"Odporność na zmęczenie cieplne żeliwa ADI"

AKADEMIA GÓRNICZO-HUTNICZA

im. Stanisława STASZICA

WYDZIAŁ ODLEWNICTWA

KATEDRA TWORZYW FORMIERSKICH,

TECHNOLOGII FORMY

I ODLEWNICTWA METALI NIEŻELAZNYCH

Mgr inż. Janusz Wróbel

"Odporność na zmęczenie cieplne

żeliwa ADI"

Rozprawa doktorska

Promotor

Dr hab. inż. Jerzy Zych prof. nadzw.

Kraków 2013

A K A D E M I A G Ó R N I C Z O H U T N I C Z A W K R A K O W I E - W Y D Z I A Ł O D L E W N I C T W A

2

Janusz Wróbel – Odporność na zmęczenie cieplne żeliwa ADI

Pragnę złożyć serdeczne podziękowania za pomoc merytoryczną i badawczą w realizacji niniejszej pracy

Dr hab. inż. Jerzemu Zychowi prof. nadzw.

Szczególne podziękowania kieruję również do Pracowników Pracowni Technologii Formy za wszelką udzieloną pomoc podczas realizacji badań.


3


Pracę dedykuję Rodzicom, którzy umożliwili mi

wspaniały rozwój naukowy.


4


Spis treści

Wprowadzenie ........................................................................................................................................ 7

1. Część teoretyczna ............................................................................................................................... 9

1.1. Zastosowanie żeliwa ADI, w tym do pracy w warunkach zmęczenia cieplnego ......................10

1.2. Żeliwo ADI ......................................................................................................................................13

1.2.1. Dobór żeliwa wyjściowego do wytworzenia ADI .................................................................13

1.2.2. Wpływ podstawowych pierwiastków na strukturę i właściwości żeliwa wyjściowego oraz na przemianę izotermiczną .....................................................................................................15

a) Wpływ zawartości węgla .........................................................................................................16

b) Wpływ zawartości krzemu ......................................................................................................17

c) Wpływ zawartości manganu ...................................................................................................19

d) Wpływ zawartości fosforu .......................................................................................................21

e) Wpływ zawartości siarki .........................................................................................................21

f) Wpływ zawartości niklu ...........................................................................................................22

g) Wpływ zawartości molibdenu .................................................................................................23

h) Wpływ zawartości miedzi .......................................................................................................25

1.2.3. Wytworzenie sferoidalnego żeliwa wyjściowego ................................................................27

a) Sferoidyzacja ..............................................................................................................................27

b) Modyfikacja ................................................................................................................................27

c) Rola szybkości stygnięcia (grubość ścianki) ................................................................................28

1.2.4. Obróbka cieplna w celu uzyskania ADI .................................................................................29

a) Austenityzacja ............................................................................................................................31

b) Hartowanie i przemiana izotermiczna .......................................................................................33

1.2.5. Typowe właściwości żeliwa ADI ...........................................................................................36

1.2.6. Zastosowanie żeliwa ADI na elementy części maszyn .........................................................37

1.3. Wpływ Ni, Mo, Cu na odporność na zmęczenie cieplne żeliwa ..................................................41

1.4. Zmęczenie materiału .....................................................................................................................43

1.4.1. Terminologia i podział ...........................................................................................................43

1.4.2. Zmęczenie cieplne – stan zagadnień ....................................................................................46

1.4.3. Wysoko i niskocyklowe zmęczenie żeliwa ADI ....................................................................52

1.5. Badania zmęczenia cieplnego metodą L. F. Coffina – istota metody, charakterystyka .................57

1.6. Rozkład naprężeń w pojedynczym cyklu cieplnym ........................................................................60

1.7. Kryteria materiałowe – ocena odporności na zmęczenie cieplne ...................................................62

1.8. Podsumowanie części teoretycznej.................................................................................................64

1.9. Cel pracy ..........................................................................................................................................67

1.10. Teza pracy ......................................................................................................................................68


5


2. Część badawcza .................................................................................................................................70

2.1. Wprowadzenie – koncepcja badań .................................................................................................71

2.2. Przygotowanie żeliwa sferoidalnego (materiału wyjściowego) ......................................................72

2.3. Wytworzenie żeliwa sferoidalnego EN-GJSNi1,5MoCu ...................................................................73

2.4. Sferoidyzacja, modyfikacja żeliwa, metoda Sandwich ....................................................................76

a) Metoda Sandwich .......................................................................................................................76

b) Modyfikacja ................................................................................................................................76

c) Sferoidyzacja ...............................................................................................................................76

2.5. Właściwości otrzymanego żeliwa wyjściowego ..............................................................................78

2.5.1. Badania ultradźwiękowe ..........................................................................................................78

2.5.2. Badania właściwości mechanicznych .......................................................................................79

2.5.3. Badania mikrostruktury ............................................................................................................80

a) Wydzielenia grafitu ....................................................................................................................84

b) Osnowa metalowa .....................................................................................................................85

c) Oznaczenia struktury żeliwa w zapisie wg. normy .....................................................................85

2.6. Przygotowanie materiału do obróbki cieplnej ................................................................................86

2.7. Obróbka cieplna żeliwa wyjściowego EN-GJSNi1,5MoCu – wytworzenie żeliwa ADI .....................87

2.7.1. Oprzyrządowanie do obróbki cieplnej próbek .........................................................................87

2.7.2. Austenityzacja ..........................................................................................................................88

a) Badania dylatometryczne ...........................................................................................................88

b) Przebieg obróbki cieplnej przygotowanego materiału ..............................................................90

2.7.3. Hartowanie izotermiczne .........................................................................................................91

2.8. Ocena wytworzonego żeliwa ADI ....................................................................................................93

2.8.1. Badania właściwości mechanicznych .......................................................................................93

2.8.2. Badania struktury żeliwa ADI ...................................................................................................94

a) Postać wydzieleń grafitu ............................................................................................................94

b) Klasyfikacja osnowy metalowej żeliwa EN-GJS-800-8 ................................................................96

c) Klasyfikacja osnowy metalowej żeliwa EN-GJS-1200-2 ..............................................................96

2.9. Badania zmęczenia cieplnego..........................................................................................................98

2.9.1. Stanowisko do badania zmęczenia cieplnego ..........................................................................98

2.9.2. Zmęczenie cieplne żeliwa EN-GJSNi1,5MoCu ........................................................................102

a) Rozkład temperatury ................................................................................................................102

b) Wyniki zmęczenia cieplnego ....................................................................................................105

c) Zmiany wytrzymałości ..............................................................................................................106

d) Zmiany mikrostruktury .............................................................................................................108

e) Zmiany twardości .....................................................................................................................110

2.9.3. Zmęczenie cieplne żeliwa ADI (EN-GJS-800-8) .......................................................................111


6







2.9.4. Zmęczenie cieplne żeliwa ADI (EN-GJS-1200-2) .....................................................................124






2.10. Naprężenia i odkształcenia w procesie zmęczenia cieplnego żeliwa ADI ...................................137

2.10.1. Wpływ naprężeń cieplnych ..................................................................................................137

a) Zmiany wytrzymałości Rm .........................................................................................................137

b) Zmiany twardości HB ................................................................................................................139

c) Naprężenia i odkształcenia w próbkach żeliwa ADI w procesie zmęczenia cieplnego .............140

2.11. Stabilność struktury żeliwa ADI w warunkach zmęczenia cieplnego ..........................................152

2.12. Podsumowanie części badawczej ................................................................................................156

Wnioski .................................................................................................................................................160

Literatura ..............................................................................................................................................163


7


Wprowadzenie

Rozwój gospodarczy osiągany jest głównie przez rozwój przemysłu, a co za tym idzie,

rozwój nowych materiałów i nowych technologii. Pozycję żeliwa ADI (Austempered Ductile

Iron) w świecie kształtuje sytuacja w Stanach Zjednoczonych. Porównując ilość wyrobów z

żeliwa ADI wytwarzanych przed kilkoma laty i aktualnie w USA, (ale i w świecie ogólnie),

można zauważyć, iż następuje dynamiczny wzrost produkcji tego stosunkowo nowego

materiału [1, 2, 3].

W Polsce sytuacja ma się podobnie [1, 2, 3]. Pomimo ciągle jeszcze umiarkowanego

zainteresowania tym materiałem, a może nawet niewiedzy w zakresie jego właściwości i

zastosowania, daje się jednak zauważyć rozwój technologii wytwarzania i zwiększanie

produkcji wyrobów z tego obrabianego cieplnie żeliwa. Produkcja wzrasta, materiał ten jest

stosowany w coraz większej liczbie wyrobów z różnych gałęzi przemysłu, gdzie zastępuje

dotychczasowe, drogie w wytworzeniu wyroby ze staliwa lub stali. Coraz więcej

konstruktorów i technologów uświadamia sobie jak dobre właściwości ma to niskostopowe

żeliwo i jak jest ono łatwe do wytworzenia. W dobie kryzysu w światowej gospodarce jest to

niezwykle ważne, ponieważ przy zachowaniu bardzo dobrych parametrów wytwarzanych

wyrobów, żeliwo ADI pozwala ponadto znacznie obniżyć koszty produkcji.

W okresie rozwoju nowych technologii i rozwoju żeliwa ADI ważne jest poszukiwanie

dodatkowych obszarów zastosowania tego materiału. Bardzo dobre właściwości tego żeliwa

sprawiają, że wiele ośrodków badawczych prowadzi aktualnie wielokierunkowe badania nad

oceną jego zachowania w warunkach pracy dotychczas nietestowanych. We współczesnej

technice coraz więcej elementów maszyn, urządzeń i konstrukcji pracuje w trudnych

warunkach eksploatacyjnych. Wiele z nich poddawane jest działaniom szybko zmieniającej

się temperatury i dynamicznie zmieniającym się naprężeniom.

Zwiększanie ilości wytwarzanych elementów ze stopów metali nieżelaznych

przyjmuje w wielu przypadkach charakter produkcji seryjnej lub wielkoseryjnej [4]. Jest to

produkcja najczęściej dla motoryzacji, odlewy wykonywane są w technologii odlewania pod

ciśnieniem, w formach metalowych. Matryce, formy metalowe są konstrukcjami, które

eksploatuje się coraz bardziej intensywnie, co sprawia niekiedy, iż pracują one przy coraz

wyższych temperaturach. Wytwarzanie form dla odlewnictwa ciśnieniowego jest zazwyczaj

bardzo drogie, ponieważ pociąga ono za sobą konieczność stosowania drogich stali


8


stopowych, które w swoim składzie zawierają takie dodatki jak: Cr, Mo, V, Ni, itp., oraz

bardzo często wymagają stosowania wielostopniowej obróbki cieplnej. Stosowanie

dodatków stopowych oraz niekiedy złożona obróbka cieplna i cieplno-chemiczna maja na

celu podwyższenie trwałości form metalowych, zwiększenie okresu ich eksploatacji.

Badanie zmęczenia cieplnego żeliwa ADI jest próbą znalezienia odpowiedzi na

pytanie, jak ten materiał zachowa się w warunkach cyklicznego, naprzemiennego

nagrzewania i chłodzenia, jak zachowa się w warunkach zmęczenia cieplnego. Jest więc

próbą oceny przydatności tego żeliwa do pracy w warunkach podwyższonej i zmieniającej się

temperatury. Istnieją, mniej lub bardziej uzasadnione obawy, czy żeliwo ze struktura

ausferrytyczną poddane cyklicznemu nagrzewaniu zachowa swoje dobre, wyjściowe

właściwości, w tym wysoką twardość, wytrzymałość i dobrą plastyczność. Uzyskanie

pozytywnych wyników oceny żeliwa ADI mogłoby stworzyć podstawy rozszerzenia obszarów

jego stosowania, jako nowego materiału konstrukcyjnego, w tym np., jako materiału na

elementy form ciśnieniowych i inne konstrukcje podobnie obciążane w czasie trudnych

warunków eksploatacji.


9


Część teoretyczna


10


1.1. Zastosowanie żeliwa ADI, w tym do pracy w warunkach zmęczenia

cieplnego

Żeliwo ADI, jako innowacyjny materiał, znajduje coraz to szersze zastosowanie. Od lat

wzrasta jego wykorzystanie w przemyśle.

Klasycznym przykładem potencjalnego zastosowania tego materiału do pracy w

warunkach zmęczenia cieplnego mogą być wymienne wkładki do odlewania kokilowego lub

sama forma metalowa (rys. 1.1). Żeliwo z racji obecności w jego strukturze wydzieleń grafitu,

będzie cechowało się dobrą „samosmarownością”. Odlewy wykonywane w formach

żeliwnych prawdopodobnie rzadziej będą przywierać do powierzchni form i łatwiej będą z

nich wypychane.

Rys. 1.1. Forma metalowa z żeliwa ADI - EN-GJS-1400-1 [2]

Z drugiej strony, wykorzystanie niskostopowego materiału o osnowie ausferrytycznej

prawdopodobnie spowoduje wydłużenie pracy w warunkach zmęczenia cieplnego. Twardość

i wytrzymałość w przypadku takiego żeliwa będzie również wysoka, co sprzyja podniesieniu

żywotności całej konstrukcji. Jednak główną przesłanką stosowania żeliwa ADI są niższe

koszty wykonania formy w stosunku do sytuacji, kiedy jest ona wykonywana z obrabianych

cieplnie stali stopowych.

Innymi przykładami zastosowania żeliwa ADI na konstrukcje cyklicznie nagrzewane

są: formy szklarskie, klocki hamulcowe pociągów (rys. 1.2) oraz wały korbowe silników

spalinowych (rys. 1.3) [2, 5÷6]. Tak pracujące elementy z żeliwa ADI już są stosowane między

innymi w Finlandii, w kraju w którym opatentowano ten materiał.


11


Rys. 1.2. Kolejowe klocki hamulcowe [6] Rys. 1.3. Wał korbowy sprężarki,

ADI - EN-GJS-800-8 [6]

Jak podają autorzy publikacji [5], żeliwo ADI znajduje także zastosowanie, jako

materiał na wiertła używane w kopalniach i szybach naftowych. Inne zastosowanie to walce

do ciągarek drutu stosowane w Japonii czy w USA. Kolejne przykłady zastosowań to korpusy

silników diesla do samochodów ciężarowych i traktorów oraz korpusy silników z

doładowaniem, czy turbinowe do samochodów wyścigowych.

Do wyrobów drążków sterowniczych, kół zębatych rozrządu także stosuje się żeliwo

ADI [6]. Jeszcze inne zastosowanie tego tworzywa to kadzie żużlowe dla hutnictwa i

odlewnictwa lub różnego rodzaju obudowy pomp [6]. Kadzie to typowe konstrukcje, które w

swojej eksploatacji podlegają cyklicznemu nagrzewaniu.

Wiele innych zastosowań żeliwa ADI jest obecnie w fazie doświadczalnej i w

najbliższym czasie można spodziewać się zastąpienia tym żeliwem kolejnych elementów

wykonywanych dotychczas ze staliwa bądź innych, mniej wytrzymałych cieplnie gatunków

żeliwa. Przykładem jest maźnica do pojazdów szynowych w SKF Szwecja. Obecnie

wykonywana z żeliwa ADI a poprzednio - ze stali lub żeliwa sferoidalnego. Obniżono jej masę

o 25% i uproszczono kształt [6].

Innym, doświadczalnym przykładem zastosowania ADI jest próba wykonania z tego

materiału stóp ogniw gąsienic do czołgów. Takie próby podejmuje w USA firma International

Harvester [5].

