prace instytutu odlewnictwa

I N S T Y T U T O D L E W N I C T W A

PRACE INSTYTUTU ODLEWNICTWA

Tom XLIX Numer 4

SPIS TREŚCI

1. RAFAŁ NOWAK, NATALIA SOBCZAK, TIZIANA LANATA, ENRICA RICCI,BARTŁOMIEJKORPAŁA:Wpływnanopowłokitlenkowejnapomiarnapięcia powierzchniowegoczystejcyny...........................................................................

2. GRZEGORZ MOSKAL, ALEKSANDRA ROZMYSŁOWSKA, ANDRZEJ GAZDA,MARTAHOMA:Wybranetermofizycznewłaściwościproszkówcyrko-nianowychnabaziepierwiastkówziemrzadkichtypuRe2Zr2O7(RE-Gd,La,Sm,Nd)przeznaczonychdonatryskiwaniacieplnegopowłokowychwarstwbariero-wych....................................................................................................................

3. WOJCIECHWIERZCHOWSKI,TADEUSZGROCHAL:Metodaprzetwarzaniażeliwawstaniepółstałym.....................................................................................

4. JAROSŁAW PIEKŁO, STANISŁAW PYSZ: Modele naprężeniowedo oceny wpływu wad odlewniczych na wytrzymałość mechanicznąodlewu.................................................................................................................

5

15

27

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

PrintedinPoland

ISSN 1899-2439

F O U N D R Y R E S E A R C H I N S T I T U T E

TRANSACTIONS OF FOUNDRY RESEARCH INSTITUTE

Volume XLIX Number 4

CONTENTS

5

15

27

1. RAFAŁ NOWAK, NATALIA SOBCZAK, TIZIANA LANATA, ENRICA RICCI, BARTŁOMIEJ KORPAŁA: Effect of oxide nanocoating on surface tensionmeasurementsofpuretin.......................................................................

2. GRZEGORZ MOSKAL, ALEKSANDRA ROZMYSŁOWSKA, ANDRZEJGAZDA, MARTA HOMA: Selected thermo-physical properties of zirconia powdersbasedonrareearthelementssuchasRe2Zr2O7(Re-Gd,La,Sm,Nd)forthermalspraycoatingofbarrierlayers...........................................................

3. WOJCIECHWIERZCHOWSKI,TADEUSZGROCHAL:Semi-solidprocessingmethodforcastiron............................................................................................

4. JAROSŁAWPIEKŁO,STANISŁAWPYSZ:Stressmodelsandtheirapplicationin explanation of casting defect influence on the cast part mechanicalbehaviour............................................................................................................. 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

Nopartofthispublicationmaybereproducedordistributedwithoutthewrittenpermission ofthecopyrightholder

PrintedinPoland

ISSN 1899-2439

5


Tom XLIX Rok 2009 Zeszyt 4

5

WPŁYW NANOPOWŁOKI TLENKOWEJ NA POMIAR NAPIĘCIA POWIERZCHNIOWEGO CZYSTEJ CYNY

Rafał Nowak1, Natalia Sobczak1, Tiziana Lanata2, Enrica Ricci2, Bartłomiej Korpała1

1 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

StreszczenieBadania 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 tem-peraturze. Zastosowano dwie procedury przygotowania powierzchni metalu, tj. 1) próbkę cyny przed umiesz-czeniem 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 pre-paratyki, 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 szafiro-wym, 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 po-wierzchniowego 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

EFFECT OF OXIDE NANOCOATING ON SURFACE TENSION MEASUREMENTS OF PURE TIN

AbstractSurface 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 oxi-de 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 cham-ber (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 re-sults 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

6

Prace IO 4/2009

Wstęp

Rozwój technik komputerowych, pozwalających na znaczne zmniejszenie praco-chłonności, skrócenie czasu obróbki danych oraz redukcję nakładów na badania, spo-wodowały 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 popraw-nie zmierzonych właściwości termofizycznych. Jedną z nich jest napięcie powierzchnio-we ciekłych metali i stopów. Dlatego celowym stało się określenie wpływu różnych czyn-ników 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 po-szczególne właściwości materiałów w połączeniu z opracowaniem sposobów usuwania warstw tlenkowych oraz sposobów zapobiegania ich powstawaniu bezpośrednio pod-czas badań wysokotemperaturowych ma istotne znaczenie dla praktyki.

Materiały i metodyka badań

W badaniach zastosowano cynę o czystości 99,99% oraz tygiel szafirowy dostarczo-ne przez partnera włoskiego. Przed umieszczeniem w komorze próżniowej powierzchnię wyciętej próbki cyny poddano procedurze przygotowania powierzchni stosowanej dotych-czas 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 szafiro-wy również został oczyszczony w płuczce ultradźwiękowej w acetonie. Średnica tygla wy-nosiła 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 położe-nie 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).

Rafał Nowak, Natalia Sobczak, Tiziana Lanata, Enrica Ricci, Bartłomiej Korpała

7

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)

Rys. 2. Schemat pomiaru objętości ukrytej

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 powierzch-niowego 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 para-metrów 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 zwilża-nia) wykorzystano oprogramowanie ASTRA-2 [4, 5], którego działanie opiera się o roz-wiązanie 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].

a) b) c) d)

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)

Fig. 2. Schematic representation of the measurement of hidden crucible content volume

8

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]

Pierwszy test wykonano stosując tradycyjną procedurę przygotowania meta-lu. 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 mate-riałów nagrzewano do temperatury 700°C w czasie 1 godziny i wytrzymano około 10 mi-nut 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. Re-jestrację prowadzono z szybkością 1 klatki na minutę przez 10 minut. Następnie schła-dzano układ o 50°C w ciągu 5 minut i ponownie wytrzymywano w celu stabilizacji tem-peratury 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 wykorzysta-no do drugiego testu, podczas którego umieszczono ją na boku w tyglu szafiro-wym (rys. 5) i ponownie wprowadzono do komory załadowczej. Po odpompowa-niu komory do próżni pozwalającej na dalszy transfer pomiędzy komorami UHV w zestawie aparaturowym (osiągając poziom 10-7 mbar) parę materiałów prze-transportowano do komory preparatyki, w której zamontowane jest działo jono-we. W komorze preparatyki poziom próżni utrzymywał się na poziomie 10-8 mbar.

