the SCP process on the shape, size and distribution of graphite
precipitates in carbon hypoeutectic iron along with a globular structure of the primary
phase can exert an interesting effect on the mechanical properties; the next studies
should cover a larger number of the tests to examine all the material properties,
particularly the mechanical ones.
3. The authors’ experiments, which have been carried out until now, have not yet resulted in precise determination of the boundary conditions for a SCP process; to
achieve this goal, the authors should continue their investigations, and then set up
the optimum parameters of the process.
36
Prace IO
4/2009
References
1. Flemings M. C.: Behaviour of Metal Alloys in the Semisolid State. Metallurgical Transactions
A, May 1991, vol. 22A, p. 957
2. Kirkwood D. H.: Semisolid metal processing. Int. Materials Rev., 1995, vol. 39, nr 5, p. 173
3. Yoneda H., Fukuda T., Ishino T.: Influence of primary crystal morphology on the strength of low
carbon gray cast iron stirred in the primary solidification process. Proc. 59th WFC, Sao Paulo
1992, p. 18.3
4. Qiu P., Nomura H., Takita M.: Mould filling behaviour and solidification structure of semi-solid
gray iron. Int. J. Cast Metals Research, 2000, vol. 13, p. 93
5. Muumbo A., Nomura H.: Micro-structural characterisation and mould-filling behaviour of gray
cast iron stirred in the semi-solid state. Int. J. Cast Metals Research, 2002, vol. 15, p. 31
6. Poolthong N., Qiu P., Nomura H.: Primary particle distribution in cast iron by semi-solid processing under centrifugal field. Int. J. Cast Metals Research, 2003, vol. 16, p. 566
7. Muumbo A., Nomura H., Takita M.: Mechanical properties and microstructure of semi-solid
processed cast iron. Int. J. Cast Metals Research, 2003, vol. 16, nr 1-3, p. 259
8. Muumbo A., Nomura H., Takita M.: Casting of semi-solid cast iron slurry using combination of
cooling slope and pressurisation. Int. J. Cast Metals Research, 2004, vol. 17, no. 1, p. 39
9. Poolthong N., Nomura H., Takita M.: Effect of heat treatment on microstructure, wear properties and corrosion characteristics of semi-solid processed high chromium cast iron. Int. J. of
Cast Metals Research, 2003, vol. 16, n° 6, p. 566
10. Pahlevani F., Nili-Ahmadabadi M.: Development of semi-solid ductile cast iron. Int. J. of Cast
Metals Research, 2004, vol. 17, n° 3, p.157
11. Tian H., Stefanescu D. M.: Application of a Coloration Etching Method to the Study of Microstructures in Primary and Eutectic Solidification in Cast Iron. MATERIALS Characterisation
29.329-333 (1992), 1044-3803/92
12. Weck, Leistner E.: Metallographic instructions for colour etching by immersion. Part II. Düsseldorf, 1983
13. Wierzchowski W. i in.: Technika semi-solid w zastosowaniu do żeliwa. Etap I, Prace Nauk.Bad. Instytutu Odlewnictwa, Kraków, 2005
14. Wierzchowski W. i in.: Technika semi-solid w zastosowaniu do żeliwa. Etap II, Prace Nauk.Bad. Instytutu Odlewnictwa, Kraków, 2006
Reviewer: prof. Ludmil Drenchev
37
38
Tom XLIX
Rok 2009
Zeszyt 4
MODELE NAPRĘŻENIOWE DO OCENY WPŁYWU WAD
ODLEWNICZYCH NA WYTRZYMAŁOŚĆ MECHANICZNĄ
ODLEWU
STRESS MODELS AND THEIR APPLICATION IN EXPLANATION OF
CASTING DEFECT INFLUENCE ON THE CAST PART MECHANICAL
BEHAVIOUR.
Jarosław Piekło**, Stanisław Pysz*
* Instytut Odlewnictwa, Centrum Projektowania i Prototypowania,
ul. Zakopiańska 73, 30-418 Kraków
** Akademia Górniczo–Hutnicza im. St. Staszica w Krakowie,
Wydział Odlewnictwa, Katedra Inżynierii Procesów Odlewniczych,
ul. Reymonta 23, 30-059 Kraków
Streszczenie
Artykuł analizuje możliwość zastosowania analitycznych i numerycznych modeli wady odlewniczej