W literaturze [6] można spotkać bardzo dużo przykładów zastosowań żeliwa ADI na

konstrukcje stosowane w różnych gałęziach przemysłu i techniki. Dominują stosunkowo

nieduże wyroby, które najczęściej są eksploatowane w warunkach wysokich i dynamicznych

obciążeń, w wielu przykładach podlegającym silnemu tarciu (kiedy materiał powinien mieć

dobre właściwości trybologiczne).


12


Z przeprowadzonej analizy wynika, iż bardzo niewiele jest przykładów zastosowań

tego materiału na konstrukcje obciążane cieplnie, w sposób ciągły lub cykliczny. Jest to

prawdopodobnie powodowane jeszcze stosunkowo słabym stanem wiedzy o zachowaniem

się tego materiału w opisywanych warunkach eksploatacji.


13


1.2. Żeliwo ADI

1.2.1. Dobór żeliwa wyjściowego do wytworzenia ADI

Żeliwo ADI (Austempered Ductle Iron) powstaje w procesie odpowiednio

przeprowadzonej obróbki cieplnej żeliwa sferoidalnego, które stanowi niejako materiał

wyjściowy do produkcji tego gatunku żeliwa. ADI wytwarza się w drodze dwuetapowej

obróbki cieplnej, która składa się z procesu austenityzacji i hartowania izotermicznego.

Parametry hartowania izotermicznego (temperaturę i czas wytrzymywania) dobiera się w

zależności od tego, jakie cechy chce się nadać żeliwu ADI: czy wysoką plastyczność

i umiarkowaną wytrzymałość oraz twardość, czy też odwrotnie: niską plastyczność, ale

wysoką twardość i wytrzymałość. Czas trwania procesu austenityzacji zależy od gabarytu

elementu, głównie od grubości jego ścianek, a także od jego struktury metalograficznej,

a ściślej od stosunku udziału perlitu do ferrytu [7]. Im więcej ferrytu tym proces

austenityzacji jest dłuższy. Wytworzone żeliwo ADI posiada w strukturze metalograficznej

kulkowy grafit oraz osnowę złożoną z rozgałęzionych płytek ferrytu oraz ausferrytu [7].

Przykłady struktur ausferrytycznych pokazano na rysunkach 1.4a,b÷1.5a,b.

Istotą i celem procesu obróbki cieplnej żeliwa sferoidalnego jest przebudowanie jego

struktury wyjściowej, najczęściej z osnową perlityczną i uzyskanie żeliwa z osnową

ausferrytu. Należy tak dobrać parametry obróbki cieplnej, aby uzyskać osnowę „czysto”

ausferrytyczna, bez obecności w nim martenzytu, który wyraźnie obniża właściwości

mechaniczne żeliwa. Na wszystkie elementy procesu, rodzaj uzyskiwanych struktur bardzo

istotny wpływ wywiera skład chemiczny żeliwa wyjściowego (sferoidalnego). To skład

chemiczny żeliwa sferoidalnego decyduje w dużej mierze o rodzaju i budowie kształtowanej

struktury ausferrytucznej. Ta z kolei decyduje o uzyskiwanych właściwościach

mechanicznych: twardości, wytrzymałości, plastyczności, itp..

Jedną z pierwszych i najważniejszych decyzji przy doborze żeliwa sferoidalnego, jako

wyjściowego do wytworzenia ADI, jest określenie jego podstawowego składu chemicznego.

Należy dobrać taki skład, aby możliwe było stosunkowo łatwe uzyskanie żeliwa z kulkową

postacią grafitu (bez obecności innych jego postaci) i zalecaną, perlityczną osnową

metalowa.


14


Rys. 1.4. Mikrostruktura żeliwa ADI - EN-GJS-800-8: pow. 100x, pow.500x - Trawione Nitalem

Rys. 1.5. Mikrostruktura żeliwa ADI - EN-GJS-1200-2: pow. 100x, pow.500x - Trawione Nitalem

Najczęściej przy wytwarzaniu żeliwa wyjściowego do produkcji ADI stosuje się

niewielkie dodatki Ni, Mo, Cu i niekiedy Cr. Występują one w różnych kombinacjach i przy

różnych udziałach procentowych. W tym niskostopowym żeliwie wyjściowym molibden jest

tym pierwiastkiem, który występuję praktycznie zawsze, w każdym składzie wyjściowym.

Inna jest sytuacja z dodatkiem chromu, który jest zdecydowanie rzadziej dodawany do żeliwa

wyjściowego, z którego w dalszej obróbce wytwarza się żeliwo ADI. Z drugiej jednak strony

obecność tych pierwiastków, ich zawartość nie powinna sprzyjać tworzeniu się węglików czy

sprzyjać zwiększaniu skłonności do powstawania wad odlewniczych [5]. Z żeliwa

sferoidalnego słabej jakości, trudno uzyskać żeliwo ADI o dobrych czy bardzo dobrych

końcowych parametrach. Pierwiastki stopowe wchodzące w składzie chemicznym żeliwa

wyjściowego należy wiec tak dobrać, aby ich zawartość pozwoliła, po obróbce cieplnej,

uzyskać odpowiednią mikrostrukturę i właściwości wytrzymałościowe. Rola wymienionych

pierwiastków została opisana w rozdziale 1.2.2.

a) b)

a) b)


15


1.2.2. Wpływ podstawowych pierwiastków na strukturę i właściwości żeliwa

wyjściowego oraz na przemianę izotermiczną

Wpływ poszczególnych pierwiastków na właściwości żeliwa ADI i przebieg przemiany

izotermicznej jest bardzo zróżnicowany. Zawartość procentowa danego pierwiastka wywiera

określony wpływ na trwanie przebiegu procesu hartowania izotermicznego, wartości

temperatury przemiany oraz często decyduje o stopieniu segregacji danego pierwiastka.

Opisane uwarunkowania pokazują, jak bardzo złożony jest proces obróbki cieplnej żeliwa

i jak ważna rolę mogą odgrywać poszczególne pierwiastki.

W zależności od składu chemicznego żeliwo ogólnie dzielimy na stopowe

i niestopowe. W tym drugim przypadku wpływ pierwiastków podstawowych jest mniej

złożony, ponieważ główny wpływ wywierają jedynie pierwiastki podstawowe: węgiel, krzem

i ewentualnie mangan. W przypadku żeliwa stopowego, które celowo zawiera w swoim

składzie takie pierwiastki jak: nikiel, molibden czy miedź odgrywające ważną rolę w procesie

hartowania, wpływ pierwiastków jest dużo większy i bardziej złożony. Wszystkie wymienione

stopowe pierwiastki dodaje się w celu polepszenia właściwości mechanicznych żeliwa oraz w

celu zwiększenia trwałości przechłodzonego austenitu w zakresie przemiany perlitycznej.

Wprowadzone razem lub osobno powodują zwiększenie hartowności, a przez to zwiększają

wymiar krytyczny (grubość) hartowanego elementu [5]. W znaczący sposób wpływają także

na właściwości mechaniczne żeliwa podnosząc je (rys. 1.6). Porównując z żeliwem bez

dodatków stopowych można stwierdzić, że wzrost właściwości jest znaczący.

Rys. 1.6. Wpływ temperatury przemiany izotermicznej na właściwości mechaniczne żeliwa ADI

na przykładzie żeliwa badanego w Hucie Małapanew [8]


16


a) Wpływ zawartości węgla

Węgiel jest pierwiastkiem o największym udziale (poza Fe) w składzie podstawowym

żeliwa sferoidalnego niestopowego. Zazwyczaj jego zawartość mieści się w przedziale od

3,0÷4,0%, przy czym górna granica odnosi się do odlewów cienkościennych. Najbardziej

korzystna zawartość mieści się w przedziale od 3,6 do 3,8%. Wraz ze zwiększeniem

zawartości węgla poprawia się jego lejność oraz wzrasta ilość sferoidalnych wydzieleń

grafitu. Węgiel, występujący w postaci kulek grafitowych ma raczej niewielki wpływ na

właściwości mechaniczne żeliwa sferoidalnego (rys. 1.7). Na zwiększenie o każde 0,1% węgla

zmniejsza się wytrzymałość o około 25 MPa, i jest to bardziej skutek przebudowy osnowy w

kierunku ferrytycznej niż zmian ilości lub wielkości wydzieleń grafitu . Spadek umownej

granicy plastyczności jest nieco większy [9÷10]. Ze wzrostem zawartości węgla zwiększa się

wydłużenie i udarność. Maleje jednak twardość żeliwa, zmniejsza się ona o 5 jednostek HB

na każde 0,1% zawartości procentowej węgla [9÷10].

Wpływ węgla bardzo uwidacznia się podczas obróbki cieplnej i decyduje o przemianie

austenitu w bainit. Podczas przemiany izotermicznej węgiel jest tym pierwiastkiem, który

najefektywniej oddziałuje na kinetykę przemiany i bierze udział w kształtowaniu struktury

żeliwa. Zwiększona zawartość węgla w austenicie żeliwa sprzyja opóźnieniu zarodkowania

ferrytu bainitycznego i stabilizuje austenit [11].

Rys. 1.7. Wpływ zawartości węgla na właściwości wytrzymałościowe żeliwa sferoidalnego

(1-żeliwo perlityczno-ferrytyczne, 2-żeliwo ferrytyczne) [9]


17


b) Wpływ zawartości krzemu

Krzem sprzyja powstaniu struktury szarej (bez zabieleń) w odlewach w stanie po

odlaniu. Sprzyja on grafityzacji i prowadzi do zwiększenia dyspersji wydzieleni grafitu. W

ilości do 4% wyjątkowo korzystnie wpływa na wytrzymałość i wydłużenie żeliwa

sferoidalnego w stanie bez obróbki cieplnej (w surowych odlewach) [12÷13]. Krzem jest

odtleniaczem i grafityzatorem. Zmniejsza wymiary komórek eutektycznych i zwiększa liczbę

wydzieleń grafitu sferoidalnego. Krzem, umacniając ferryt, zwiększa również twardość żeliwa

w szczególności po wyżarzaniu grafityzującym.

W sferoidalnym żeliwie ferrytycznym zwiększenie zawartości krzemu o 1% prowadzi

do zwiększenia wytrzymałości na rozciąganie o 70 MPa, a granicy plastyczności - o około 110

MPa. Zmniejsza się jednak wydłużenie o około 3% i twardość o około 30 HB [10]. W stanie

odlanym, bez obróbki cieplnej, ze wzrostem zawartości krzemu zmniejsza się granica

plastyczności, wytrzymałość na rozciąganie i twardość (rys. 1.8). Minimalne wartości

wskaźników wytrzymałościowych występują przy zawartości 3% Si. Zwiększanie zawartości

krzemu powoduje nasilenie tych zjawisk. Odwrotnie jest z wydłużeniem i przewężeniem. Ze

wzrostem ilości krzemu te właściwości plastyczne także rosną, ale tylko do zawartości ~3% Si.

Po przekroczeniu 3% Si właściwości plastyczne żeliwa znacznie maleją. Dalszy wzrost

zawartości krzemu podwyższa kruchość żeliwa oraz prowadzi do zmniejszenia przewodności

cieplnej (rys. 1.10) [12÷13].

Rys. 1.8. Wpływ krzemu na właściwości mechaniczne żeliwa sferoidalnego



18


Wraz ze wzrostem zawartości krzemu maleje także udarność (rys. 1.9). Zniszczenie

(pękanie) próbek w próbie udarności występuje wtedy przy mniejszej energii uderzenia.

Krzem w żeliwie poddanym obróbce cieplnej nie bierze bezpośredniego udziału w

przemianie bainitycznej, lecz oddziałuje na jej kinetykę i mechanizm. Autorzy [14] uważają,

że krzem wpływa na zarodkowanie ferrytu bainitycznego w żeliwie sferoidalnym. Zwiększa

on aktywność węgla ale zmniejsza energię swobodną przy przemianie fazy α, co z kolei

wpływa na wzrost rozmiarów krytycznego zarodka nowo powstałej fazy. Im więcej krzemu

tym większa szansa, że zarodkowanie ferrytu bainitycznego będzie wymagało mniejszej

energii swobodnej [5, 11].

Rys. 1.9. Wpływ zawartość Si na udarność żeliwa sferoidalnego [13]

Rys. 1.10. Wpływ zawartości Si na przewodność cieplną żeliwa sferoidalnego [13]


19


Zwiększenie zawartości krzemu podnosi temperaturę austenityzacji, obniża

rozpuszczalność węgla w austenicie oraz przyspiesza jego dyfuzję w austenicie. Krzem

powoduje także przyśpieszenie zarodkowanie ferrytu wpływając na „przemieszczanie się”

krzywej inkubacji ausferrytu [15].

Wysoka zawartość krzemu prowadzi do przemiany izotermicznej w dwóch

oddzielnych od siebie etapach. Pierwsze stadium prowadzi do powstania struktury bez

udziału węglików i odznacza się dobrą plastycznością. W drugim powstała struktura zawiera

węgliki i pogarsza wymienione wcześniej właściwości [15].

c) Wpływ zawartości manganu

Mangan rozpuszcza się w roztworze stałym żelaza praktycznie bez ograniczeń. W

stanie stałym tworzy z cementytem węgliki złożone. Odwrotnie do krzemu, mangan obniża

temperaturę przemiany eutektoidalnej sprzyjając powstawaniu osnowy martenzytycznej i

asutenitycznej. Z kolei obecność martenzytu w żeliwie bainitycznym zmniejsza wytrzymałość

zmęczeniową i udarność żeliwa. Mangan, dzięki swojej obecności w żeliwie, podnosi jego

twardość (rys. 1.11). Jego wpływ jest opisany jako pośredni pomiędzy wpływem niklu i

molibdenu. Zawartość w żeliwie ferrytycznym w stanie lanym nie powinna przekraczać 0,2%.

Dla gatunków perlitycznych zawartość dopuszcza się do poziomu 0,6%. Mangan silnie

stabilizuje perlit i zwiększa hartowność żeliwa [9÷10]. Ze względu na sprzyjanie tworzeniu

węglików zawartość manganu w żeliwach ferrytycznych należy ograniczać do minimum.

Zawartość manganu zależy od ilości krzemu oraz od masywności odlewów [12÷13]. W

odlewach do 12 mm grubości ścianki można przeciwdziałać tworzeniu się węglików

podnosząc zawartości krzemu. W takich przypadkach wzrost krzemu z 2,5 do 3,0% ogranicza

negatywne skutki ewentualnego podniesienie zawartości manganu z około 0,20 do 0,25%

[12÷13]. W grubszych odlewach jest to niemożliwe ze względu na zjawisko segregacji

manganu.

Ze względu na silny wpływ manganu na trwałość austenitu, skłonność do tworzenia

węglików oraz znaczną segregację, może on mieć zarówno korzystny jak i niekorzystny

wpływ na właściwości żeliwa po obróbce cieplnej. Mangan opóźnia przemianę izotermiczną

zarówno w pierwszym jak i drugim etapie sprzyjając powstawaniu niejednorodności

mikrostruktury żeliwa ADI. Z powodu mikrosegregacji na granicach ziaren, mangan sprzyja

tworzeniu martenzytu w tych obszarach. Dłuższe czasy wygrzewania pozwala ograniczyć ten


20


niekorzystny efekt. Duża zawartość manganu na granicach ziaren powoduje opóźnienie

przemiany i obecność resztek niestabilnego austenitu [5].