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]


9

Prace IO 4/2009

Rys. 4. Fotografia kropli cyny w tyglu szafirowym po pierwszym badaniu napięcia powierzchniowego

Rys. 5. Schemat ułożenia zakrzepłej kropli cyny w tyglu szafirowym przygotowanej do czyszczenia jonowego oraz do badań napięcia powierzchniowego w drugim teście

Następnie, po odcięciu zaworem komory preparatyki od komory transferu wprowa-dzono 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-

Fig. 4. A photo of tin drop in sapphire crucible after the first round of surface tension measurements

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

Wpływ nanopowłoki tlenkowej na pomiar napięcia powierzchniowego czystej cyny...

10

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 temperaturowe-go i czasowego jak to miało miejsce w badaniach próbki cyny oczyszczonej tylko mecha-nicznie. 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 procedu-ry (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 publi-kacji profesor Enrica Ricci i jej współpracownicy [7], którzy zaobserwowali spadek napię-cia 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 cha-rakterystyką na obecność nanopowłoki tlenkowej na próbce cyny, jak pokazano na rysunku 7.


11

Prace IO 4/2009

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

Tabela 1. Zestawienie zakresów próżni, jaka występowała podczas badań napięcia powierzchnio-wego cyny czyszczonej mechanicznie i w płuczce ultradźwiękowej oraz cyny czyszczonej poprzez

trawienie jonowe w komorze badawczej wysokotemperaturowej

Temperatura,°C

Próżnia, mbar ×10-7

Czyszczenie mechaniczne Czyszczenie jonowe700 62,9–62,5 16,1–30,4650 47,5–45,3 20,4–16,7600 37,0–34,6 11,3–8,25550 29,3–27,3 5,88–4,53500 23,8–22,3 3,09–2,58450 19,3–18,5 1,93–1,74400 16,6–15,9 1,47–1,39350 14,4–11,4 1,23–1,20300 13,0–12,8 1,10–1,09

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

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


Temperatura, °C

σ, m

N/m

12

Prace IO 4/2009

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

Podsumowanie

Opracowano procedurę trawienia jonowego powierzchni badanego metalu z wy-korzystaniem posiadanego w Centrum Badań Wysokotemperaturowych uniwersalnego zestawu aparaturowego do kompleksowych badań ciekłych metali i stopów w wyso-kiej temperaturze (rys. 3), a jej skuteczność sprawdzono w badaniach zmiany napięcia powierzchniowego w funkcji temperatury dla czystej cyny. Badania porównawcze z wy-korzystaniem 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.

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


Temperatura, °C

Kąt

zw

ilżan

ia θ

, °

13

Prace IO 4/2009

Literatura

Sobczak N. et al.: Current Opinion in Solid State and Materials Science, 9 (2005), 1. pp. 241–253Sobczak N., Nowak R., Radziwill W., Budzioch J. , Glenz A.: A495 (2008), pp. 43–492. Eustathopoulos N., Sobczak N., Passerone A., Nogi K., Mater J.: Sci., 40 [9/10] (2005), 3. pp. 2271–2280.Liggieri L., Passerone A. High. Temp. Techn., 7, (1989), 804. ASTRA Reference Book, IENI, Report, Oct. 20075. MEMORANDUM OF UNDERSTANDING between CNR-Istituto per I’Energetica e le Interfasi 6. – U.T. di Genova, Italy and Center for High Temperature Studies at Foundry Research Institu-te, Krakow, Poland, signed on Oct. 18, 2007 in Genova, ItalyRicci E., Arato E., Passerone A., Costa P., Adv. Coll. Int. Sci., 117 (2005), pp. 15–327.

Recenzent: prof. dr hab. inż. Zbigniew Górny


15



15

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 cera-micznych typu RE2Zr2O7 (RE – Gd, La, Nd, Sm) przeznaczonych do natryskiwania plazmowego po-włokowych barier cieplnych. W celach porównawczych przedstawiono również wyniki dla standar-dowego 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. Ba-daniom 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 wyka-zywał proszek typu La2Zr2O7. Najwyższą wartość ciepła właściwego wykazuje proszek cyrkoniano-wy Y8SZ, natomiast najniższą proszek na bazie cyrkonianu samaru.

Słowa kluczowe: powłokowe bariery cieplne, natryskiwanie plazmowe, ciepło właściwe, przewod-nictwo 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 stan-dard 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

16

Prace IO 4/2009

Wprowadzenie

Nowoczesne konstrukcje silników jak również intensywny rozwój technologii pro-wadzą 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 silni-ka 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 po-wierzchni powłoki ceramicznej. Ponadto powłoki TBC obniżyły ilość niezbędnego powie-trza 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, najczę-ściej YSZ (ZrO2Y2O3) i międzywarstwy typu MCrAlY (M = Ni, Co, Fe). Mała wartość prze-wodnictwa cieplnego charakterystyczna dla materiałów ceramicznych powoduje obniże-nie temperatury w strefie połączenia z materiałem międzywarstwy, który odpowiada za zwiększenie odporności na „hot corrosion” (zwiększenie odporności na wysokotempera-turową 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], ta-kich 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 pomię-dzy metalicznym podłożem, a ceramicznym pokryciem;mała gęstość – 6,4 g/cm• 3, co pozwala na obniżenie masy turbiny;niski moduł sprężystości (E = 50 GPa), co pozwala na redukowanie naprężeń ciepl-• nych;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 stosowa-

ne już od 30-u lat, nadal ich trwałość jest zasadniczym problemem, ograniczającym ich szersze stosowanie. Ze względu na bardzo ograniczone możliwości zwiększania tem-peratury 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 żarowytrzyma-łych 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.