typu pustki do określenia lokalnego wzrostu naprężenia w jej otoczeniu. Wartość tego naprężenia
może być jednym z czynników decydujących o dopuszczeniu odlewu do eksploatacji. Analizę zaproponowanych modeli przeprowadzono na przykładzie odlewu zaworu ciśnieniowego wykonanego z żeliwa EN GJS 400 – 15.
Słowa kluczowe: wada odlewu, model numeryczny, naprężenie, symulacja krzepnięcia
Abstract
The article examines possible use of analytical and numerical models of casting defects of a void
type in determination of local increase of stresses in the vicinity of casting defect. The stress level
can be one of the factors that will decide about the casting acceptance for service. The proposed
models were examined on the example of a pressure valve made from cast iron of EN GJS 400 –
15 grade.
Key words: casting defect, numerical model, stress, simulation of solidification process
39
39
Jarosław Piekło, Stanisław Pysz
Prace IO
4/2009
Wstęp
Obecność wady w obciążonym elemencie, powoduje lokalny wzrost naprężenia
(σmax), które może osiągnąć znacznie większą wartość niż wynikałoby to z podzielenia
siły obciążającej element przez pozostały (poza wadą) przekrój elementu, czyli od tzw.
naprężenia nominalnego (σnom). W pewnych przypadkach obecność wady może nie być
czynnikiem, który w jednoznaczny sposób dyskwalifikuje jakość odlewu. Decydujące jest
w takim przypadku określenie modelu matematycznego wady i przyjęcie kryterium, które
określałoby czy dany odlew uznać za wadliwy czy też przyjąć, że spełnia warunki odbioru
jakościowego. Ma to z jednej strony decydujący wpływ na ekonomiczny aspekt produkcji
z drugiej na zachowanie odpowiedniego marginesu bezpieczeństwa. Budowa modelu
wady wymaga wyznaczenia naprężenia (σnom) w odlewie oraz określenia miejsca położenia wady, jej wielkości, kształtu oraz rodzaju. Potrzebne dane uzyskuje się na podstawie
obliczeń numerycznych, wykorzystując w tym celu programy komputerowe analizujące
stan naprężeń i odkształceń metodą elementów skończonych oraz programy symulujące
procesy zalewania i krzepnięcia odlewu, z algorytmami prognozującymi występowanie
jam skurczowych i porowatości. Aby uprościć modele wad redukuje się przestrzenny stan
naprężenia do płaskiego odrzucając te składowe, których wartość jest dużo mniejsza od
pozostałych. W efekcie uzyskuje się model wady jako pustki, porowatości lub szczeliny
w paśmie jednorodnie rozciąganym, w wyniku działania naprężeń (σnom).
Modele wad
1. Model numeryczny wady jako pustki w materiale spełniającym warunek plastyczności Hubera–Misesa–Hencky'ego (HMH)
W tym modelu wada posiada rzeczywisty zarys jaki powstaje po przeprowadzeniu przekroju przez jej wnętrze w taki sposób aby uzyskać największe spiętrzenie
naprężeń (rys.1).
MATERIAŁ
σnom
WADA
σnom
σmax
Rys. 1. Wada jako pustka w paśmie rozciąganym naprężeniem nominalnym σnom
Fig. 1. A void type defect in band stretched with nominal stress σnom
Model ten może być wykorzystany gdy występuje wada skupiona o nieregularnym
kształcie, np. jama skurczowa wewnętrzna lub zewnętrzna. W przypadku porowatości
daje on z reguły zawyżone wartości naprężenia σmax i wtedy lepiej jest zastosować model
opisany poniżej.
40
Prace IO
4/2009
Modele naprężeniowe do oceny wpływu wad odlewniczych na wytrzymałość...
2. Model numeryczny wady jako materiału spełniającego warunek plastyczności
Gursona-Tvergaarda otoczonego materiałem z warunkiem plastyczności HMH.
W tym przypadku wada posiada również rzeczywisty zarys, jednak jej wnętrze
wypełnione jest materiałem porowatym, o module sprężystości mniejszym niż moduł
sprężystości materiału jednorodnego (rys. 2).
MATERIAŁ
WADA
σnom
σnom
σmax
Rys. 2. Wada jako materiał porowaty w paśmie rozciąganym naprężeniem nominalnym σnom