Rys. 1.11. Wpływ zawartości manganu na właściwości mechaniczne żeliwa sferoidalnego


Rys. 1.12. Wpływ czasu przemiany izotermicznej na udział nieprzemienionego austenitu w osnowie

żeliwa sferoidalnego z manganem o różnej zawartości [11]

Mangan wykazuje odwrotny wpływ niż krzem na proces zarodkowania i wzrostu

ferrytu. Opóźnia on zarodkowanie ferrytu i przesuwa krzywą inkubacji w drugą stronę.

Spowalnia także dyfuzje węgla w austenicie. W obszarach, gdzie stężenie manganu jest

większe przy jednoczesnej większej zawartości węgla, skłonność i dynamika przemiany

izotermicznej będzie mniejsza i mogą w tych miejscach utworzyć się obszary ze strukturą

austenityczno - martenzytyczną (rys. 1.12) [15]. Ze względu na hamowanie przemiany

przechłodzonego austenitu, zawartości manganu w żeliwie ADI powinny być jak najmniejsze

[11].


21


d) Wpływ zawartości fosforu

Fosfor jest w żeliwie sferoidalnym pierwiastkiem szczególnie szkodliwym. Podczas

krzepnięcia segreguje na granicach ziaren, gdzie tworzy eutektyki fosforowe. Segregacja jest

tym większa im grubsze są ścianki odlewu. Fosfor drastycznie obniża wydłużenie, udarność i

odporność na kruche pękanie. Sprzyja za to powstawaniu perlitu. Powoduje wzrost umownej

granicy plastyczności i twardości a także, do zawartości 0,1% P, podnosi wytrzymałości na

rozciąganie dzięki stabilizującemu działaniu na cementyt eutektoidalny (rys. 1.13). Aby

uzyskać strukturę ferrytyczną w stanie lanym zaleca się utrzymanie fosforu do 0,05% [10].

Zwiększenie zawartości fosforu do 0,06% i wyżej może zmniejszyć wydłużenie niemal o

połowę. W wyniku zwiększenia zawartości fosforu może także wzrosnąć porowatość

odlewów. Z powodu szkodliwego działania fosforu zaleca się stosowanie materiałów

wsadowych o niskiej zawartości tego składnika. Dla uzyskania wysokiej plastyczności zaleca

się utrzymanie zawartości fosforu do 0,03% i krzemu na poziomie 2,5% [12÷13].

Rys. 1.13. Wpływ fosforu na właściwości wytrzymałościowe żeliwa sferoidalnego [9]

e) Wpływ zawartości siarki

Siarka jest przyczyną pęknięć na gorąco. Tworzy także niskotopliwą eutektykę

i wyraźnie zmniejsza wytrzymałość w podwyższonej temperaturze [16]. Zaleca się, aby

zawartość siarki w żeliwie przed sferoidyzacją była nie większa niż 0,02%. Siarka, poprzez

łączenie się z magnezem, a także pierwiastkami ziem rzadkich, ogranicza skuteczność

działania procesu sferoidyzacji. Siarka zwiększa napięcie powierzchniowe w żeliwie, czym


22


tłumaczy się jej niekorzystny wpływ na powstawanie grafitu sferoidalnego [17]. Wpływ tych

niskich zawartości siarki na właściwości mechaniczne żeliwa jest trudny do określenia [9].

f) Wpływ zawartości niklu

Nikiel umacnia ferryt, zapobiega wydzielaniu się węglików, a także sprzyja

powstawaniu perlitu o dużej dyspersji i stabilizuje go. Pierwiastek ten rozpuszcza się

w ciekłym żeliwie bez ograniczeń. Powoduje korzystne zjawisko podczas krzepnięcia

sprzyjając grafityzacji. Nikiel ma bardzo podobne działanie do miedzi. Wykazuje skłonność do

mikrosegregacji odwrotnej. Zwiększa on trwałość austenitu w zakresie przemiany

perlitycznej i bainitycznej [11]. Wraz ze wzrostem zawartości niklu pojawia się tendencja do

tworzenia w żeliwie osnowy bainitycznej lub martenzytycznej. Jest to szczególnie wyraźne

przy jednoczesnej obecności w stopie molibdenu. Dodatek niklu w ilości 1% zwiększa

wytrzymałość i umowną granicę plastyczności żeliwa sferoidalnego o około 100 MPa (rys.

1.14). Obniża jednak wydłużenie, ale tylko o 1÷2%. Przy dodatku niklu rzędu 3% można

uzyskać wytrzymałość w granicach 800 MPa przy wydłużeniu wynoszącym 3%. Nikiel

zwiększając liczbę komórek eutektycznych oraz, poprzez umacnianie ferryty i perlitu, wpływa

korzystnie na właściwości mechaniczne i plastyczne odlanego żeliwa. Podniesienie

zawartości niklu zwiększa także hartowność żeliwa [10]. Nikiel prawie zawsze występuje w

żeliwie ADI w połączeniu z molibdenem [12÷13].

Rys. 1.14. Wpływ zawartości niklu na właściwości żeliwa sferoidalnego



23


Nikiel wraz z molibdenem i miedzią należą do pierwiastków zwiększających

hartowność. Nie bierze on udziału w tworzeniu wydzieleni węglikowych [11]. Autor pracy

[18] uważa, że nikiel może działać podobnie do miedzi opóźniając powstawanie węglików w

osnowie w zakresie niższej temperatury przemiany izotermicznej. Nikiel zmniejsza zawartość

węgla w austenicie o około 0,05% na 1% Ni. S. Dymski [11] podaje, że przy zwiększeniu

zawartości niklu, istnieje możliwość tworzenia się w żeliwie bainitu lub martenzytu przy

powiększaniu grubości ścianki odlewów, zwłaszcza w obecności molibdenu (rys. 1.15).

Rys. 1.15. Wpływ niklu i grubości ścianki na mikrostrukturę żeliwa w stanie surowym [5]

g) Wpływ zawartości molibdenu

Nadmiar molibdenu w żeliwie sprzyja tworzeniu się węglików międzykomórkowych.

Występuje w stopach zazwyczaj razem z niklem. Dodatki molibdenu podnoszą hartowność

żeliwa [10]. Molibden poprawia właściwości mechaniczne żeliwa w wysokiej temperaturze.

Głównie wytrzymałość i plastyczność oraz odporność na pełzanie (rys. 1.16). Wpływa

korzystnie na odporność na zmęczenie cieplne [16]. Molibden jest pierwiastkiem

perlitotwórczym i ma skłonność do segregacji [12÷13]. Intensywnie wpływa na

wytrzymałości i twardość żeliwa po hartowaniu izotermicznym podnosząc je [7]. Wpływ

molibdenu zaznacza się wyraźnie przy niskiej zawartości węgla. Powiększa on w dużym

stopniu udarność i plastyczność żeliwa (rys. 1.16). Szczególne polepszenie szeregu

właściwości mechanicznych można uzyskać stosując jednocześnie molibden i chrom.

Zwiększa się jednak wówczas ryzyko wystąpienia zabieleń [19].


24


Rys. 1.16. Wpływ molibdenu na właściwości mechaniczne żeliwa [20]

Najistotniejsze z punktu widzenia zmęczenia cieplnego jest oddziaływanie molibdenu

w podwyższonych temperaturach. Zwiększa on granice plastyczności zarówno przy ściskaniu

jak i rozciąganiu żeliwa w wysokiej temperaturze oraz granicę pełzania. Temu oddziaływaniu

przypisane jest zwiększanie odporności żeliwa na zmęczenie cieplne. Wprowadzenie

molibdenu do żeliwa w ilości do 1% podnosi jego odporność zmęczeniową niezależnie od

postaci grafitu żeliwa [16].

Najsilniejszy wpływ na przemianę przechłodzonego austenitu ma molibden lub jego

kombinacja z niklem i miedzią. Zawartość molibdenu zwykle nie przekracza 0,3% ze względu

na bardzo silną skłonność do segregacji oraz do tworzenia węglików na granicach komórek

eutektycznych [5]. Molibden zwiększa trwałość austenitu podczas przemiany w zakresie

górnego bainitu. Dodatki molibdenu obniżają temperaturę austenityzacji, zmniejszają

rozpuszczalność węgla w austenicie, a także opóźniają przemianę ausferrytyczną (rys. 1.17)

[15]. W żeliwie ADI molibden występuje zazwyczaj łącznie z niklem i miedzią. Przyjmuje się,

że 1,5% miedzi równoważy 0,3% molibdenu [94]. Wprowadzenie do żeliwa molibdenu w

ilości 0,5÷0,6% przy zawartości manganu 0,15% nie opóźnia przemiany bainitycznej. Mimo

rosnącej zawartości molibdenu w żeliwie udział nieprzemienionego austenitu w jego

osnowie pod wpływem przedłużania czasu wygrzewania jest zauważalny, lecz zmiany te nie


25


są tak znaczne jak w przypadku manganu [11]. Dodanie molibdenu do żeliwa podnosi także

jego hartowność [5].

Rys. 1.17. Wpływ czasu przemiany izotermicznej na udział nieprzemienionego austenitu w osnowie

żeliwa sferoidalnego z molibdenem i manganem o różnym stężeniu [11]

h) Wpływ zawartości miedzi

Miedź wykazuje skłonność do mikrosegregacji odwrotnej podczas krzepnięcia żeliwa

[15]. Jest pierwiastkiem podnoszącym hartowność osnowy perlitycznej. Miedź sprzyja

grafityzacji żeliwa zwiększając liczbę komórek autektycznych i wydzieleń grafitu. Zmniejsza

także udział ferrytu w żeliwie i bardzo silnie stabilizuje perlit zwiększając przez to

wytrzymałość i twardość. Dodatek około 1% Cu do żeliwa podnosi jego wytrzymałość na

rozciąganie o około 40% [20]. Dodatek miedzi obniża wydłużenie (rys. 1.18). Miedź

powoduje wydłużenie czasu wyżarzania, szczególnie przy niskich zawartościach krzemu.

Zmniejsza także odporność na uderzenia i podwyższa temperaturę, w której żeliwo

przechodzi w stan kruchy. W gatunkach perlitycznych miedź stosuje się przeważnie w

zakresie 0,3 do 0,8%. W żeliwie ferrytycznymw stanie lanym zawartość miedzi nie może

przekroczyć progu 0,03% [10]. Przy zawartości miedzi w ilości powyżej 2% wzrost właściwości

mechanicznych staje się pomijalnie mały. Zawartość 2% jest także granicą rozpuszczalności

tego pierwiastka w stanie ciekłym [12÷13]. Dodatek miedzi w ilości 0,8÷1,2% zwiększa

odporność na utlenianie, zmniejsza skłonność do pęcznienia i podnosi przewodność cieplną.

Niestety dodatki miedzi nie podnoszą odporności na działanie temperatury i nie


26


przeciwdziałają rozpadowi perlitycznej osnowy metalowej w cyklicznie nagrzewanym żeliwie

[16].

Rys. 1.18. Wpływ zawartości miedzi na właściwości mechaniczne żeliwa sferoidalnego [9]

Miedź wpływa na zmniejszenie szybkości przemiany austenitu i hamuje proces jego

rozpadu w II etapie przemiany wydłużając proces inkubacji [5]. Zmienia ona w żeliwie

sferoidalnym przebieg przemiany perlitycznej i bainitycznej. W bainitycznej, zwiększając

okres trwałości austenitu, powoduje, iż proces jego rozpadu przebiega z małą szybkością.

Przedłużenie czasu wytrzymania powoduje rozpad wzbogaconego węglem roztworu γ. Miedź

wpływa także na hartowność, ale w stopniu mniejszym od molibdenu [11]. Miedź, ze

względu na segregację odwrotną, jest wykorzystywana do zapobiegania tworzeniu się

struktur austenityczno - martenzytycznych. Z punktu widzenia wpływu pierwiastków

stopowych na stabilność termiczną ausferrytu, skład żeliwa miedziowo-niklowego 0,5% Cu,

1,5% Ni wydaje się optymalny [21]. Wzrost jej zawartości w żeliwie sferoidalnym przyczynia

się do większej twardości żeliwa, i do spadku wydłużenia. Zawartość większa niż 1,50% Cu

obniża także wytrzymałość Rm, co jest skutkiem częściowej „desferoidyzacji” grafitu [22].


27


1.2.3. Wytworzenie sferoidalnego żeliwa wyjściowego

Jako wyjściowe żeliwo do uzyskania ADI stosuje się żeliwo sferoidalne niskostopowe z

niewielkimi dodatkami takich pierwiastków jak: Mn, Cu, Mo, Ni, Cr, czy też Sn. Wytworzone

żeliwo posiada osnowę perlityczna lub perlityczno-ferrytyczna. Do sferoidyzacji stosuje się

najczęściej magnez wprowadzany do ciekłego metalu w postaci zaprawy FeSiMg. Jako

pierwiastki wspomagające sferoidyzację stosuje się: bar, wapń, stront, itr, lantan oraz cer.

Zawartość łączna pierwiastków wspomagających w połączeniu z magnezem nie powinna

przekraczać 0.06% [15]. Z racji, że wytworzone żeliwo powinno mieć jak najmniejszą liczbę

wtrąceń niemetalicznych, zaleca się jego wytwarzanie w piecach indukcyjnych lub łukowych.

Podstawowymi zabiegami przy wytwarzaniu żeliwa sferoidalnego są: sferoidyzacja i

modyfikacja.

a) Sferoidyzacja

Sferoidyzacja pozwala na wytworzenie w osnowie metalowej grafitu o stopniu

sferoidyzacji powyżej 85%. Jest to uzyskiwane poprzez wprowadzenie do ciekłego metalu

dodatków sferoidyzujących, najczęściej w postaci magnezu lub jego stopów, rzadziej w

postaci dodatków pierwiastków ziem rzadkich. W przypadku przetrzymywania ciekłego

żeliwa (po wprowadzeniu magnezu) w piecu lub kadzi przez dłuższy czas występuje zjawisko

zaniku efekty sferoidyzacji. Jest to spowodowane utlenianiem się i parowaniem magnezu,

który ma silne powinowactwo do tlenu.

Najczęściej stosowane metody sferoidyzacji, to: technika ”na dno kadzi”, metoda

Sandwich, Tandish, Inmold oraz PE - za pomocą przewodu elastycznego.

b) Modyfikacja

Modyfikacja ma na celu zwiększenie zdolności żeliwa do grafityzacji. Zabieg

modyfikacji polega na wprowadzeniu do ciekłego żeliwa niewielkich ilości dodatków

zwanych modyfikatorami opartych głównie na bazie żelazokrzemu FeSi. Modyfikacja pozwala

w głównej mierze na uzyskaniu podobnej wielkości grafitu w całej objętości metalu. Zwiększa

także liczbę aktywnych zarodków grafitu i zmniejsza niejednorodność struktury odlewu

spowodowaną segregacjami składników odlewanego stopu. Modyfikatory wpływają na

zwiększenie ilości i zmniejszenie wymiarów krystalizujących faz w żeliwie, co przyczynia się

do polepszenia właściwości stopu. Najbardziej rozpowszechnione metody modyfikacji to:


28


modyfikacja w kadzi, na strugę, przy użyciu przewodu elastycznego, w zbiorniku wlewowym

czy w układzie wlewowym.

Należy zaznaczyć, że efekt modyfikacji nie jest trwały. Z czasem on zanika (rys. 1.19).