Grzegorz Moskal, Aleksandra Rozmysłowska, Andrzej Gazda, Marta Homa

17

Prace IO 4/2009 Wybrane termofizyczne właściwości proszków cyrkonianowych...

Zasadniczy problem polega na wytworzeniu materiału ceramicznego, przeznaczo-nego na zewnętrzną warstwę powłokowych barier cieplnych, charakteryzującego się zmniejszoną, w porównaniu do YSZ, przewodnością cieplną, zwłaszcza w wysokiej tem-peraturze, 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 wyka-

zywać 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 nastę-pującym 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 obie-

cującą grupą materiałów do zastosowań na warstwę ceramiczną TBC są cyrkoniany ziem rzadkich o ogólnym wzorze RE2Zr2O7, krystalizujące w uporządkowanej strukturze pi-rochlorów. 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 sa-mego 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.

Fig.1. Development in creep-resistant materials and protective coatings [8]

1300

1200

1100

1000

900

800

Tem

pera

tura

, °C

1950 1960 1970 1980 1990 2000 2010Rok

Rys.1. Rozwój materiałów żarowytrzymałych i pokryć ochronnych [8]

18

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 zakre-sie. 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 prosz-ków 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 fazo-wych 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 wyni-ki zaprezentowano w pracy [43, 44].


19

Prace IO 4/2009

ZrO2 . 8Y2O3 Gd2Zr2O7 La2Zr2O7 Nd2Zr2O7 Sm2Zr2O7%

wag.Zr 80,63 28,5 30,6 28,9 29,8Gd 59,7 - - -La - 59,1 - -Nd - - 58,9 -Sm - - - 60,0Y 6,10 0,068 <0,01 <0,01 <0,01Al 0,17 0,088 0,092 0,370 0,065Si <0,10 <0,10 <0,10 <0,10 <0,10Cu <0,01 <0,01 <0,01 <0,01 <0,01Ti <0,067 <0,005 0,011 0,005 0,012S 0,004 0,002 0,001 0,001 0,001C 0,018 0,006 0,002 0,005 0,003O2 12,9 8,8 10,1 9,0 9,4

N2 101 ppm 311 ppm 434 ppm 291 ppm 350 ppm

Tabela 1. Skład chemiczny proszków na bazie tlenku cyrkonu i cyrkonianów

Tabela 2. Gęstość piknometryczna proszków na bazie tlenku cyrkonu i cyrkonianów

ZrO2 . 8Y2O3 Gd2Zr2O7 La2Zr2O7 Nd2Zr2O7 Sm2Zr2O7

Gęstość, g/cm3 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 wy-sokotemperaturowego 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 (ental-pii) ΔH w zakresie od temperatury otoczenia do 1500°C, z dokładnością ±4%.

Analizę DSC badanych materiałów wykonano w atmosferze ochronnej argo-nu w zakresie temperatury od 20 do 1450°C przy szybkości nagrzewania wynoszącej 5°C/min. Analizie kalorymetrycznej poddano fragmenty pastylek wycięte z próbek pod-danych wcześniej badaniom przewodności temperaturowej o gęstościach zestawionych w tabeli 2.

Table 1. Chemical composition of zirconia- and zirconate-based powders

Table 2. Pycnometric density of zirconia- and zirconate-based powders

Wybrane termofizyczne właściwości proszków cyrkonianowych...

20

Prace IO 4/2009

Do wykonania pomiarów przewodności temperaturowej wykorzystano zakupione przez Instytut Odlewnictwa, dzięki dotacji aparaturowej na działalność statutową (Decy-zja Nr 425/E-141/S/2007-2), urządzenie typu laser-flash LFA 427/4/G firmy Netzsch, słu-żące do badań przewodności temperaturowej a metali i stopów w stanie stałym i ciekłym, materiałów ceramicznych oraz materiałów proszkowych. Zastosowana technika impulso-wa 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: ma-teriały w stanie ciekłym, kompozyty, materiały półprzeźroczyste, proszki, cienkie warstwy i materiały wielowarstwowe. Pomiar przewodności temperaturowej jest możliwy z dokład-nością 3%, a wyznaczenie przewodności cieplnej z udokumentowaną dokładnością 5% w całym zakresie pomiarowym. Zasadę pomiaru i budowę urządzenia szczegółowo opi-sano 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 wyeli-minowania zjawiska rozpraszania ciepła przez radiację. Obliczenia współczynnika prze-wodności 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 tem-peratury 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 tempe-ratury 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 gadolino-wego 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 siecio-wa 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 właści-wego, a samarowy mniejszą od przewidywanych w całym analizowanym zakresie tem-peratury 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. roz-szczepieniem podpoziomów energetycznych. Cyrkoniany lantanu i gadolinu charakte-ryzują się brakiem lub połowicznym wypełnieniem podpoziomu 4f, w związku z czym


21

Prace IO 4/2009

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.

Rys. 2. Wykres zależności ciepła właściwego od temperatury dla badanych proszków cyrkoniano-wych na bazie pierwiastków ziem rzadkich typu RE2Zr2O7 (RE - Gd, La, Sm, Nd)

Drugim analizowanym zagadnieniem była przewodność temperaturowa proszków cyrkonianowych, które należą do materiałów o najniższym współczynniku przewodno-ści 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 krzy-wych wskazuje na zależność typu αf(T-1), co sugeruje że mechanizm transportu ciepła związany jest z dominującym efektem rozpraszania fononów (typowe zjawisko dla mate-riałów polikrystalicznych) [49, 50].