Fig. 2. A porosity type defect in band stretched with nominal stress σnom
Model plastyczności Gursona–Tvergaarda [1], [2] jest dostępny w niektórych programach MES a obliczenia wymagają podania wartości procentowego udziału porowatości
wewnątrz wybranego obszaru. Porowatość można wyznaczyć przeprowadzając symulację krzepnięcia odlewu np. za pomocą programu Magma.
3. Model analityczny wady jako pustki o kształcie elipsy w materiale liniowo
-sprężystym.
W tym modelu dowolny kształt wady sprowadza się do elipsy, która stanowi jej
obwiednię (rys. 3).
Oś „a”
MATERIAŁ
σnom
WADA
Οś „b”
σnom
σmax
Rys. 3. Wada sprowadzona do elipsy w paśmie rozciąganym naprężeniem nominalnym σnom
Fig. 3. Defect reduced to the form of ellipse in band stretched with nominal stress σnom
41
Prace IO
4/2009
Wartość naprężenia σmax oblicza się ze znanego wzoru:
⎛
⎝
a⎞
b⎠
σ max = σ nom ⎜1 + 2 ⎟
4. Model analityczny wady jako szczeliny w materiale liniowo-sprężystym lub
sprężysto-plastycznym.
Do analizy wpływu wady można wykorzystać również równania mechaniki
pękania. W zależności od rodzaju stopu odlewniczego przyjmujemy wtedy model
liniowo-sprężysty lub sprężysto-plastyczny materiału stosując jako kryterium wartości krytyczne współczynnika intensywności naprężeń KIC lub całki J. Dodatkową
trudność w przypadku żeliwa stanowi ustalenie wartości rzeczywistego naprężenia
nominalnego, albowiem należy wprowadzić współczynniki korekcyjne uwzględniające rodzaj grafitu (odpowiednie wskazówki można znaleźć w dostępnej literaturze
przedmiotu). Wadę rozpatruje się jako szczelinę o wymiarach najdłuższej przekątnej
poprowadzonej prostopadle do kierunku naprężenia nominalnego σnom (rys. 4) i wylicza wartość współczynnika intensywności naprężenia KI za pomocą równania:
K I = σ nom π ⋅ a ⋅ F
gdzie:
F – bezwymiarowy współczynnik zależny od geometrii układu pasmo – szczelina.
MATERIAŁ
WADA
σnom
a
SZCZELINA
σnom
KI
Rys. 4. Wada sprowadzona jako szczelina w paśmie rozciąganym naprężeniem nominalnym σnom
Fig. 4. Defect reduced to the form of slot in band stretched with nominal stress σnom
Przykład zastosowania modeli wad
Jako przykład zastosowania powyżej opisanych modeli rozpatrzono odlew korpusu
zaworu ciśnieniowego z żeliwa EN GJS 400 – 15 (rys. 5), na którego ścianki działa ciśnienie 50 atm.
42
Prace IO
4/2009
Rys. 5. Odlew korpusu zaworu
Fig. 5. Cast valve body
Przeprowadzenie analizy wymagało wykonania rysunku 3D zaworu, wraz z układem wlewowym i nadlewami. W wyniku symulacji zalewania i krzepnięcia odlewu można
było przewidzieć miejsca występowania wad, ich kształt, wymiary oraz procentowy udział
pustek (rys. 6). Spośród wielu miejsc, które zostały wskazane przez program jako obszary o zróżnicowanej porowatości, do dalszej analizy wybrano te, które występowały
w miejscach gdzie naprężenia wywołane obciążeniami eksploatacyjnymi były największe. Wymagało to wcześniej zbudowania modelu numerycznego korpusu zaworu dostosowanego do obliczeń metodą elementów skończonych.
Porowatość
Rys. 6. Określone na drodze obliczeń numerycznych jedno z miejsc występowania porowatości
w odlewie korpusu zaworu
Fig. 6. One of the possible places of porosity occurrence in cast valve body determined by
numerical computations
Na podstawie analizy stanu naprężenia wyznaczono jego składowe i przeanalizowano ich wartości w celu wyeliminowania tych, które ze względu na małe wartości lub
kierunek działania względem usytuowania wady, nie mają znaczącego udziału w generowaniu spiętrzenia naprężeń.
43
Prace IO
4/2009
2
Naprężenie
σx[kG/mm
Naprężenie
σx, kG/mm] 2
2
k[kG/mm ]
z
x
y
Największenaprężenie
naprężenie
=5,3
MPa
w obszarze
występowania
Największe
σx σ
=x5,3
MPa
w obszarze