W miarę upływu czasu zmniejsza się ilość wydzieleń grafitu i zaczyna się pojawić w coraz

większym stopniu w strukturze osnowy cementyt [23]. Takie odlewy mają zabielenia na

powierzchni zewnętrznej, a w środku wykazują nieprawidłową postać grafitu. W publikacji

[23] autor podaje, że czas od modyfikacji do zalania form powinien wynosić do 5 minut. Jeśli

jest dłuższy należy stosować modyfikację dodatkową. Najczęściej jest stosowana przy użyciu

zaprawy z barem. Zaprawa wprowadzana jest na strugę metalu podczas zalewania. Stosuje

się także od razu do modyfikacji w kadzi zaprawą z dodatkiem baru, aby wydłużyć czas

modyfikowania.

Rys. 1.19. Wpływ czasu od momentu modyfikacji na liczba sferoidów w żeliwie [12]

c) Rola szybkości stygnięcia (grubość ścianki)

Żeliwo wyjściowe do wytworzenia ADI powinno charakteryzować się osnową

perlityczną lub perlityczno-ferrytyczną. Wiąże się to koniecznością wytopienia żeliwa

o specjalnie dobranym składzie chemicznym, który pozwoli na uzyskanie odpowiedniej

struktury i osiągnięcie założonych właściwych żeliwa ADI. Jak podaje autor publikacji [8]

bardzo ważny i istotny wpływ na wybór składu chemicznego żeliwa wyjściowego ma grubość

ścianek odlewu. Autor wiąże równoważnik eutektyczny węgla z grubością ścianki. Określając

zakres równoważnika CE „definiuje” tym samym skład chemiczny żeliwa i zawartość

głównych pierwiastków: węgla i krzemu. Główny wniosek z jego badań jest taki, że odlewy o


29


grubości ścianki powyżej 100 mm powinny charakteryzować się niższą zawartością węgla w

składzie chemicznym. Autor podaje ponadto, iż podczas krzepnięcia z ciekłego metalu

najpierw wydziela się grafit, który ma tendencje do flotacji (rys. 1.20). Skłonność ta nasila się

ze wzrostem CE. Przy cieńszych ściankach odlewów, ze względu na szybsze krzepnięcie,

równoważnik CE może mieć nieco wyższe wartości [12, 19].

Rys. 1.20. Wpływ węgla i krzemu na równoważnik eutektyczny [7, 12]

Równoważnik eutektyczny węgla

Równoważnik eutektyczny węgla zwany także wprost równoważnikiem węgla lub

węglowym wyraża się wzorem [19, 24]:

CE= 2,08 + ∑

(1.1)

gdzie:

- wartość współczynnika odczytana z tabel z publikacji [19, 24]

– stężenie danego pierwiastka w % wagowych

1.2.4. Obróbka cieplna w celu uzyskania ADI

Obróbka cieplna żeliwa wyjściowego prowadzona w celu uzyskania żeliwa ADI jest

jedną z najważniejszych operacji. Dwa podstawowe elementy obróbki cieplnej to:

austenityzacja i hartowanie izotermiczne. Charakterystyczne temperatury obróbki cieplnej są


30


bardzo ważne, ponieważ decydują o budowie strukturalnej żeliwa po obróbce, a co za tym

idzie decydują o jego właściwościach fizycznych i mechanicznych. Obróbka cieplna żeliwa ADI

jest wieloetapowa i można ją podzielić na następujące etapy (rys. 1.21):

włączenie pieca i nagrzewanie do temperatury austenityzacji (AB)

austenityzacja (wytrzymanie przez określony czas) (BC)

przeniesienie odlewów do wanny hartowniczej (CD)

hartowanie izotermiczne (wytrzymanie przez określony czas) (DG)

obmywanie z soli i chłodzenie do temperatury otoczenia (GH) [6, 15, 25].

Rys. 1.21. Schemat etapów obróbki cieplnej w celu uzyskania żeliwa ADI [5, 15, 25]

Nagrzewanie do temperatury austenityzacji zawsze rozpoczyna proces obróbki

cieplnej. Proces ten prowadzi się, zależnie od składu chemicznego żeliwa sferoidalnego, w

temperaturze z zakresu 815÷950°C [5]. Wytrzymanie odlewów odbywa się w takim samym

zakresie temperatury. Powoduje ono wyrównanie temperatury w całej objętości odlewu

oraz przebudowę składników mikrostruktury żeliwa wyjściowego takich jak perlit czy ferryt,

uzyskanie struktury austenitu. Przeniesienie nagrzanych odlewów z pieca do wanny

hartowniczej jest bardzo istotne ze względu na szybkość tej operacji. W literaturze nazywany

jest ten etap chłodzeniem do temperatury wygrzewania izotermicznego. Jeżeli proces byłby

powolny spowodowałoby to pojawienie się w osnowie żeliwa perlitu lub martenzytu,


31


składników niepożądanych dla tego gatunku żeliwa. Wygrzewanie izotermiczne czy też

hartowanie izotermiczne ma na celu wytworzenie odpowiedniego rodzaju ausferrytu w

osnowie żeliwa. Przeprowadzane jest zwykle w zakresie temperatury 230÷400°C, najczęściej

w kąpieli solnej. Następnie odlew jest obmywany z solanki z procesu hartowania i następnie

studzony na powietrzu. Ostatni etap to chłodzenie do temperatury otoczenia.

a) Austenityzacja

Austenityzowanie jest zabiegiem poprzedzającym hartowanie izotermiczne.

Przebiega ona zazwyczaj w temperaturze o około 30÷100°C wyższej od temperatury Ac1-2

[15]. W warunkach rzeczywistych odbywa się przeważnie w temperaturze z zakresu

815÷950°C [5]. Autorzy innych prac podają również inne wartości dolnej granicy zakresu

temperatury. Waha się ona pomiędzy 800÷830°C [11]. Temperatura austenityzacji jest

niezwykle ważna ze względu na przemiany zachodzące w żeliwie, a co za tym idzie

otrzymanie różnego rodzaju osnowy. Wpływa ona także na kinetykę przemiany

izotermicznej, która następuje po procesie austenityzacji. Przemiana osnowy żeliwa

rozpoczyna się już w czasie nagrzewania i jest kontynuowana podczas wytrzymania stopu w

zadanej temperaturze. Przemiana ta może przebiegać z różną szybkością, która jest zależna

od mikrostruktury żeliwa wyjściowego, głównie od rodzaju (budowy) osnowy metalowej. W

przypadku żeliwa z osnową czysto perlityczną tworzenie się austenitu można podzielić na

następujące etapy:

Podczas nagrzewania odlewu na granicach komórek eutektycznych w perlicie

powstaje austenit na granicy międzyfazowej cementyt – ferryt, z przemieszczaniem

się frontu przemiany w kierunku ferrytu.

W pierwszej fazie wytrzymania odlewu w zadanej temperaturze następuje

rozpuszczenie płytek cementytu eutektoidalnego skupionego w koloniach perlitu.

Z upływem czasu asutenityzowania wyrównuje się zawartość węgla w powstałym

austenicie i następuje jego ujednorodnienie.

W ostatnim etapie następuje zmniejszenie niejednorodności rozmieszczenia

dodatków stopowych w ziarnach austenitu [5, 11].

W przypadku żeliwa z osnową perlityczno-ferrytyczną przemiany podczas

austenityzacji są niemal identyczne. Przy osnowie perlitycznej nasycenie asutenitu węglem


32


jest jednak szybsze, a zatem zarodkowanie i wzrost austenitu powinien być łatwiejszy [24].

Zmiany w strukturze podczas austenityzacji spowodowane są wynikiem procesu

zarodkowania i wzrostu austenitu, który zarodkuje na granicach faz: ferryt-cementyt lub

ferryt-grafit. Wzrost austenitu zależy w największej mierze od dyfuzji węgla a także od

wpływu dodatków stopowych i rodzaju dyfuzji [15]. Austenit, pomimo ujednorodnienia

podczas austenityzacji, będzie mimo wszystko wykazywał nieliniowy rozkład węgla [26].

Powodem tego są różne źródła nasycenia węglem austenitu. Jak zaznaczono wcześniej

węgiel w austenicie pochodzi zarówno z cementytu jak i grafitu. Wpływ innych pierwiastków

na stopień dyfuzji węgla oddziaływuje również na jego zawartość w mikrostrukturze i na

rozmieszczenie końcowe w osnowie. Taka niejednorodność powoduje zróżnicowanie osnowy

po obróbce cieplnej w obszarach występowania komórek eutektycznych, a przez to i w całej

objętości odlewu [5, 11].

Nawęglanie austenitu jest najistotniejszym procesem w austenityzowaniu osnowy

żeliwa. Poglądy autorów na temperaturę austenityzowania są podzielone. Wysoka

temperatura zwiększa aktywność i zawartość węgla w roztworze oraz korzystnie wpływa na

rozkład pierwiastków w osnowie metalowej. Przyczynia się jednak także do zjawisk

niekorzystnych takich jak rozrost ziaren i kruchość. Są poglądy, że wybór niższej temperatury

austenityzacji jest korzystny dla niskostopowego żeliwa ADI zawierającego Mo, Ni, Cu a

niekorzystny dla żeliwa z dodatkiem jedynie Cu ze względu na obecność w osnowie wolnego

ferrytu [11].

W opisie czynników wpływających na proces nie może zabraknąć czasu wytrzymania

podczas austenityzacji. W praktyce zależy on od struktury przed austenityzowaniem i od

grubości ścianek odlewu. Czas przyjmuje się zazwyczaj od 48 s. do 2,5 min. na każdy 1 mm

grubości ścianki odlewu [5, 11, 15]. W praktyce, jak twierdzi autor [27], minimalny czas

wygrzewania powinien wynosić 60 minut, jednak często stosuje się 2-3 godziny w celu

osiągnięcia optymalnych właściwości i pełnego ujednorodnienia struktury. Według tego

autora temperatura z zakresu 900÷925°C pozwala na uzyskanie najwyższej wytrzymałości i

plastyczności po austenityzowaniu żeliwa sferoidalnego niestopowego.

N. Darwish i R. Elliot [28 30] badając wpływ temperatury ustalili, że austenit

wzbogaca się w węgiel już podczas podnoszenia temperatury przed właściwym

wygrzewaniem. Czas wygrzewania wpływa na nasycenie się węglem austenitu. Przebiega on


33


najintensywniej w początkowym okresie wygrzewania. Według autorów osiągnięcie

odpowiedniego stężenia węgla w austenicie w żeliwie zawierającym Cu wymaga więcej czasu

niż w żeliwie z dodatkiem Ni i Cu (rys. 1.22a,b). Jak podał wcześniej autor [11] wiąże się to z

obecnością wolnego ferrytu w żeliwie z dodatkiem Cu. Autorzy podają także związek

pomiędzy temperaturą asutenityzowania, zawartością krzemu w żeliwie, a stężeniem węgla

w austenicie. Związek ten opisano równaniem 1.2:

=

– 0,17 * (Si) – 0,95 [%] (1.2)

gdzie:

- stężenie węgla w austenicie podczas austenityzowania, %

- temperatura austenityzowania, °C

Si – zawartość krzemu w żeliwie, %

Rys. 1.22. Wpływ temp. i czasu asutenityzowania na zawartość węgla w w osnowie żeliwa

sferoidalnego z: a) Cu , b) Ni, Cu [11, 15]

b) Hartowanie i przemiana izotermiczna

Zabieg hartowania izotermicznego żeliwa sferoidalnego wpływa na strukturę osnowy

po przemianie izotermicznej i decyduje o końcowych właściwościach odlewu z żeliwa ADI. Po

całkowitej austenityzacji odlew powinien być tak szybko hartowany jak to tylko jest możliwe,

aby uniknąć tworzenia się perlitu, który wpływa niekorzystnie na właściwości

wytrzymałościowe oraz osiągnąć temperaturę izotermicznego wytrzymania żeliwa przed

rozpoczęciem zarodkowania ferrytu [5, 11, 15]. Na rysunku 1.23 pokazano czas inkubacji,

czyli początek przemian fazowych, jakie zachodzą w austenicie w zależności od jego

temperatury i szybkości chłodzenia [5, 15].

a)

a)

b)

a)


34


Rys. 1.23. Czas inkubacji powstawania perlitu, ausferrytu, bainitu i martenzytu oraz krzywe

hartowania [5, 15]

Po zanurzeniu odlewu w medium chłodzącym, jakim jest zazwyczaj solanka lub olej,

czas osiągnięcia temperatury przemiany izotermicznej Tpi zależy od grubości ścianki i

konfiguracji geometrycznej odlewu. Przemiana rozpoczyna się w momencie zarodkowania i

wzrostu płytek ferrytu wymuszającego migrację węgla do otaczającego go austenitu [5]. W

pierwszej kolejności osiąga się temperaturę przemiany w rejonach na powierzchni odlewu a

dopiero po upływie pewnego czasu - w środku ścianek odlewu. Jest to spowodowane tym, że

większa grubość ścianek opóźnia osiągnięcie przez nie zadanej temperatury hartowania.

Wynika z tego, że szybkość hartowania powinna być na tyle duża, aby w środkach ścianek

odlewu osiągnąć temperaturę Tpi przed czasem inkubacji przemiany ausferrytycznej [15].

Transport węgla podczas przemiany trwa aż do znacznego przesycenia austenitu zapewniając

mu stabilizacje termodynamiczną. Ten etap przemiany odznacza się osiągnięciem

odpowiedniego stosunku ferrytu do austenitu i z punktu widzenia najkorzystniejszych

właściwości żeliwa ADI, może zakończyć cały proces obróbki cieplnej [5]. W zależności od

temperatury przemiany, czasu hartowania oraz od jednorodności austenitu, utworzona

struktura może charakteryzować się zróżnicowaną morfologią. Powstały w osnowie ausferryt

(dolny i górny) w zależności od temperatury przemiany, ma strukturę iglastą o mniejszym lub

większym stopniu rozdrobnienia igieł (rys. 1.24). Hartowanie izotermiczne w wyższych

temperaturach prowadzi do uzyskania żeliwa ADI o niższej wytrzymałości, ale o wysokiej

plastyczności. Hartowanie w niskiej temperaturze - sprzyja powstaniu żeliwa o wysokiej

wytrzymałości, ale za to obniża plastyczność [7].


35


Rys. 1.24 Wpływ temperatury i czasu hartowania na postać ausferrytu [2, 7]

Temperatura hartowania izotermicznego nie tylko wpływa na mikrostrukturę

i właściwości mechaniczne, ale decyduje również o kinetyce i specyfice przemiany (rys. 1.25).

Wraz z obniżaniem temperatury zmniejszają się wymiary płytek złożonych z ferrytu

i stabilnego austenitu, odpowiednio zwiększa się twardość i wytrzymałość. Jednak nawet

przy niższej temperaturze hartowania złożona płytkowa struktura ferrytu i austenitu bardziej

przypomina strukturę górnego bainitu w stali [7, 10÷11]. Przy zbyt długotrwałym

wytrzymaniu może wystąpić drugi etap: rozpad austenitu (wydzielanie węglików), co

zmniejsza plastyczność żeliwa (rys. 1.26).

W początkowym okresie przemiany węgiel uczestniczy w tworzeniu wydzielenia

węglika wewnątrz igieł ferrytycznych. Z ferrytu bainitycznego nadmiar węgla usuwany jest do

sąsiadującego austenitu, przy czym przemiana odbywa się w sposób ciągły. Po wygrzewaniu

w czasie 0,5÷3,0 godzin udział austenitu szczątkowego jest nieduży. Struktura takiego żeliwa

po schłodzeniu do temperatury otoczenia, jest określana, jako asuferryt dolny. Wynikiem

całkowitej przemiany izotermicznej austenitu w temperaturze > 330°C jest ausferryt górny.