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


Temperatura, °C

Cp,

J/(g

*K)

22

Prace IO 4/2009

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)

Przewodność cieplną opartą na mechanizmie fononowym opisuje następujące rów-nanie [37]:

(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 fo-nonów można przyjąć jako stałe, w związku z czym przewodnictwo cieplne (składo-wa sieciowa) zależeć będzie tylko od wartości średniej drogi swobodnej fononów, która dla większości ceramicznych materiałów polikrystalicznych maleje wraz ze wzro-stem temperatury [37]. Średnia droga swobodna fononów w sieci krystalicznej cyrko-nianów 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 wi-dzenia 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 przy-padku pomijalnie mała [51]. W konsekwencji następuje widoczny na rysunku 3 spadek przewodności temperaturowej. W temperaturze powyżej 750°C obserwuje się silny wzrost

Fig. 3. Plotted relationship between changes in heat conductivity and temperature for the investi-gated zirconate powders based on rare earth metals of the RE2Zr2O7 (RE- Gd, La, Sm, Nd) type.


Prz

ewod

ność

tem

pera

turo

wa,

mm

2 /cm

Temperatura, °C

__

31 lvCv=λ

23

Prace IO 4/2009

przewodności temperaturowej, co jest efektem intensyfikacji procesów radiacyjnych zwa-nych inaczej fononowym przewodnictwem cieplnym (w przeciwieństwie do przewodnic-twa 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 siecio-wego wpływ mikroporowatości jest stosunkowo mały). Uwzględniając obecność mikropo-rów rzeczywistą przewodność temperaturową można wyznaczyć z zależności [52]:

(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

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 wnioskiPrzeprowadzone badania wykazały, że proszki na bazie cyrkonianów ziem rzadkich 1. o strukturze pirochlorów charakteryzują się pożądanymi właściwościami cieplnymi z punktu widzenia ich zastosowania jako materiałów do natryskiwania cieplnego po-włokowych warstw barierowych.Ciepło właściwe proszków na bazie cyrkonianów jest niższe w całym zakresie tem-2. peratury, 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 tem-peratury.Wyniki uzyskane dla proszków typu Sm3. 2Zr2O7 i Nd2Zr2O7 wykazują różnice od teore-tycznej zależności, która mówi, że w grupie lantanowców wartość ciepła właściwego rośnie od lantanu w kierunku gadolinu. Wartość ta dla proszku Nd2Zr2O7 jest wyż-sza od teoretycznej, a dla proszku Sm2Zr2O7 niższa. Jest to efektem tzw. anoma-lii Schottky'ego i/lub silnego zdefektowania struktury tych proszków. W przypadku proszków typu La2Zr2O7 i Gd2Zr2O7, ze względu na poziom obsadzenia orbitali typu

Table 2. Porosity of zirconia- and zirconate-based powders and heat conductivity values of com-pact and solid specimen


φ341

'

−=aa

24

Prace IO 4/2009

odpowiednio 4f0 i 4f7 składowa ta jest równa zero, a pojemność cieplna zależy tylko od składowej sieciowej.Badania przewodności temperaturowej proszków wykazały, że wszystkie krzywe 4. mają typowy charakter przebiegu. W wyniku procesów rozpraszania fononów dyfu-zyjność maleje do temperatury około 750°C, po czym rośnie, co jest efektem zwięk-szenia intensywności procesów radiacyjnych.Najniższą przewodność temperaturową w temperaturze 1000°C uzyskano dla prosz-5. ków 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.Analizie poddano próbki, na których wykonano już badania przewodności tempe-6. raturowej 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 powszech-nie stosowanym wzorem służącym do korekcji przewodności temperaturowej i uzy-skaniem rzeczywistej wartości dla materiału litego ponieważ zmniejszenie porowato-ści powoduje wzrost wartości tej właściwości termofizycznej

Literatura

Sieniawski J.: Kryteria i sposoby oceny materiałów na elementy lotniczych silników turbino-1. wych, Oficyna Wydawnicza Politechniki Rzeszowskiej, Rzeszów, 1995Yu Z., Dharmasena K.P., Hass D.D., Wadley H.N.G.: Vapor deposition of platinum alloyed 2. nickel aluminide coatings, Surface & Coatings Technology, 201 (2006) 2326-2334Vassen R., Tietz F., Kerkhoff G., Stoever D.: New materials for advanced thermal barrier co-3. atings, Lecomte-Beckers J., Schuber F., Ennis P.J., (Ed.) Proceedings of the 6th Liége Confe-rence on Materials for Advanced Power Engineering (Universite de Liége, Belgium, November 1998), (1998), 1627-1635 Forschungszentrum Jülich GmbH, Jülich, DeutschlandLackey W.J., Stinton D.P., Cerny G.A., Schaffhauser A.C., Fehrenbacher L.L.: Ceramic co-4. atings for advanced heat engines - a review and projection, Advanced Ceramic Materials, 2 (1987) 24-30Vassen, R. and Stoever, D.: Conventional and new materials for thermal barrier coatings in 5. Functional Gradient Materials and Surface Layers Prepared by Fine Particles Technology, ed. M.I. Baraton and I. Uvarova. Kluwer Academic Publishers, Netherlands,199-216Maloney M. J.: U.S. Patent No. 6,117,560, 20006. Maloney M. J.: U.S. Patent No. 6,284,323, 20017. Schulz U. et al.: Some recent trends in research and technology of advanced thermal barrier 8. coatings, Aerospace Science and Technology, 7 (2003) 73-80Maloney M. J.: U.S. Patent No. 6,117,560, 20009. Maloney M. J.: U.S. Patent No. 6,284,323, 200110. Subramanian R.: U.S. Patent No. 6,258,467, 200111. Subramanian M. A., Sleight A. W.: In Handbook on the Physics and Chemistry of Rare Earths, 12. ed. Gschneider K. A. and Erying L.: Elsevier Science Publishers, Oxford, UK (1993) 225Vassen R., Cao X., Tietz F., Kerkhoff G., Stoever D.: La13. 2Zr2O7-a new candidate for thermal bar-rier 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, DüsseldorfVassen R., Cao X., Tietz F., Basu D., Stoever D.: Zirconates as new materials for thermal bar-14. rier coatings, Journal of American Ceramic Society, 83 (2000) 2023-2028Wilden J., Wank M., Steffens H.D., Brune M.: New thermal barrier coating system for high tem-15.