występowania
wadywady
Rys.7. Wartości składowej stanu naprężenia σnom(x) decydującej o wzroście naprężeń
w sąsiedztwie wady
Fig.7. Values of the stress state component σnom(x) determining stress increase in the vicinity
of defect
Naprężenie σx, kG/mm2
Maksymalne naprężenie 45 MPa
Rys. 8. Wada jako pustka w paśmie rozciąganym naprężeniem nominalnym σnom(x)=5,3 MPa
Fig. 8. A void type defect in band stretched with nominal stress σnom(x)= 5,3 MPa
44
Prace IO
4/2009
Skojarzenie wartości naprężenia z geometrią i lokalizacją wady (rys. 8) oraz wartością procentowego udziału porowatości, według opisanych powyżej czterech modeli,
umożliwiło wyznaczenie spiętrzenia naprężenia σmax oraz wartości współczynnika intensywności naprężeń (WIN) w wierzchołku szczeliny KI.
Tabela 1. Porównanie obliczonych naprężeń σnom , σmax i WIN ze stałymi materiałowymi żeliwa EN
GJS 400 – 15
Table 1. The computed stresses σnom , σmax and stress intensity factors compared with material
constants for cast iron of EN GJS 400 – 15 grade
Model
Naprężenie
σnom
MPa
Naprężenie
σmax
MPa
1
45,2
2
35,1
3
5,3
4
WIN
MPa · m0.5
R0,2
MPa
240
15,9
KIC
MPa · m0.5
45
2,5
Podsumowanie
Wada w postaci porowatości lub jamy wewnętrznej nie zawsze musi być przyczyną
uznania odlewu za wadliwy. Wyniki obliczeń przeprowadzone za pomocą czterech modeli
matematycznych wykazały, że wzrost wartości naprężenia oraz współczynnika intensywności naprężeń wywołane obecnością wady mają dużo mniejszą wartość od ich wartości
krytycznych.
Zaproponowane modele w zasadzie wyczerpują możliwości opisu tego typu nieciągłości materiału w ściance odlewu. Wybór modelu powinien zależeć od kształtu wady
i kierunku działania naprężenia. Wady o wydłużonym kształcie lepiej rozpatrywać jako
szczeliny i stosować metody mechaniki pękania, natomiast jeżeli kształt ich jest nieregularny to model numeryczny, który dokładnie odzwierciedla zarys nieciągłości daje lepszą dokładność obliczeń. W tym przypadku należy stosować duże zagęszczenie sieci
na brzegu wady oraz izoparametryczne elementy nieliniowe ze zredukowaną integracją.
Rozróżnić też należy rodzaj wady i w przypadku porowatości stosować model plastyczności Gursona–Tvergaarda. Jeżeli kształt jest regularny, a jama jest skupiona to można zastosować model, w którym przyjmujemy, że wada ma zarys elipsy. W każdym przypadku
punktem wyjścia analizy jest wyznaczenie metodami numerycznymi (MES) składowych
tensora naprężeń w odlewie bez wad, na który działają obciążenia eksploatacyjne. Położenie, kształt i wymiary wady można określić doświadczalnie lub przewidywać, stosując
odpowiednie algorytmy adoptowane w programach symulujących procesy krzepnięcia
odlewu.
45
Prace IO
4/2009
Podziękowania
Badania wykonano w ramach prac własnych Wydziału Odlewnictwa AGH i pracy
stutowej prowadzonej przez Stanisława Pysza pt." Projektowanie i optymalizacja technologii wytwarzania odlewów żeliwnych z wykorzystaniem algorytmów genetycznych w
programie MAGMAfrontier" zlec. 8005/00.
Literatura
1. Tvergaard V.: Ductile fracture by cavity nucleation between langer voids, J. Mech. and Phys.
Solids 30, 1982, pp. 265-286
2. Kown D., Asaro R.: A Study of Void Nucleation, Growth and Coalescence in Spheroidized
1518 Steel, Metallurgical Transactions, 1990, Vol. 21A, pp. 117-134
Recenzent: dr hab. inż. Andrzej Baliński, prof. UP
46

Show publication content!

Transkrypt

Podobne dokumenty

iron man 3 movie masterpiece iron man mark xvii heartbreaker

Atlas Iron Horse Omega 3

9800

Zakres współpracy międzynarodowej i regionalnej Komitetu

HBOGO week schedule

HBOGO week schedule

Tytuł: Tide of Iron Kod: TD01 Cena: 280pln ISBN 1

Kliknij aby pobrać dokument w formacie PDF