Mechanizm jego powstawania jest nieco inny. W wyższej temperaturze powstają warunki do

szybszego przemieszczania się atomów węgla z ferrytu do austenitu. Gdy przemiana zostanie

zatrzymana w początkowym okresie to po „dochłodzeniu” do temperatury otoczenia z

austenitu utworzy się, przynajmniej częściowo, martenzyt. Realizacja tej przemiany jest

możliwa, gdy temperatura Ms jest wyższa od temperatury otoczenia [11]. W dłuższym

okresie wytrzymania nasycenie austenitu węglem zwiększa się od 1,5 do 1,7%. Tak wysoka

zawartość węgla może powodować termiczną stabilizację austenitu. Jednakże poniżej


36


temperatury pokojowej lub pod wpływem obciążeń może on się przekształcać w martenzyt.

Dalsze wydłużanie czasu przemiany powoduje kontynuację wzrostu płytek ferrytu, wskutek

czego austenit dalej wzbogaca się w węgiel do poziomu 1,8÷2,2%. Tak duża zawartość węgla

w austenicie obniża początek temperatury przemiany martenzytycznej Ms. Wynikiem tego

jest pojawienie się w strukturze austenitu szczątkowego. Ten austenit jest stabilny aż do -

120°C. Struktura takiego żeliwa po przemianie izotermicznej w czasie od 0,5÷3,0 godzin

składa się z grubych płytek ferrytu i austenitu szczątkowego. Ta druga faza struktury może

stanowić do 40% osnowy, a struktura taka nazwana została ausferrytem górnym [15].

Rys. 1.25. Udział składników struktury po Rys. 1.26. Wpływ temperatury przemiany

hartowaniu izotermicznym w zależności bainitycznej na skład fazowy osnowy

od czasu przemiany [6÷7, 11] żeliwa sferoidalnego [6÷7, 11]

1.2.5. Typowe właściwości żeliwa ADI

Wysokie właściwości wytrzymałościowe, twardość oraz plastyczność uzyskane po

hartowaniu z przemianą izotermiczną pozwalają na otrzymanie odlewów, którymi coraz

częściej zastępujemy dotychczasowe odlewy staliwne. Wytrzymałość tak wytworzonego i

obrobionego cieplnie żeliwa może przewyższyć dwukrotnie wytrzymałość znormalizowanych

gatunków żeliwa sferoidalnego o tej samej plastyczności [24]. Właściwości mechaniczne

zależą w głównej mierze od temperatury i czasu trwania przemiany izotermicznej oraz od

warunków austenityzacji i składu chemicznego żeliwa ADI [7].

W tabelach 1.1÷1.2 pokazano podstawowe właściwości mechaniczne żeliwa ADI.

Tabela 1.1 przedstawia podział żeliwa ADI wg. polskiej normy. Z kolei tabela 1.2 przedstawia

podział i właściwości wg. normy amerykańskiej. Według polskiej normy wyróżnia się 4-y

gatunki żeliwa ADI, według amerykańskiej 5.


37


Tab. 1.1. Właściwości mechaniczne żeliwa ADI wg. PN-EN 1564:2000

Oznaczenie Znak

Wytrzymałość na rozciąganie

Rm [MPa]

Umowna granica plastyczności

Rp0,2 [MPa]

Wydłużenie A5 [%]

Zakres twardości HB

EN-GJS-800-8 800 500 8 260-320

EN-GJS-1000-5 1000 700 5 300-360

EN-GJS-1200-2 1200 850 2 340-440

EN-GJS-1400-1 1400 1100 1 380-480

Tab. 1.2. Właściwości mechaniczne żeliwa ADI wg. amerykańskiej ASTM A 897 [6]

Gatunek Wytrzymałość na rozciąganie

Rm [MPa]

Umowna granica plastyczności

Rp0,2 [MPa]

Wydłużenie A5 [%]

Twardość HB

Udarność KC (próbki bez karbu) [J]

ASTM 897 Grade 1

850 550 10 269-321 100

ASTM 897 Grade 2

1050 700 7 302-363 80

ASTM 897 Grade 3

1200 850 4 341-444 60

ASTM 897 Grade 4

1400 1100 1 388-487 35

ASTM 897 Grade 5

1600 1300 - 444-555

- Odporność na kruche pękanie: KIC =40-70 MPa *m1/2 dla dolnego ausferrytu,

KIC =70-100 MPa *m1/2 dla górnego ausferrytu.

- Wytrzymałość zmęczeniowa: 300-450 MPa dla dolnego ausferrytu,

400-450 MPa dla górnego ausferrytu.

1.2.6. Zastosowanie żeliwa ADI na elementy części maszyn

Poza zastosowaniem, które podano w rozdziale 1.1. żeliwo ADI znajduje bardzo

szerokie zastosowanie na elementy części maszyn w różnych, innych gałęziach przemysłu.

Główne cechy tego materiału, które zadecydowały o jego przydatności na opisywane

poniżej wyroby to: wysoka wytrzymałość na rozciąganie i twardość oraz wysoka odporność

na ścieranie. Żeliwo ADI w wielu przypadkach zastępuje wyroby, które wcześniej wytwarzano

ze staliwa lub żeliwa wysokochromowego. Typowe elementy wykonane z żeliwa ADI to:

Przemysł samochodowy – korbowody (rys. 1.27) wsporniki resorów, elementy

sprzęgła, wałki rozrządu, pierścienie do pomp [6, 31].


38


Rys. 1.27. Korbowód wykonany z żeliwa ADI [31].

Rolnictwo – elementy noży do cięcia, pogłębiacze do spulchniania (rys. 1.29),

lemiesze do pługów (rys. 1.28), haki do holowania, piasty kół, wały kierownicze,

drążki sterownicze [2, 6].

Rys. 1.28. Lemiesze do pługów ADi - EN-GJS-1400-1 [2] Rys. 1.29. Pogłębiacze do spulchniana. ADI - EN-GJS-1000-5 [6]

Części maszyn – ogniwa gąsienic, ucha do holowania, koła zębate, ślimaki

Archimedesa, wałki, koła linowe, kraty, wykładziny, korpusy do wciągarek linowych

koła jezdne (rys. 1.30÷1.35) [2, 6, 32].

Rys. 1.30. Ogniwo gąsienicy – ADI - EN-GJS-1000-5 [2] Rys. 1.31. Koła zębate - ADI - EN-GJS-1000-5 i ADI - EN-GJS-1200-2 [6]


39


Rys. 1.32. Ślimak Archimedesa - ADI - EN-GJS-1200-2 [6] Rys. 1.33 Wykładzina -

ADI - EN-GJS-1000-5 [6]

Rys. 1.34. Korpus wciągarki linowej z ADI [32] Rys. 1.35. Koło jezdne z ADI [32]

Przemysł budowlany – zęby koparek (rys. 1.36), łopatki sortowników, elementy

kruszarek, wsporniki, prowadnice [6].

Rys. 1.36. Zęby koparek wykonane z żeliwa ADI [6]

Przemysł wiatrowy – jarzma do elektrowni wiatrowych (rys. 1.37), przekładnie

(rys. 1.38) [2, 6, 32].

Rys. 1.37. Jarzmo z ADI dla elektrowni wiatrowej [32] Rys. 1.38. Przekładnia z ADI dla elektrowni wiatrowej [32]


40


Górnictwo – wiertła i obudowy wierteł [2, 6].

W Polsce niestety żeliwo ADI jest jeszcze mało rozpowszechnione. W ostatnich latach

następuję jednak wzrost jego popularności. Elementami maszyn najczęściej wykonywanymi z

tego materiału są łopatki do oczyszczarek (rys. 1.39). Inne elementy oczyszczarek są obecnie

w fazie testów i wkrótce można oczekiwać ich produkcji z żeliwa ADI (rys. 1.40) [2].

Rys. 1.39. Łopatka oczyszczarki - ADI - EN-GJS-1400-1 [2] Rys. 1.40. Osprzęt oczyszczarki.

Faza testów z ADI [2]


41


1.3. Wpływ Ni, Mo, Cu na odporność na zmęczenie cieplne żeliwa

Wpływ dodatków stopowych (Ni, Mo, Cr, Cu) żeliwa na odporność na zmęczenie

cieplne jest ogólnie korzystny. Wpływ niklu jest bardzo podobny do wpływu miedzi. Sprzyja

on perlityzacji osnowy i zwiększa tym samym wytrzymałość żeliwa. Nikiel wprowadzony w

ilości 3% pozwala na uzyskanie wytrzymałości żeliwa sferoidalnego Rm > 800 MPa przy

zachowaniu wydłużeniu na poziomie 3%. Gdy rozpatrujemy jednak badania zmęczenia

cieplnego przy małym stopniu wymuszenia odkształceń, dodatek niklu wydaje się jednak

mniej niekorzystny. W takich warunkach badań bardziej wskazana jest struktura ferrytyczna

[16, 33]. W klasycznym zmęczeniu cieplnym przy dużym stopniu wymuszania odkształceń

bardziej odporne są gatunki żeliwa z osnową perlityczna. Wtedy dodatki perlitotwórcze takie

jak nikiel czy miedź są jak najbardziej wskazane. Ten model procesu lepiej odwzorowuje stan

cieplno-naprężeniowy panujący w konstrukcjach gwałtownie nagrzewanych, częściej

występuje w technice.

Miedź, podobnie jak nikiel, sprzyja perlityzacji osnowy żeliwa, stabilizuje perlit

i zmniejsza udział ferrytu, co sprzyja podwyższeniu odporności na zmęczenie cieplne. Dodatki

miedzi zwiększają wytrzymałość i twardość żeliwa. W pracy [16] wykazano, że dodatek

miedzi wydłuża nieco okres rozpadu cementytu eutektoidalnego, jednakże nie stabilizuje go.

Tak wiec miedź opóźnia proces zmęczenia cieplnego i jego skutki, jakimi są przemiany

strukturalne (ferrytyzacja osnowy), jednak nie hamuje ich zupełnie. Im wyższa temperatura

tym „bariera” ochronna miedzi jest słabsza [16]. Dodatek miedzi wydaje się być odpowiednio

skuteczny dla procesów zmęczeniowych, gdy przebiegają one w zakresie temperatur nie

wyższych niż 500÷600°C.

Molibden jest pierwiastkiem, który polepsza te właściwości materiału, które

odgrywają ważną rolę przy eksploatacji urządzeń (elementów) w podwyższonej

i zmieniającej się temperaturze. Jego wyraźny dodatni wpływ na zmęczenie cieplne jest

największy spośród wszystkich wcześniej wymienionych pierwiastków. Molibden podnosi

właściwości mechaniczne żeliwa, głównie wytrzymałość, granicę pełzania i granicę

plastyczności przy ściskaniu jak i przy rozciąganiu żeliwa [16, 34]. Molibden podnosi

zdecydowanie hartowność [10, 34]. Stosowany jest zazwyczaj wspólnie z niklem i miedzią

i niekiedy w połączeniu z chromem. Ważną zaletą molibdenu jest jego silny wpływ na

przemianę przechłodzonego austenitu. Zwiększa on trwałość austenitu podczas przemiany


42


[11]. Molibden, podnosząc granicę plastyczności w podwyższonej temperaturze, ogranicza

poziom odkształceń plastycznych wywoływanych naprężeniami cieplnymi. To powoduje,

iż naprężenia rozciągające pojawiają się w warstwach cyklicznie nagrzewanych znacznie

później, co sprzyja zwiększeniu trwałość nagrzewanego elementu mierzoną liczbą cykli

cieplnych [34].

Pierwiastki stopowe wprowadzone do żeliwa takie jak Mo, Ni, Cu przedłużające czas

przemiany bainitycznej wpływają na hartowność odlewów. Wprowadzanie ich do żeliwa jest

jak najbardziej korzystne i pożądane. Należy przy tym uwzględniać czynniki ekonomiczne

związane z koniecznością wydłużenia czasu obróbki cieplnej takiego materiału. Odporność na

zmęczenie cieplne poprawia się po wprowadzeniu wyżej wymienionych pierwiastków, a przy

dodatkowej obróbce cieplnej można znacząco poprawić właściwości wyrobu.


43


1.4. Zmęczenie materiału

1.4.1. Terminologia i podział

Zmęczenie cieplne jest złożonym procesem cyklicznego nagrzewania

i chłodzenia, któremu towarzyszy zmienne pole naprężeń adekwatne do amplitudy

temperatury i jej intensywności zmian. W literaturze zmęczeniem cieplnym przyjęto nazywać

niszczenie elementów konstrukcji pod wpływem wielokrotnych cyklicznych zmian

temperatury, wywołujących okresowo zmienne pole naprężeń bez dodatkowego obciążenia

siłami zewnętrznymi [35]. Za zasadniczą przyczynę zmęczenia cieplnego uważa się

odkształcenia plastyczne materiału zachodzące w badanym materiale podczas każdego z

cykli cieplnych [35÷42].

Biorąc za kryterium liczbę cykli Nf zmiany naprężenia, zmęczenie materiału można

podzielić na kilka rodzajów, i tak gdy:

1) Nf < 103÷104 cykli – jest to pękanie quasi-statyczne. Naprężenia niszczące

odpowiadają wytrzymałości statycznej.

2) Nf mieści się w przedziale 104÷105 cykli – to zmęczenie jest klasyfikowane, jako

niskocyklowe. Charakteryzuje się występowaniem odkształceń plastycznych

spowodowanych wysokim poziomem naprężeń.

3) Nf mieści się w przedziale 105÷107 cykli – jest to zmęczenie wysokocyklowe. Złom

zmęczeniowy ma tutaj charakter pęknięcia kruchego, co jest spowodowane niskim

poziomem naprężeń zmęczeniowych. Odkształcenia plastyczne w skali makro nie

występują.

4) Nf > 107 cykli nazywa się obszarem o nieograniczonej wytrzymałości zmęczeniowej.

Występuje ona w przypadku większości stali (nie występuje w stopach aluminium)

[39, 43].

gdzie:

Nf - jest to trwałość zmęczeniowa.

Na rysunku 1.41 pokazano obszary występowania poszczególnych rodzajów zmęczenia,

jako funkcję poziomu naprężeń.


44


Rys. 1.41. Wykres zmęczeniowy z zaznaczonymi strefami zjawisk zmęczeniowych [38]

1-2 – Strefa inkubacji poślizgów w niektórych ziarnach

2-3 – Strefa występowania poślizgów z pojedynczych ziarnach

3-4 – Strefa linii i pasm poślizgu

4-5 – Strefa rozwijania pasm poślizgu

5-6 – Strefa rozwoju mikropęknięć

6-7 – Strefa łączenia się mikropęknięć

Zmęczenie cieplne jest procesem powstawania i rozwoju uszkodzeń w materiałach,

częściach maszyny bądź w konstrukcjach. Wielokrotne cykliczne lub okresowe zmiany

temperatury wywołują zmiany energii wewnętrznej, które w końcowym etapie prowadzą do

pęknięcia [41÷42].

Pęknięcie zmęczeniowe powstaje w obszarze o dużym spiętrzeniu naprężenia po

znacznej liczbie cykli obciążeniowych [24]. Cz. Podrzucki, pod pojęciem wytrzymałości na

zmęczenie rozumie maksymalną wartość naprężenia zmiennego, niepowodującą zniszczenia

badanej próbki po bardzo dużej liczbie cykli.