25

Prace IO 4/2009

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, USACao X., Vassen R., Tietz F., Jungen W., Stoever D.: Thermal stability of lanthanum zirconate 16. plasma-sprayed coating, Journal of American Ceramic Society, 84 (2001) 2086-2090Subramanian M.A., Aravamudan G., Subba Rao G.V.: Oxide pyrochlores-a review, Progress 17. in Solid State Chemistry, 15 (1983) 55-143Ding C., Xi Y., Zhang Y., Qu J., Qiao H.: Thermophysical properties of plasma sprayed rare 18. earth oxide coatings, Sandmeier S., Eschnauer H., Huber P., Nicoll A.R., (Ed.) The 2nd Pla-sma-technik-symposium (Lucerne Switzerland, June 1991), (1991), 27-32 Plasma-Technik AG, Wohlen, SwitzerlandLehmann H. et al.: Thermal conductivity and thermal expansion coefficients of the lantha-19. num 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-co-20. ating applications, Journal of American Ceramic Society, 85 (2002) 3031–3035Xu Q., et al.: Rare-earth zirconate ceramics with fluorite structure for thermal barrier coatings, 21. Journal of American Ceramic Society, 89 (2006) 340–342Zhu D., Miller R.A.: Development of advanced low conductivity thermal barrier coatings, Inter-22. national Journal of Applied Ceramic Technology, 1 (2004) 86-94Balsone S.J., et al.: Materials Beyond Superalloys: Exploiting high-temperature composites, 23. Technical Information Series, GE Research & Development Center, July 2001Bewley B.P., et al.: A review of very high-temperature nb-silicide based composites, Technical 24. Information Series, GE Research & Development Center, September 2002l, 2002GRC172Korneev V.R., Glushkova V.B., Keler E.K.: Izv. Akad. Nauk SSSR, Neorg. Mater. 7 (1971) 25. 886-887Bolech M., Ph.D. Thesis, University of Amsterdam, Amsterdam, Netherlands, 199826. Bolech M., Cordfunke E.H.P., Janssen F.J.J.G., Navrotsky A.: Standard enthalpy of formation 27. of lanthanum zirconate, Journal of American Ceramic Society, 78 (1995) 2257–2258Bolech M., Cordfunke E.H.P., Van Genderen A.C.G., Van Der Laan R.R., Janssen F.J.J.G., 28. 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 29. Nd2Zr2O7 pyrochlore and the thermal behaviour of pyrochlore-based inert matrix fuel, Journal of Alloys and Compounds, 352 (2003) 1–5Lutique S., Javorsky P., Konings R.J.M., Krupa J.-C., van Genderen A.C.G., van Miltenburg 30. J.C., Wastin F.: The low-temperature heat capacity of some lanthanide zircoantes, Journal of Chemical Thermodynamics, 36 (2004) 609–618E.H.P. Cordfunke and R.J.M. Konings, Editors, Thermochemical data for reactor materials and 31. fission products, North Holland, Amsterdam (1990) Lutique S., Javorsky´ P., Konings R.J.M., van Genderen A.C.G., van Miltenburg J.C., Wastin 32. F.: Low temperature heat capacity of Nd2Zr2O7 pyrochlore, Journal of Chemical Thermodyna-mics, 35 (2003) 955-965Sedmidubsky T., Benes O., Konings R.J.M.: High temperature heat capacity of Nd33. 2Zr2O7 and La2Zr2O7 pyrochlores, Journal of Chemical Thermodynamics, 37 (2005) 1098–1103Hong-Song Z., Zhen-Jun L., Qiang X., Fu-Chi W., Ling L.: Preparation and thermophisical pro-34. perties of Sm2(Ce0,3Zr0,7)2O7 ceramic, Advanced Engineering Materials, 10 (2008) 139-142Hong-Song Z., Qiang X., Fu-Chi W., Ling L., Wei Y., Chen X.: Preparation and thermophisical 35. properties of (Sm0,5La0,5)2Zr2O7 and (Sm0,5La0,5)2(Zr0,5Ce0,5)2O7 ceramics for thermal barrier co-atings, Journal of Alloys and Compounds, 475 (2009) 624-628Lehmann H., Pitzer D., Pracht G., Vassesn R., Stover D.: Thermal conductivity and thermal 36. expansion coefficients of the lanthanum rare-earth-element zirconate system, Journal of Ame-rican Ceramic Society, 86 (2003) 1338-1344


26

Prace IO 4/2009

Hongming Z, Danqing Y., Zhiming Y., Lairong X.: Preparation and thermophisical properties of 37. CeO2 doped La2Zr2O7 ceramics for thermal barrier coatings, Journal of Alloys and Compounds, 438 (2007) 217-221Zhan-Guo L., Jia-Hu O., Yu Z.: Structural evolution and thermophisical properties of (Sm38. xGd1-