W materiałach plastycznych w pierwszym etapie cyklicznych obciążeń cieplnych,

obserwuje się głównie rozwój odkształceń plastycznych. Ich wielkość zależy od badanego

materiału i parametrów cyklu – głównie zakresu temperatury. W drugim etapie

obserwujemy powstawanie i rozwój mikropęknięć i makropęknięcia. Jest to spowodowane

wyczerpywaniem się zapasu plastyczności materiału. Mówimy wtedy o zniszczeniu materiału

wskutek zmęczenia cieplnego. Żeliwo szare do około 250°C zachowuje się praktycznie, jako


45


materiał kruchy [16]. W takim materiale wstrząs cieplny prowadzi do powstania już od

pierwszych cykli cieplnych mikropęknięcia, które w miarę wzrostu cykli cieplnych będzie

prowadziło do pełnego pęknięcia [16].

Pęknięcie zmęczeniowe zaczyna się na bardzo małym obszarze (mikroobszarze).

Obejmuje ono w pierwszej fazie prawdopodobnie nie więcej niż dziesiątki tysięcy atomów.

Co za tym idzie wpływ na zmęczenie będą mieć także wielkość i rozkład kryształów,

własności ich granic i właściwości ich sieci metalicznych. Ważna będzie także wielkość

wydzieleń faz i jej rozkład oraz nieciągłości struktury. Rozkład dyslokacji, oddalenie atomów

od siebie, także będzie miał wpływ na proces inicjacji pęknięcia, a co za tym idzie zmęczenia

cieplnego [40].

W podwyższonej temperaturze pracy materiału należy także uwzględnić, że na

zmęczenie cieplne będzie miało wpływ utlenianie zewnętrzne jak i wewnętrzne, a także

pęcznienie materiału i jego deformacja. Ze wzrostem temperatury będzie się także

obserwować spadek właściwości mechanicznych, co będzie spowodowane degradacją

mikrostruktury materiału [16, 41÷42].

Autor [44] uważa, że cykle cieplne zawierające szybkie grzanie są groźniejsze dla

badanego materiału od cykli, w których chłodzenie jest szybkie. W przypadku pierwszego z

cykli płynięcie plastyczne zachodzi przy stosunkowo wysokiej temperaturze, przy której

materiał ma niskie właściwości wytrzymałościowe. A. Weroński stwierdził także zwiększenie

trwałości ze zmniejszeniem amplitudy zmiany temperatur oraz na ogół zmniejszenie

trwałości przy zwiększaniu średniej temperatury cyklu. Czas wytrzymania przy maksymalnej

temperaturze cyklu obniża trwałość, ponieważ ujawnia wpływ korozji, relaksację naprężeń

przez pełzanie oraz umożliwia przebieg przemian fazowych.

Według autora prac [45÷46] odporność materiału na zmęczenie cieplne jest to

zdolność do przenoszenia określonej liczby cykli cieplnych bez zniszczenia. Prowadzi do

powstawania i rozwoju pęknięć w materiale oraz zmiany jego właściwości, wywołane

działaniem wielokrotnych zmian temperatury. W rezultacie po pewnej liczbie cykli następuje

zniszczenie materiału. Powstawanie w pracującym elemencie określonego stanu naprężenia,

wywołanego cykliczną zmianą temperatury nie zawsze skutkuje powstaniem pęknięcia lub

rys w materiale. Przy wartościach naprężeń przekraczających granicę plastyczności

materiału, ale nieprzekraczających jego wytrzymałości na rozciąganie, następuję trwałe


46


odkształcenie materiału. Autor uważa, że zasadniczymi i podstawowymi przyczynami

zmęczenia cieplnego elementów konstrukcji są cykliczne zmiany temperatury i całkowite lub

częściowe ograniczenie swobody ich odkształceń cieplnych. Badacz oparł na tym swoje

rozważania i rozwiązania konstrukcyjne odlewów do pieców do obróbki cieplnej, które

przedstawił w pracach [45÷46].

1.4.2. Zmęczenie cieplne – stan zagadnień

Badania opisujące zjawisko zmęczenia pojawiły się w pierwszy raz w publikacjach w

1837 roku. Wilhelm Albert przedstawił w swojej pracy problematykę związaną z niszczeniem

łańcuchów przenośnikowych stosowanych w kopalni. Autor skonstruował specjalne

stanowisko do badań, których późniejszym efektem było wynalezienie i zastosowanie liny

drucianej [47].

W latach 1858÷1860 August Wöhler badał przyczyny niszczenia osi kolejowych dla

różnego rodzaju wagonów towarowych i pasażerskich. Wöhler mierzył obciążenie osi

kolejowych poprzez pomiar ich ugięcia. W latach 1860÷1870 rozwijał swoje badania. Ich

efektem było sformułowanie „prawa Wöhlera”. Mówi ono, że materiał może ulec

uszkodzeniu wskutek cyklicznych zmian naprężeń, przy czym każde z nich jest mniejsze od

wytrzymałości statycznej. Na spójność materiału największy wpływ ma amplituda naprężeń

badanego materiału. Im wyższa wartość naprężeń tym mniejsza ich amplituda prowadzi do

zniszczenia zmęczeniowego. Wöhler wprowadził także dwa współczynniki bezpieczeństwa.

Jeden dla obciążenia statycznego i jeden dla zmęczeniowego [48÷54]. Pierwsze krzywe

drukowane były w układzie podwójnie logarytmicznym: log σ - log N. Od 1936 krzywe te

zostały nazywane wykresami Wöhlera (rys. 1.42).

Rys. 1.42. Pełny a) i uproszczony b) wykres Wöhlera z zaznaczonymi zakresami wytrzymałości

zmęczeniowej [37÷38, 41÷42]

a) b)


47


Pierwsza wojna światowa spowodowała rozwój badań nad tym zagadnieniem

i wzrost liczby publikacji. Rozwój przemysłu i gospodarki wymuszał zainteresowanie tym

tematem i rozwój badań. Liczba publikacji o tematyce zmęczeniowej w 1925 roku dochodzi

do 225 [43]. Druga wojna światowa i okres po niej to dalszy rozwój badań w dziedzinie

zmęczenia cieplnego. W każdym rozwijającym się kraju badano zjawisko zmęczenia

cieplnego. Z końcem lat 50 powstają pierwsze publikacje opisujące wieloosiowy stan

naprężeń [55÷56].W Polsce szczyt badan nad zmęczeniem cieplnym to lata 70÷80.

Obserwując badania zmęczenia cieplnego zauważono, że skupiły się one zasadniczo

na kilku blokach zagadnień. Najwcześniej podejmowanymi zagadnieniami były prace

związane z rozwojem pęknięcia zmęczeniowego. Autorzy badali mechanizmy pęknięć, rozwój

pasm poślizgu, role granicy sprężystości czy rozszerzalności cieplnej w ekspansji pęknięcia

[33, 38, 40÷42, 57÷65]. W badaniach pojawia się także opis wpływu temperatury na

pęknięcia zmęczeniowe [66÷67] oraz wpływ karbu na pęknięcie [68].

Analizując zmęczenie cieplne, jako proces złożony, autor [41÷42] poddał go analizie w

rozbiciu na prostsze elementy składowe. Pozwala to na poznanie istoty zjawiska i wzajemne

powiązania i relacje pomiędzy różnymi czynnikami. Autor analizuje proces powstania i

rozwoju pęknięcia przy częściowym lub całkowitym braku swobody odkształcania się danego

materiału badawczego. Omawia różne kryteria zniszczenia elementów pracujących w

warunkach cyklicznego naprzemiennego nagrzewania i chłodzenia. Wskazując na ocenę

trwałości i stopień uszkodzenia materiału, podaje różne metody oceny. Prace zawierają

propozycję rozwiązania ważniejszych zadań w zakresie zmęczenia cieplnego na podstawie

badań autora i jego zespołu. Podają również kryterium zniszczenia i prawo rozwoju

uszkodzenia materiału zaproponowane przez autora.

W pracy [60, 63] autorzy, inaczej niż poprzednio, skupili się na czynnikach,

od których najbardziej zależy zmęczenie cieplne. Przedstawili moduł sprężystości,

współczynnik przewodzenia ciepła i rozszerzalności cieplnej, jako te, które są jednymi

z głównych decydujących o zmęczeniu cieplnym. Pokazano, że moduł sprężystości

i rozszerzalność cieplna osiągają w żeliwie najniższe wartości wtedy, gdy grafitu ma kształt

płatkowego, co według autorów czyni go najbardziej odpornym na zmęczenie cieplne.

Ciekawe i zupełnie inne badania prowadzili autorzy pracy [66]. Skupili się oni na

wysokotemperaturowych deformacjach rozciągających i pęknięciach cieplnych w tym


48


żeliwie. Badania przeprowadzali w zakresie temperatur od 650°C do 850°C. Autorzy wskazali

na wpływ zawartości krzemu na pęknięcia zmęczeniowe, przy jego zawartości powyżej 3,9%.

Badacze dowodzą, że to niekorzystne zjawisko można wyeliminować poprzez rafinację stopu.

Przedstawili także, że proces zmęczenia cieplnego prowadzony na powietrzu przebiega

wolniej niż w kąpieli solnej. Próbki wykazywały mniejsze pęknięcia zmęczeniowe od tych

badanych w solankach.

Jak złożonym i trudnym do opisu procesem jest zmęczenie cieplne świadczą prace

[33, 57]. W pracy [33] autor wskazuje na zależności pomiędzy wielkościami naprężeń

wywołanymi zmianami temperatury na właściwości żeliwa. Zwraca uwagę na rolę granicy

sprężystości materiału, jako parametru, po którego przekroczeniu postępują pęknięcia

zmęczeniowe. Wnioskiem końcowym jest, że żeliwo szare o osnowie ferrytycznej jest

bardziej odporne na wstrząsy cieplne niż żeliwo szare o osnowie perlitycznej. Wnioski te są

sprzeczne z pracą [57]. Autor przedstawia, że żeliwo do pracy w warunkach zmęczenia

cieplnego musi się charakteryzować duża przewodnością cieplną i niskim modułem

sprężystości. Musi mieć także podwyższoną wytrzymałość w temperaturze pokojowej i w

zakresie powyżej 500°C. K. Roehring wskazuje, że żeliwa o osnowie ferrytycznej są bardziej

odporne na pękanie, lecz charakteryzują się odkształceniami plastycznymi (deformacja

konstrukcji).

Kolejnym blokiem tematycznym, którym zajmowali się badacze zmęczenia cieplnego

jest ocena wpływu rodzaju osnowy, mikrostruktury, pierwiastków chemicznych czy też

temperatury i właściwości materiału na proces zmęczenia cieplnego. Badania takie

podejmowali w swoich pracach autorzy prac: [35÷37, 69÷79].

Interesujące badania prowadził autor prac [35÷36]. W swoich pracach, w których

stosował zmodyfikowane stanowisko F. L. Coffina badał zmęczenie cieplne niskostopowego

żeliwa szarego. Badania odniósł do zmęczenia cieplnego form metalowych, dla których

proponował zastosować badany materiał. Wskazał on na główny wpływ odkształcenia

plastycznego podczas zmęczenia cieplnego próbek. W przyjętym stanowisku badawczym

badał jednoosiowy stan naprężeń panujący w badanej próbce. Przedstawił wyniki, które

pokazały, że proces zmęczenia cieplnego próbek żeliwnych ma podobny charakter jak w

przypadku materiałów plastycznych. Autor wskazał na zależność pomiędzy liczbą cykli a

zmianą wytrzymałością na rozciąganie żeliwa poddanego zmęczeniu. Wraz ze wzrostem


49


liczby cykli wytrzymałość testowanego żeliwa maleje. Równolegle wzrasta poziom naprężeń

rozciągających panujących w próbce, które przesuwają się do coraz wyższych temperatur.

Prowadzi to w konsekwencji do sytuacji, iż w danym momencie wartość naprężeń przekracza

obniżoną wytrzymałość żeliwa, i inicjuje pęknięcia powstałe w badanej próbce. Autor

przedstawia jednoosiowy stan naprężeń jednocześnie podając, że zgodnie z badaniami S.

Tiary i T. Juone możliwe jest badanie trwałości materiałów bądź elementów na konstrukcje,

w których cykliczne obciążenia cieplne wywołujące złożony stan naprężeń bada się na

podstawie zmęczenia cieplnego w warunkach jednoosiowego stanu naprężeń. Takie

prognozowanie jest słuszne, jeśli współczynnik cieplnego wymuszenia jest taki sam w

badanej próbce jak i elemencie konstrukcji. Autor opisuje także współczynnik cieplnego

wymuszenia i jego wpływ na proces zmęczenie materiału. Współczynnik ten wprowadza się

dla ilościowej oceny wpływu czynników na zmęczenie cieplne. Współczynnik ten (wzór 1.3)

jest stosunkiem wielkości odkształceń wywołanych w próbce poddanej badaniu zmęczenia

cieplnego do wielkości swobodnego odkształcenia próbki i określany jest z wyrażenia:

, (1.3)

gdzie:

, (1.4)

ΔƐT – względne zmiany wymiarowe przy nagrzewaniu próbki swobodnej,

δsw – wydłużenie próbki swobodnej przy nagrzaniu jej do danej temperatury,

δbl – wydłużenie próbki zablokowanej przy nagrzaniu jej do temperatury T1

l0 – długość próbki

Autor badań wykazał związek pomiędzy strukturą żeliwa a jego odpornością na

zmęczenie cieplne. W badaniach wskazał i opisał wpływ wybranych pierwiastków stopowych

(Cu, Cr, Mo i Al) na odporność na zmęczenie cieplne. W oparciu o te badania zostało

zaproponowane żeliwo niskocyklowe, perlityczne na formy silnie obciążane cieplnie (formy

zalewane żeliwem). Przedstawił także, że maksymalna temperatura cyklu i współczynnik

cieplnego wymuszenia mają istotny wpływ na przebieg tego procesu.

W pracach [16, 35÷36] autor wskazał także na pozytywny wpływ molibdenu na

odporność na zmęczenie cieplne żeliwa niezależnie od postaci grafitu. Jeśli zwiększeniu

zawartości molibdenu towarzyszy przechodzenie od grafitu płatkowego do wermikularnego


50


lub sferoidalnego to przyrost ten jest odpowiednio większy i można go opisać wzorami 1.5 i

1.6:

- dla żeliwa wermikularnego

N = 1430 * Mo0,360 + 400 (1.5)

- dla żeliwa sferoidalnego

N = 1970 * Mo0,386 + 500 (1.6)

gdzie:

N- liczba cykli cieplnych

Mo- zawartość molibdenu [%]

Autor pracy [72] badał zmęczenie cieplne żeliwa o osnowie ferrytycznej. Przedstawił,

że kształt cyklu cieplnego ma wpływ na przebudowę mikrostruktury. Pęknięcie widoczne na

powiększeniu przy niskich temperaturach cykli pojawia się dość wcześnie i rozwija się dosyć

długo. Przy wysokich temperaturach testu widoczne pęknięcie pojawia się w ostatnim

stadium zmęczenia przed pęknięciem próbki. Autor pokazał wpływ maksymalnej

temperatury cyklu na żywotność materiału poddawanego zmęczeniu. Podwyższenie jej

skutkuje przyśpieszeniem procesu zmęczenia cieplnego. Hayashi przedstawia także badania

wytrzymałościowe testowanego żeliwa i analizuje jak się zmieniają wytrzymałości wraz ze

zmęczeniem cieplnym. Analizowane żeliwo zawiera w składzie 3,1% Si oraz 3,7% C. Można

się spodziewać, że taka wysoka zawartość krzemu będzie wpływać niekorzystnie na

odporność na zmiany temperatury i będzie przyśpieszać proces powstawania pęknięcia.

Wraz z rozwojem przemysłowym dokonywano porównania zachowania się różnych

gatunków żeliwa w warunkach zmęczenia. Celem tych badań było poszukiwanie

optymalnego materiału. Badania takie przedstawili między innymi autorzy pracy [73].

Badając wpływ Ni, Cu, Mo określali zachowanie się żeliwa sferoidalnego z różną postacią

osnowy w procesie zmęczeniowym. Należy jednak zaznaczyć, że prowadzone badania miały

charakter wysokocyklowego zmęczenia i nie zaliczają się do badań zmęczenia cieplnego,

przez co nie są omawiane w niniejszej pracy a jedynie sygnalizowane.

W publikacji [79] chińscy badacze przedstawiają wpływ niobu na odporność żeliwa na

zmęczenie cieplne. Opisane badania dotyczą wpływu niobu na właściwości zmęczeniowe


51


odlewów z żeliwa szarego. Wykazano, że niob poprawia odporność na zmęczenie cieplne

żeliwa szarego. Ze wzrostem zawartości niobu maksymalna szerokość i głębokość pęknięcia

zmniejsza się. Niob sprawia, że płatki grafitu są mniejsze i spada liczba „źródeł”

potencjalnego pękania. Powstałe w takim materiale pęknięcia są węższe.

Innym blokiem tematycznym poruszanym w badaniach procesu zmęczenia cieplnego

były zagadnienia związane z wpływem wad odlewniczych, mikrostrukturalnych i odkształceń

cieplnych na zjawisko zmęczeniowe. Taką tematykę podnosili autorzy prac [65, 80÷83].

Wpływ odkształceń plastycznych na zmęczenie materiału przedstawił autor publikacji

[80]. Pokazał on w badaniach wpływ i powiązania pomiędzy temperaturą cyklu

zmęczeniowego a odkształceniami wywołanymi zmęczeniem cieplnym. Badacz dowodzi, że

ze wzrostem temperatury cyklu wzrastają odkształcenia plastyczne w badanym materiale i

maleje liczba cykli do pęknięcia próbki. Autor wyznaczył związek pomiędzy termicznym

odkształceniem i odpornością zmęczeniową. Zależności odkształcenie-liczba cykli mogą być

według niego opisane linią prostą w skali pełno logarytmicznej z niezmiennym

współczynnikiem i wykładnikiem w całym zakresie temperatur. Współczynnik i wykładnik są

według autora zgodne z prawem Coffina -Mansona.

Badania wpływu wad prowadził także L. Collini z zespołem [83]. W swoich badaniach

zajmował się jednak zmęczeniem wysokocyklowym, przez co praca nie jest szerzej

omawiana.

Kolejnym przedmiotem badań były próby oceny wpływu obróbki cieplnej na proces

zmęczenia. Badania takie prowadzili autorzy prac [84÷86]. Ze względu, że badania te

obejmowały zmęczenia mechaniczne czy wysoko lub niskocyklowe a nie zmęczenie cieplne

pominięto je w opisie niniejszej pracy sygnalizując tylko ich obecność.

Autorzy prac [60] zajmowali się badaniami wpływu postaci grafitu na zmęczenie.

Niejednokrotnie jednak, takie badania [63] miały postać wysokocyklowego zmęczenia i przez

to nie są omawiane w niniejszej pracy.

W wielu publikacjach w okresie ostatnich dziesięcioleci podejmowano szeroką

tematykę badawczą nad zjawiskiem zmęczenia materiału. Badacze zajmowali się wpływami

składu chemicznego na zmęczenie cieplne, rozwojem samego pęknięcia lub próbowali ocenić

rolę grafitu, obróbki cieplnej, bądź temperatury cyklu cieplnego. Oczywiście w ramach tych

prac nierzadko tematyka niejako dublowała się i występowała niekiedy łącznie z inną. Poza


52


tymi obszarami badań pojawiały się także zupełnie inne prace. W jednej z nich [87]

zajmowano się wpływem tarcia i rozprzestrzenianiem się pęknięcia w tarczach hamulcowych

na zmęczenie cieplne, w innej autorzy podnieśli tematykę wpływu grubości ścianki w

procesie zmęczenia [88], a w jeszcze innej zajmowali się metodami symulacyjnymi [89], czy

też porównaniem różnych gatunków żeliwa w procesie zmęczeniowym [90÷91].

Dużo publikacji omawia również zagadnienia związane z klasycznym zmęczeniem czy

też z nisko lub wysokocyklową postacią zmęczenia [np. 63, 73].

Wszystkie te zagadnienia przedstawione w publikacjach dowodzą jak złożonym

procesem jest zmęczenie cieplne i jak wiele szerokich aspektów wymaga dokładnego

poznania i zbadania, aby móc dobrze wybrać odpowiedni materiał do pracy w warunkach

zmęczenia cieplnego.

1.4.3. Wysoko i niskocyklowe zmęczenie żeliwa ADI

W poprzednich rozdziałach omówiono nazewnictwo i rodzaje zmęczenia cieplnego.

Przeprowadzono przegląd literatury na temat badań zmęczenia cieplnego żeliwa z większym

naciskiem na ostatnie dziesięciolecia sygnalizując z odleglejszych lat tylko wybrane

publikacje.

Zagadnienia zmęczenia cieplnego są już stosunkowo dobrze poznane i rozwijają się

od ponad stu lat. Wzrost gospodarczy i rozwój przemysłu sprzyja tym badaniom. Wraz z

rozwojem cywilizacji pojawiają się jednak nowe materiały, które być może będą wyróżniały

się zdecydowanie lepszą odpornością na zmęczenie cieplne na tle dotychczas poznanych. Z

przeglądu literatury w rozdziale 1.4.2. i z wstępnych badań niektórych autorów można

sądzić, że stosunkowo nowy gatunek żeliwa (ADI) będzie jednym z takich materiałów. Jego

podwyższone właściwości wytrzymałościowe mogą powodować, że będzie także przydatny

do prac w podwyższonej temperaturze, przy zmieniającej się temperaturze w regularny,

cykliczny sposób.

Jako datę pierwszego przemysłowego zastosowania procesu austenityzacji dla żeliwa

sferoidalnego przyjmuje się rok 1972 [92]. Nowy materiał zaczął bardzo szybko się rozwijać i

być badanym na wiele sposobów przez różnych naukowców. Efektem tego były liczne

światowe konferencje poświęcone żeliwu ADI. Pierwszą z nich była pierwsza światowa

konferencja ADI w Chicago w 1984 roku [7]. Po kilkunastu latach naukowcy zwrócili swoje

zainteresowania w stronę zastosowania tego nowego materiału w podwyższonych


53


temperaturach. Podjęto badania, które miały zweryfikować tezę o przydatności tego żeliwa

do pracy w podwyższonej temperaturze.

Jednym z pierwszych autorów, który zajmował się tematyką niskocyklowego, ale

mechanicznego zmęczenia żeliwa ADI był Lin [93]. W swojej pracy badał niskocyklowe

zmęczenie kilku rodzajów tego nowego tworzywa. Badania prowadził opisując strukturę i

właściwości tego materiału. Przedstawił w pracy wyniki badań wpływu sposobu hartowania

oraz kształtu i ilości grafitu. Do określenia mechanizmu zmęczeniowego przyjął analizę zdjęć

mikrostruktury za pomocą mikroskopu skaningowego. Autor postawił wniosek, że żeliwo

wytworzone przez hartowanie w niższej temperaturze wytrzymuje większą liczbę cykli

zmęczeniowych [93].

Podobnie jak wcześniej tematykę badań wysoko i niskocyklowego zmęczenia żeliwa

ADI można również podzielić na bloki. Najbardziej rozwinięte prace badacze prowadzili nad

wpływem obróbki cieplnej na odporność na mechaniczne zmęczenie. Badania te przedstawili

autorzy prac [94÷101].

W publikacji [94] badacze z tego samego wyjściowego żeliwa sferoidalnego uzyskują

kilka odmian żeliwa ADI, które poddają testom. Hartowanie przeprowadzają w 300 i 360°C.

Badania autorów dowodzą, że żeliwo uzyskane w 300°C jest bardziej odporne na

niskocyklowe zmęczenie mechaniczne i jego skutki wolniej postępują w jego strukturze.

Naukowcy sądzą, że dobrze dobrane parametry obróbki cieplnej pozwolą na wytworzenie

dobrego żeliwa ADI przeznaczonego do pracy w podwyższonej temperaturze. Autorzy

uważają, że żeliwo hartowane w wyższej temperaturze jest mniej odporne działanie wysokiej

temperatury zewnętrznej ze względu na mniejszy zakres martenzytycznej przemiany

niestabilnego austenitu.

Wpływ przemiany izotermicznej i austenityzacji na niskocyklowe zmęczenie badał

także J. R. Hwang [96] Pod mikroskopem skaningowym obserwował pęknięcie zmęczeniowe i

jego rozwój w niskocyklowym zmęczeniu. W oparciu o wyniki badań stwierdził, że najlepszy

materiał można wytworzyć przy austenityzacji w 950°C. Badając wpływ hartowania autor

doszedł do wniosku, że temperatura 350°C jest najlepsza dla uzyskania dobrej odporności w

niskocyklowym procesie zmęczenia mechanicznego.

Badania w zakresie odporności zmęczeniowej przeprowadzili naukowcy ze Szwajcarii

[98]. W swojej publikacji opisali niskocyklowe zmęczenie żeliwa ADI z niepełną obróbka


54


cieplną. Zastosowali oni pół ausferrytyczną obróbkę cieplną żeliwa sferoidalnego. Zabieg taki

prowadzi do wzrostu o 86% plastyczności żeliwa sferoidalnego. Interesujące jest także to, że

z wyników badania autora można wnioskować, że taki zabieg podnosi wytrzymałość

zmęczeniową w porównaniu do materiału poddanego pełnej obróbce cieplnej. Takie „pół -

ADI” żeliwo (rys. 1.43) nie różni się zbytnio wytrzymałością od klasycznego żeliwa ADI”, ale

jednak ma o 1,86% większe wydłużenie. Zmęczeniowa granica dla „poł - ADI” wyniosła 410

MPa a dla „pełnego - ADI” 372 MPa, co daje wzrost o około 10%.

a) b)

Rys. 1.43. Żeliwo a) „pół-ADI” i b) pełne ADI [98]

Wpływ temperatury obróbki cieplnej analizują także autorzy pracy [101]. Badają

wpływ hartowania izotermicznego na wysokocyklowe zmęczenia żeliwa ADI. Swoje próbki z

dodatkiem niklu i miedzi austenityzują w 875°C, a następnie hartują w temperaturach: 320,

365 i 400°C. Po przeprowadzeniu wysokocyklowego badania zmęczeniowego wykazują na

wzrost odporności zmęczeniowej badanych próbek o odpowiednio 10, 20 i 24% w stosunku

do bazowego żeliwa sferoidalnego. Według autorów jest to spowodowane wzrostem udziału

objętościowego wysoko przesyconego węglem austenitu. Badacze wskazują, iż w wyższych

temperaturach zmęczenia zjawisko inicjacji pęknięcia i jego rozwój rozpoczyna się dużo

szybciej, a przez to żywotność materiału ulega skróceniu. Naukowcy twierdzą, że wzrost

temperatury hartowania spowoduje wzrost odporności na wysokocyklowe zmęczenie.

Inna tematyką podnoszoną w badaniach żeliwa ADI to zagadnienie: wpływu

struktury, własności czy badanie samych mechanizmów zmęczenia i propagacji pęknięcia.

Takimi badaniami zajmowali się autorzy prac [93, 102÷111].

Bardzo interesujące spostrzeżenia przedstawiają autorzy w pracy [105]. Zajmują się

oni wzajemnymi zależnościami pomiędzy mikrostruktura a niskocyklowym zmęczeniem i jego

mechanizmami. G.L. Greno i inni sądzą, że brak dostatecznej wiedzy i dostępności informacji


55


na temat żeliwa ADI są przyczyna powolnego wdrażania tego materiału na konstrukcje do

pracy w warunkach zmęczeniowych. Naukowcy ci próbują wskazać miejsca inicjacji pęknięć i

ich mechanizmy rozwoju. Badania opierają na obserwacjach struktury pod mikroskopem

optycznym. Uważają oni, że miejscami inicjacji pęknięć są kulki grafitu. Pod mikroskopem

skaningowym badają szczegóły tego zjawiska. Uważają, że pęknięcie postępuje przez

najbliżej siebie położone kulki grafitu. Badacze są przekonani, że wady materiałowe i

wtrącenia mają także duży wpływ na miejsca inicjacji pęknięcia. W celu poszerzenia

doświadczeń badania przeprowadzają na różnych gatunkach żeliwa ADI uzyskanych przy

różnych temperaturach hartowania izotermicznego. Z ich badan wynika także, że proces

niskocyklowego zmęczenia degeneruje postać grafitu w żeliwie ADI.

Do ciekawych wniosków dochodzi także w swojej pracy H. Nishimura [108].

Obserwując miejsca inicjacji pęknięć naukowiec doszedł do wniosku, że odporność

zmęczeniowa w badanym żeliwie ADI jest niższa od odporności próbek z żeliwa sferoidalnego

o osnowie perlitycznej. Oznacza to, że spadek trwałości zmęczeniowej żeliwa ADI został

spowodowany przez przyspieszenie tempa wzrostu pęknięcia. Autor wskazuje na kruchość,

jako główna przyczynę przyspieszenia pękania żeliwa ADI.

W publikacji [111] zespół naukowców badając rozprzestrzenianie się pęknięcia

zmęczeniowego w mikrostrukturze żeliwa ADI dochodzi do interesujących spostrzeżeń.

Badacze swojej analizie poddali żeliwo ADI klasy 1050. Po analizie materiału badawczego

wskazują na wzrost chropowatości w profilu złamania próbki. Zjawisko to jest związane z

odkształceniem plastycznym i ze wzrostem naprężeń. Uważają oni, że na proces zmęczenia

ma także wpływ postać wydzieleni grafitu i ich ilość i wielkość. Proces inicjacji pęknięcia

rozpoczyna się właśnie w obszarach około grafitowych. W innym miejscu wskazują oni na

wpływ intensywności amplitudy naprężenia na charakter zmęczeniowego pęknięcia i jego

rozwój.

Kolejnym interesującym zagadnieniem poruszanym w badaniach zmęczenia żeliwa

ADI jest wpływ powłok ochronnych. Takie badania opublikowali autorzy prac [95, 112].

H.P. Feng z zespołem do tworzenia powłok ochronnych zastosowali związki TiN oraz

TiCN. Dowiedli oni, że te powłoki wpływają korzystnie na proces wysokocyklowego

zmęczenia ograniczając jego rozwój. W próbkach o większych gabarytach polepszenie

odporności osiągało 7% i 9% w stosunku do próbek bez powłok ochronnych. Dla mniejszych


56


próbek osiągnięto zwiększenie o 16% i 22%. Autorzy sądzą, że utwardzenie powierzchni

przez zastosowanie tych powłok powoduje, że procesy zmęczeniowe postępują

zdecydowanie wolniej [95].