x)2Zr2O7 (0≤x≤1.0) ceramics, Journal of Alloys and Compounds, 472 (2009) 319-324Pan W., Wan C.L., Xu Q., Wang J.D., Qu Z.X.: Thermal diffusivity of samarium-gadolinium 39. zirconate solid solutions, Termochimica Acta, 455 (2007) 16-20Zhan-Guo L., Jia-Hu O., Yu Z.: Heat capacities and derive3d thermodynamic functions of 40. neodymium-gadolinium zirconates from 298.15 to 1050K, Journal of Alloys and Compounds, 475 (2009) 21-24Zhan-Guo L., Jia-Hu O., Bai-He W., Yu Z., Jing L.: Preparation and thermophisical properties 41. of NdxZr1-xO2-x/2, Journal of Alloys and Compounds, 466 (2008) 39-44Moskal G.: Microstructural characterization of conventional and nano-sized YSZ powders, for 42. TBC Systems obtained by APS, EMAS 2009, 11th European Workshop on Modern Develop-ment and Applications in Microbeam Analysis, 10-14 may 2009, Gdańsk, Poland, Book of Tutorials and Abstracts, 273Moskal G.: Microstructural characterization of a new type of RE43. 2Zr2O7 Powders for TBC sys-tems 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, 274Moskal G., Witala B., Rozmysłowska A.: Thermal diffusivity of RE44. 2Zr2O7– type ceramic po-wders intended for TBC`s deposited by APS, Archives of Materials Science and Engineering, 36 (2009) 76-81Rozmysłowska A., Witala B., Moskal G.: Thermal diffusivity measurement of zirconia and zir-45. coante 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, 13Gazda A., Homa M.: Określenie przewodnictwa cieplnego wybranych gatunków zeliwa sfe-46. roidalnego za pomocą pomiaru przewodnictwa temperaturowego metodą laser-flash. Prace Instytutu Odlewnictwa, 2009, t. XLIX, nr 2, s. 5-18Moskal G., Rozmysłowska A.: Wyznaczanie dyfuzyjności cieplnej metodą laser-flash oraz 47. charakterystyka urządzenia LFA 427 firmy NETZCH, XXXVI Szkoła Inżynierii Materiałowej, Kraków - Krynica, 23-26 IX 2008, 166-171Konings R.J.M.: Estimation of the standard entropies of some Am(III) and Cm (III) compounds, 48. Journal of Nuclear Materials, 295 (2001) 57-63Wu J., Padture N.P., Klemens P.G., Gell M., Garcia E., Miranzo P., Osendi M.I.: Thermal 49. conductivity of ceramics in the ZrO2-GdO1.5 system, Journal of Materials Research, 17 (2002) 3193-3200Youngblood G. E., Rice R. W., Ingel R. P.: Thermal diffusivity of partially and fully stabilized 50. (yttria) zirconia single crystals, Journal of American Ceramic Society, 71 (1988) 255-260Kingery W.D., Thermal Conductivity: XII, Temperature dependence of conductivity for single-51. phase ceramics, Journal of American Ceramic Society, 38 (1955) 251-255Wan C. L., Pan W., Xu Q., Qin Y. X., Wang J. D., Qu Z. X., Fang M. H.: Effect of point defects 52. on the thermal transport properties of (LaxGd1−x)2Zr2O7: Experiment and theoretical model, Physical Review B 74 (2006) 144109K. W. Schlichting, Padture N. P., Klemens P. G.: Thermal conductivity of dense and porous 53. yttria-stabilized zirconia, Journal of Materials Science, 36 (2003) 3003-3010

Recenzent: prof. dr hab. inż Zbigniew Górny


27



27

SEMI-SOLID PROCESSING METHOD FOR CAST IRON

Wojciech Wierzchowski, Tadeusz Grochal

Foundry Research Institute, 30-418 Kraków, ul. Zakopiańska 73, Poland

AbstractA 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

METODA PRZETWARZANIA ŻELIWA W STANIE PÓŁSTAŁYM

StreszczenieZaprojektowano i skonstruowano urządzenie do wytwarzania wlewków z żeliwa o globularnej-nie-dendrytycznej strukturze fazy pierwotnej. W tym celu wykorzystano zasadę przepływu po płycie pochyłej, tj. metodę SCP (Slope Cooling Plate). Wykonano próby z zastosowaniem żeliwa sza-rego 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

28

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 pri-mary 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. Flamin-g’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 semi-solid 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 extraordina-rily 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 pre-cipitates 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 al-loys 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


29

Prace IO 4/2009

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 in-formation 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 tempera-tures (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 me-thod 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.

Semi-solid processing method for cast iron

30

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 slo-pe 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).

Fig. 1. Schematic image of the SCP unit

At first [13], the following four grades of the cast iron were tested: carbon hypo-eutectic 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 de-termined 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 ma-ximum 25°. The metal pouring method was also changed to improve the flow way control and enable metal stream stabilization.


Rys. 1. Schemat urządzenia do procesu SCP

Sloped plate

Cooling system

MoldMount

Furmace with molten Fe alloy

→

→ H2O

31

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 hi-gh-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¬si-dual 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

Sample designation

Elements content, % The range

temperature: liquidus TL ;

solidus TE, °C

Overheating, K

Cast temperature,

°CC Si Mn

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


Tabela 1. Dane dotyczące badanego żeliwa z grafitem płatkowym

32

Prace IO 4/2009

Table 2. Data of the investigated high-chromium irons

Sample designation

Elements content, % The range

temperature: liquidus TL ;

solidus TE, °C

Overheating, K

Cast temperature,

°CC Si Mn

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

Results

As mentioned above, the metallographic examinations were the basis for the in-vestigation 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 b) scale: 200 μm


Tabela 2. Dane dotyczące badanego żeliwa wysokochromowego

33

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

b) scale: 200 μma) scale: 200 μm


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

34

Prace IO 4/2009

c) scale: 500 μm d) scale: 500 μm

Fig. 3. Specimen 21 Sz (metal stream length 1000 mm; ΔT = 100 K): a) graphite microstructureafter 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 gra-fitu w ciekłym metalu; b) mikrostruktura grafitu po zastosowaniu metody SCP; c) mikrostruktura

osnowy ciekłego metalu; d) mikrostruktura grafitu po zastosowaniu metody SCP

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

35

Prace IO 4/2009


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

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 si-milar.

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 precipita-tes morphology in the samples cut out from castings poured directly after melting corre-sponds 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.


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

36

Prace IO 4/2009

Table 3. Graphite morphology

Conclusions

The authors confirmed the published information that it is possible to develop a thixo-1. tropic 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.The influence of the SCP process on the shape, size and distribution of graphite 2. 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.The authors’ experiments, which have been carried out until now, have not yet re-3. sulted 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.


Tabela 3. Morfologia grafitu

Reviewer: prof. Ludmil Drenchev

37

Prace IO 4/2009

References

Flemings M. C.: Behaviour of Metal Alloys in the Semisolid State. Metallurgical Transactions 1. A, May 1991, vol. 22A, p. 957Kirkwood D. H.: Semisolid metal processing. Int. Materials Rev., 1995, vol. 39, nr 5, p. 1732. Yoneda H., Fukuda T., Ishino T.: Influence of primary crystal morphology on the strength of low 3. carbon gray cast iron stirred in the primary solidification process. Proc. 59th WFC, Sao Paulo 1992, p. 18.3Qiu P., Nomura H., Takita M.: Mould filling behaviour and solidification structure of semi-solid 4. gray iron. Int. J. Cast Metals Research, 2000, vol. 13, p. 93Muumbo A., Nomura H.: Micro-structural characterisation and mould-filling behaviour of gray 5. cast iron stirred in the semi-solid state. Int. J. Cast Metals Research, 2002, vol. 15, p. 31Poolthong N., Qiu P., Nomura H.: Primary particle distribution in cast iron by semi-solid proces-6. sing under centrifugal field. Int. J. Cast Metals Research, 2003, vol. 16, p. 566Muumbo A., Nomura H., Takita M.: Mechanical properties and microstructure of semi-solid 7. processed cast iron. Int. J. Cast Metals Research, 2003, vol. 16, nr 1-3, p. 259Muumbo A., Nomura H., Takita M.: Casting of semi-solid cast iron slurry using combination of 8. cooling slope and pressurisation. Int. J. Cast Metals Research, 2004, vol. 17, no. 1, p. 39Poolthong N., Nomura H., Takita M.: Effect of heat treatment on microstructure, wear proper-9. ties and corrosion characteristics of semi-solid processed high chromium cast iron. Int. J. of Cast Metals Research, 2003, vol. 16, n° 6, p. 566Pahlevani F., Nili-Ahmadabadi M.: Development of semi-solid ductile cast iron. Int. J. of Cast 10. Metals Research, 2004, vol. 17, n° 3, p.157Tian H., Stefanescu D. M.: Application of a Coloration Etching Method to the Study of Micro-11. structures in Primary and Eutectic Solidification in Cast Iron. MATERIALS Characterisation 29.329-333 (1992), 1044-3803/92Weck, Leistner E.: Metallographic instructions for colour etching by immersion. Part II. Düs-12. seldorf, 1983Wierzchowski W. i in.: Technika semi-solid w zastosowaniu do żeliwa. Etap I, Prace Nauk.-13. Bad. Instytutu Odlewnictwa, Kraków, 2005Wierzchowski W. i in.: Technika semi-solid w zastosowaniu do żeliwa. Etap II, Prace Nauk.-14. Bad. Instytutu Odlewnictwa, Kraków, 2006


Reviewer: prof. Ludmil Drenchev

39



39

MODELE NAPRĘŻENIOWE DO OCENY WPŁYWU WAD ODLEWNICZYCH NA WYTRZYMAŁOŚĆ MECHANICZNĄ

ODLEWU

Jarosław Piekło**, Stanisław Pysz*

* Instytut Odlewnictwa, Centrum Projektowania i Prototypowania, ul. Zakopiańska 73, 30-418 Kraków

StreszczenieArtykuł 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 za-proponowanych modeli przeprowadzono na przykładzie odlewu zaworu ciśnieniowego wykonane-go z żeliwa EN GJS 400 – 15.

Słowa kluczowe: wada odlewu, model numeryczny, naprężenie, symulacja krzepnięcia

** Akademia Górniczo–Hutnicza im. St. Staszica w Krakowie, Wydział Odlewnictwa, Katedra Inżynierii Procesów Odlewniczych,

ul. Reymonta 23, 30-059 Kraków

STRESS MODELS AND THEIR APPLICATION IN EXPLANATION OF CASTING DEFECT INFLUENCE ON THE CAST PART MECHANICAL

BEHAVIOUR.

AbstractThe 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

40

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 położe-nia 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

Model numeryczny wady jako pustki w materiale spełniającym warunek plastyczno-1. ści Hubera–Misesa–Hencky'ego (HMH)

W tym modelu wada posiada rzeczywisty zarys jaki powstaje po przeprowadze-niu przekroju przez jej wnętrze w taki sposób aby uzyskać największe spiętrzenie naprężeń (rys.1).

σnom σnom WADA

MATERIAŁ

σmax

Rys. 1. Wada jako pustka w paśmie rozciąganym naprężeniem nominalnym 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.

Jarosław Piekło, Stanisław Pysz

Fig. 1. A void type defect in band stretched with nominal stress σnom

41

Prace IO 4/2009

Model numeryczny wady jako materiału spełniającego warunek plastyczności 2. 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).

Rys. 2. Wada jako materiał porowaty w paśmie rozciąganym naprężeniem nominalnym σnom

Model plastyczności Gursona–Tvergaarda [1], [2] jest dostępny w niektórych progra-mach MES a obliczenia wymagają podania wartości procentowego udziału porowatości wewnątrz wybranego obszaru. Porowatość można wyznaczyć przeprowadzając symula-cję krzepnięcia odlewu np. za pomocą programu Magma.

Model analityczny wady jako pustki o kształcie elipsy w materiale liniowo 3. -sprężystym.

W tym modelu dowolny kształt wady sprowadza się do elipsy, która stanowi jej obwiednię (rys. 3).

Rys. 3. Wada sprowadzona do elipsy w paśmie rozciąganym naprężeniem nominalnym σnom

Fig. 2. A porosity type defect in band stretched with nominal stress σnom

Fig. 3. Defect reduced to the form of ellipse in band stretched with nominal stress σnom

Oś „a”

Modele naprężeniowe do oceny wpływu wad odlewniczych na wytrzymałość...

MATERIAŁ

WADAσnom σnom

σmax

σnom σnom WADA

MATERIAŁ

σmax

Οś „b”

42

Prace IO 4/2009

Wartość naprężenia σmax oblicza się ze znanego wzoru:

Model analityczny wady jako szczeliny w materiale liniowo-sprężystym lub 4. 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 war-tości krytyczne współczynnika intensywności naprężeń KIC lub całki J. Dodatkową trudność w przypadku żeliwa stanowi ustalenie wartości rzeczywistego naprężenia nominalnego, albowiem należy wprowadzić współczynniki korekcyjne uwzględnia-jące 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 wyli-cza wartość współczynnika intensywności naprężenia KI za pomocą równania:

gdzie:F – bezwymiarowy współczynnik zależny od geometrii układu pasmo – szczelina.

σnom σnom WADA

MATERIAŁ

a

SZCZELINA KI

Rys. 4. Wada sprowadzona jako szczelina w paśmie rozciąganym naprężeniem nominalnym 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 ci-śnienie 50 atm.


Fig. 4. Defect reduced to the form of slot in band stretched with nominal stress σnom

⎟⎠⎞

⎜⎝⎛ +=

ba

nom 21max σσ

FaK nomI ⋅⋅= πσ

43

Prace IO 4/2009

Rys. 5. Odlew korpusu zaworu

Rys. 6. Określone na drodze obliczeń numerycznych jedno z miejsc występowania porowatości w odlewie korpusu zaworu

Na podstawie analizy stanu naprężenia wyznaczono jego składowe i przeanalizo-wano ich wartości w celu wyeliminowania tych, które ze względu na małe wartości lub kierunek działania względem usytuowania wady, nie mają znaczącego udziału w genero-waniu spiętrzenia naprężeń.

Fig. 6. One of the possible places of porosity occurrence in cast valve body determined by numerical computations

Fig. 5. Cast valve body

Porowatość


Przeprowadzenie analizy wymagało wykonania rysunku 3D zaworu, wraz z ukła-dem 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 ob-szary o zróżnicowanej porowatości, do dalszej analizy wybrano te, które występowały w miejscach gdzie naprężenia wywołane obciążeniami eksploatacyjnymi były najwięk-sze. Wymagało to wcześniej zbudowania modelu numerycznego korpusu zaworu dosto-sowanego do obliczeń metodą elementów skończonych.

44

Prace IO 4/2009

x y

z

Naprężenie σx[kG/mm2] k[kG/mm2]

Największe naprężenie σx = 5,3 MPa w obszarze występowania wady Największe naprężenie σx=5,3 MPa w obszarze występowania wady

Rys.7. Wartości składowej stanu naprężenia σnom(x) decydującej o wzroście naprężeń w sąsiedztwie wady

Maksymalne naprężenie 45 MPa

Naprężenie σx, kG/mm2

Rys. 8. Wada jako pustka w paśmie rozciąganym naprężeniem nominalnym σnom(x)=5,3 MPa


Fig.7. Values of the stress state component σnom(x) determining stress increase in the vicinity of defect

Fig. 8. A void type defect in band stretched with nominal stress σnom(x)= 5,3 MPa

Naprężenie σx, kG/mm2

45

Prace IO 4/2009

Skojarzenie wartości naprężenia z geometrią i lokalizacją wady (rys. 8) oraz war-tością procentowego udziału porowatości, według opisanych powyżej czterech modeli, umożliwiło wyznaczenie spiętrzenia naprężenia σmax oraz wartości współczynnika inten-sywności naprężeń (WIN) w wierzchołku szczeliny KI.

Tabela 1. Porównanie obliczonych naprężeń σnom , σmax i WIN ze stałymi materiałowymi żeliwa EN GJS 400 – 15

Model Naprężenie

σnom

Naprężenieσmax

WIN R0,2 KIC

MPa MPa MPa · m0.5 MPa MPa · m0.5

1

5,3

45,2

240 45

2 35,1

3 15,9

4 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 intensyw-ności naprężeń wywołane obecnością wady mają dużo mniejszą wartość od ich wartości krytycznych.

Zaproponowane modele w zasadzie wyczerpują możliwości opisu tego typu nie-ciągłości 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 niere-gularny to model numeryczny, który dokładnie odzwierciedla zarys nieciągłości daje lep-szą 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 plastyczno-ści Gursona–Tvergaarda. Jeżeli kształt jest regularny, a jama jest skupiona to można za-stosować 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. Poło-żenie, kształt i wymiary wady można określić doświadczalnie lub przewidywać, stosując odpowiednie algorytmy adoptowane w programach symulujących procesy krzepnięcia odlewu.

Table 1. The computed stresses σnom , σmax and stress intensity factors compared with material constants for cast iron of EN GJS 400 – 15 grade


46

Prace IO 4/2009

Literatura

Tvergaard V.: Ductile fracture by cavity nucleation between langer voids, J. Mech. and Phys. 1. Solids 30, 1982, pp. 265-286Kown D., Asaro R.: A Study of Void Nucleation, Growth and Coalescence in Spheroidized 2. 1518 Steel, Metallurgical Transactions, 1990, Vol. 21A, pp. 117-134


Podziękowania

Badania wykonano w ramach prac własnych Wydziału Odlewnictwa AGH i pracy stutowej prowadzonej przez Stanisława Pysza pt." Projektowanie i optymalizacja tech-nologii wytwarzania odlewów żeliwnych z wykorzystaniem algorytmów genetycznych w programie MAGMAfrontier" zlec. 8005/00.

Recenzent: dr hab. inż. Andrzej Baliński, prof. UP

prace instytutu odlewnictwa

Documents