Bardzo podobne badania przedstawili autorzy w pracy [112]. Badając powłoki CrN,

TiN oceniają ich wpływ po naniesieniu na różne części maszyn. Autorzy, analizując swoje

wyniki twierdzą, że wytrzymałość na rozciąganie wzrosła o około 157% w porównaniu do

próbek niepowlekanych. Odporność na niskocyklowe zmęczenie wzrosła o 56,2%. Autorzy

zauważają, że istotną cechą może być chropowatość powierzchni próbki powleczonej daną

powłoką. Efekty tarcia powierzchniowego podczas eksploatacji takiej części maszyny mogą

mieć znaczący wpływ na właściwości takiego elementu oraz na zmęczenie niskocyklowe.

W opisie badań zmęczenia żeliwa ADI dominuje zróżnicowana tematyka, podobna jak

w przypadku badania zmęczenia żeliwa sferoidalnego czy szarego. Oprócz tematyki

badawczej przedstawionej w rozdziale 1.4.3. autorzy publikacji również zajmują się inną

tematyką. Autor pracy [113] analizuje różne gabarytowo próbki do badania niskocyklowego

zmęczenia żeliwa ADI, inny z kolei, wskazuje na istotną role miejsca pobierania próbek do

badań z różnych części wlewka próbnego typu Y [114].

Wszystkie publikacje przedstawione w rozdziale 1.4.3. dotyczą tylko nisko lub

wysokocyklowego zmęczenia żeliwa ADI. Z punktu widzenia niniejszej pracy i badań w niej

podjętych, w opisie zmęczenia żeliwa ADI brakuje badań zmęczenia cieplnego w pełnym

zakresie temperatur, które by przedstawiały jak ten materiał zachowuje się do konkretnej

temperatury pracy. Jest to niezwykle istotne z punktu widzenia możliwości stosowania tego

materiału na elementy pracujące w warunkach zmęczenia cieplnego.

Jak wynika w przeglądu literatury rozdziału 1.4.3. wyraźnie brakuje prac i publikacji

dotyczących odporności na zmęczenie cieplne żeliwa ADI. Może to oznaczać, iż

prezentowana praca jest jedną z pierwszych, w której próbuje się realizować tematykę

zmęczenia cieplnego żeliwa ADI, prowadzić badania nad oceną przydatności tego materiału

do pracy w warunkach cyklicznie zmieniającej się temperatury.

Jedyną pracą spotkaną w trakcie analizy literatury dotyczącą wpływu cyklicznych

zmian temperatury na właściwości i strukturę żeliwa ADI jest praca [90]. W pracy tej jednak

zajmowano się wpływem nagrzewania próbek swobodnych (bez wymuszania naprężeń

cieplnych) na zmiany struktury i właściwości mechanicznych (głównie twardości HB).


57


1.5. Badania zmęczenia cieplnego metodą L. F. Coffina – istota metody,

charakterystyka

Metoda badawcza przedstawiona w niniejszym rozdziale polegała na oporowym

nagrzewaniu próbki walcowej ze sztywno zamocowanymi końcami. Znalazła ona szerokie

zastosowanie w badaniu odporności na zmęczenie cieplne materiałów plastycznych, które

były stosowane na elementy maszyn czy konstrukcje pracujące w warunkach cyklicznych

zmian temperatury. Metoda badawcza jest bardzo uniwersalna i daje możliwość oceny

wpływu na zmęczenie cieplne wielu czynników, nie tylko materiałowych [16, 37, 115].

Pozwala na ocenę najważniejszych czynników wpływających na trwałość danego

materiału czy elementu konstrukcji

Umożliwia realizację dowolnej liczby cykli cieplnych

Daje pełną kontrolę parametrów nagrzewania i chłodzenia próbki podczas procesu

badawczego

Pozwala na kontrolowanie stanu naprężeń cieplnych i odkształceń sprężysto -

plastycznych powstających w badanej próbce

Metoda umożliwia prowadzenie badań dających ocenę ilościową

Słabszą strona tej metody jest [16, 37, 115]:

Badanie zmęczenia cieplnego przy jednoosiowym stanie naprężeń (konstrukcje

pracują najczęściej w stanie trójosiowego naprężenia).

Trudność w utrzymaniu stałej temperatury na długości próbki, a przy większych

średnicach badanego materiału - także na przekroju.

Przy średnicach próbek poniżej 10 mm metoda ta zakłada pomijanie spadku temperatury

na przekroju [16, 37].

L. F. Coffin do swoich badań i do opracowania metody badawczej zastosował próbki

walcowe (rys. 1.44). Badał on próbki cienkościenne o grubości ścianki od 0,5 mm do 3 mm.

Było to spowodowane chęcią wyeliminowania spadku temperatury na przekroju

poprzecznym próbki. Pozwoliło to także na badanie jednoosiowego stanu naprężeń ze

względu na cienkościenność próbki badawczej. Zostało to potwierdzone wynikami badań.

Pęknięcia powstawały prostopadle do powierzchni próbki, co potwierdziło występowanie


58


jednoosiowego stanu naprężeń oraz brak różnic temperatury (pomijalnie mały) na przekroju

poprzecznym [16, 37, 115].

Rys. 1.45. Schemat układu mocującego do badania zmęczenia

cieplnego metodą L. F. Coffina [37, 115]

1 – izolacja,

2 – pierścień,

3 – przewód powietrza chłodzącego,

4 – obejma górna,

5 – wkładka miedziana,

6 – uchwyt,

7 – próbka z końcami gwintowanymi,

8 – wodzik maszyny wytrzymałościowej,

9 – nakrętki blokujące,

10 – uchwyt dolny.

Rys. 1.44. Wymiary próbki do badania zmęczenia cieplnego [37, 115]

Zaletą tej metody jest uproszczenie stanowiska badawczego i skrócenie samego czasu

badania (rys. 1.45). Przedstawiony jednoosiowy stan naprężeń, zgodnie z badaniami S. Tiary i

T. Juone, umożliwia prognozowanie trwałości materiałów bądź elementów na konstrukcje, w

których cykliczne obciążenia cieplne wywołujące złożony stan naprężeń [16].

Wnikając w budowę samego stanowiska autor podaje kilka istotnych zaleceń. Uważa

on, że z uwagi na oporowe nagrzewanie układ musi być wyposażony w chłodzenie wodą i

umożliwiać przewodzenie prądu o natężeniu kilku tysięcy amperów. Coffin przewidział także

sprężone powietrze, jako czynnik chłodzący próbki po nagrzaniu do określonej temperatury

(rys. 1.46). Temperaturę próbki kontroluje za pomocą przyspawanego do powierzchni


59


badanej próbki termoelementu. Jednak w przypadku wielu materiałów termoelementu nie

da się przyspawać do powierzchni, bo powoduje to pogorszenie odporności na zmęczenie

cieplne poprzez spoinę, gdzie obserwuje się inicjację pęknięć [37]. Na stanowisku

badawczym cykliczne nagrzewania próbki prowadzi się aż do momentu jej pęknięcia.

Schemat układu grzewczego podano

Rys. 1.46. Schemat układu nagrzewania przy badaniu zmęczenia cieplnego metodą

L. F. Coffina [37, 115]

1 – próbka, 2 – transformator, 3 – regulator temperatury, 4 – rejestrator temperatury,

5 – rejestrator pomocniczy temperatury, 6 – zawór dławiący.


60


1.6. Rozkład naprężeń w pojedynczym cyklu cieplnym

Naprężenia panujące w próbce w pojedynczym cyklu cieplnym podczas procesu

zmęczenia cieplnego mają charakter dwojakiego rodzaju.

Próbka mocowana w szczękach maszyny do momentu włączenia nagrzewania jest

wolna od wszelkiego rodzaju naprężeń. Jej jeden z końców jest zamocowany w sztywnej

szczęce, a drugi w szczęce, która stawiając określony opór może się przemieszczać. Podczas

nagrzewania, próbce towarzyszy jej wydłużenie. Hamowanie wydłużenia cieplnego wywołuje

powstawanie w próbce naprężeń ściskających. Nagrzewana próbka wydłuża się. Jeśli podczas

nagrzewania próbka doznała odkształceń plastycznych, to przy chłodzeniu będą w niej

powstawać naprężenia rozciągające. Stygnąca próbka będzie się kurczyć (rys. 1.47). Liczba

cykli cieplnych do momentu pęknięcia badanego materiału jest miarą jego odporności na

zmęczenie cieplne. Cały powyżej opisany proces można zilustrować na tak zwanej pętli

histerezy dla cyklu cieplnego (rys. 1.48) [16, 35, 37, 115].

Rys. 1.47. Schematyczne przedstawienie odkształcania się próbki podczas cyklu cieplnego

[16, 35, 37, 115, 116]


61


Rys. 1.48. Pętla histerezy sprężysto-plastycznych odkształceń wywołanych naprężeniami cieplnymi

[16, 35, 37, 115, 116]

Przy chłodzeniu, próbka jest najpierw odciążana (zanik naprężeń ściskających), a

następnie rozciągana, punkt A (rys. 1.47) przemieszcza się do położenia 2. Wielkość naprężeń

rozciągających jest proporcjonalna do wielkości odkształceń plastycznych, jakich doznała

próbka podczas pierwszego etapu cyklu, czyli nagrzewania.

Podczas pierwszego cyklu panują naprzemienne naprężenia ściskająco – rozciągające.

W następnych cyklach ten stan naprężeń stopniowo zanika na rzecz naprężeń

rozciągających. Oznacza to, iż nawet podczas dalszego, cyklicznego nagrzewania w próbce

utrzymują się naprężenia rozciągające. Jest to skutek odkształceń plastycznych wywołanych

naprężeniami ściskającymi przekraczającymi granicę plastyczności w badanej temperaturze

[16, 35].

Pomiar naprężeń panujących w próbce odbywa się w sposób pośredni za pomocą

ruchomej szczęki, która w zależności od panujących naprężeń wychyla się w prawo lub w

lewo, pociągając za sobą odpowiednie odkształcenie drążków naprężeniowych. Wielkość

odkształcenia jest rejestrowana przez elektroniczny czujnik przemieszczeń [16, 35, 37, 115].


62


1.7. Kryteria materiałowe – ocena odporności na zmęczenie cieplne

Próby ustalenia związku pomiędzy strukturą żeliwa a jego odpornością na zmęczenie

cieplne podejmowano już wielokrotnie. Aktualnie jednak brak jest zgodności ocen wpływu

niektórych składników strukturalnych jak i osnowy metalowej na odporność na zmęczenie

cieplne. Taki stan spowodowany jest w głównej mierze przez [16]:

Dużą różnorodność metod badawczych oraz różnorodność próbek stosowanych do

badań

Brak ujednolicenia kryterium zniszczenia w opisywanych badaniach

Brak jednoznacznej definicji odporności na zmęczenie cieplne i odporności na

wstrząsy cieplne.

Prowadzi to najczęściej do sprzecznych wyników badań, a wnioski wyciągane przez

autorów niejednokrotnie są sprzeczne ze sobą. Należy także zaznaczyć, że duży wpływ na

procesy zmęczenia ma osnowa metalowa, która niestety jest pomijana przez niektórych

autorów badań, którzy skupiają się w głównej mierze na postaci wydzieleń grafitu i ich

wpływie na zmęczenie cieplne. Sprzeczność wniosków z badań jest spowodowana także tym,

że każdy z autorów formułuje własne wnioski i wyprowadza własne wzory do obliczeń

odporności na zmęczenie cieplne. Są one różne pod względem ujmowanych zależności,

niejednokrotnie są bardzo uproszczone i prowadzą w efekcie do zróżnicowanych, a czasem i

błędnych wniosków.

Przykładem materiałowych kryteriów zaproponowanych przez autorów badań mogą

być wzory: A. Collouda, J. Kadleca oraz Kattusa. Ich kryteria materiałowe opisane wzorami

(wzory: 1.7÷1.9) charakteryzują przydatność materiału do pracy w warunkach zmęczenia

cieplnego. Kryteria różnią się zakresem właściwości, które obejmują. Mają one postać

podaną poniżej:

Kryterium Collouda

K =

(1.7)

Kryterium Kadleca

Zo =

(1.8)


63


Kryterium Kattusa

R =f

(1.9)

gdzie:

Rm- wytrzymałość na rozciąganie

HB- Twardość w stopniach Brinela

E – Moduł sprężystości Younga

– współczynnik liniowej rozszerzalności cieplnej

– przewodność cieplna

A – wydłużenie

W literaturze znanych jest szereg różnych kryteriów materiałowych [16]. Ideą

wyznaczania i wprowadzanie tych kryteriów jest próba oceny danego materiału z punktu

widzenia jego przydatności na elementy maszyn bądź konstrukcje pracujące w warunkach

zmęczenia cieplnego. Badania zmęczeniowe są najczęściej długotrwałe i pracochłonne i stąd

wynikają próby formułowania różnych wzorów i kryteriów dla oceny przydatności danego

materiału do pracy w warunkach zmęczenia cieplnego, w oparciu o charakterystyczne

właściwości fizyczne i mechaniczne.


64


1.8. Podsumowanie części teoretycznej

Po analizie literatury nasuwa się wniosek, że współczesna inżynieria materiałowa,

odlewnictwo dążą do optymalizacji materiałowej, w tym opracowania materiałów do pracy

w warunkach zmęczenia cieplnego. Liczne prace badawcze dowodzą, że zainteresowanie

żeliwem, a w tym żeliwem ADI, do pracy w podwyższonych temperaturach rośnie. Na

podstawie prób i doświadczeń, dąży się do uzyskania odpowiedzi, które gatunki żeliwa, będą

z jednej strony najbardziej wytrzymałe na wstrząsy cieplne, a z drugiej – będą stosunkowo

tanie w produkcji. Z analizy części literaturowej wynika, że brak jest obecnie

(opublikowanych) wyników badań zmęczenia cieplnego żeliwa ADI.

Badania zmęczenia cieplnego są kosztowne, długotrwałe i złożone. Prowadzone są

różnymi metodami i jak wynika z niektórych publikacji, wnioski wyciągane przez autorów są

niejednokrotnie sprzeczne ze sobą. Wiąże się to z szeregiem metod badań tej

niestandardowej właściwości materiału i stosowania w tych metodach różnorodnych, co do

kształtu i wielkości próbek, a także z różnorodnością warunków prowadzenia badania.

Badania zmęczeniowe są najczęściej długotrwałe i pracochłonne. Szukając innego

sposobu oceny, wprowadzano wiele kryteriów materiałowych, dzięki którym miarę

zmęczenia cieplnego chciano sprowadzić do syntetycznej oceny kilku właściwości materiału.

Przyjęte parametry do obliczeń kryteriów materiałowych wybranych gatunków żeliwa

przedstawiono w tabeli 1.3.

Tab. 1.3. Podstawowe właściwości żeliwa z różną postacią grafitu [6, 62]

Właściwości

Żeliwa

szare 250

wermikularne sferoidalne

400-15 ADI

800-8 ADI

1200-2

Rm MPa 100÷400 300÷500 350÷900 800 1200

R0,2 MPa - 250÷400 250÷600 500 850

A5 % max 1,5 1,5÷8,0 3÷25 8 2

HB 140÷300 140÷240 120÷350 260-320 340-440

E0 GPa 75÷155 140÷170 165÷185 170 167

Gęstość ϱ, Mg/m3 7,0÷7,5 7,0÷7,2 7,1÷7,3

Przewodność cieplna λ (20-200°C) W/m.k

46÷59 38÷50 25÷38 22,1 21,5

Wsp. lin. rozszerzal. cieplnej α (20-200°C) K

-1x10

6 11÷12 12÷14 11,3÷13 14,6 14

Oporność elektryczna (20°C) μΩ.m

0,5÷1,0 0,7÷0,8 0,5÷0,7 - -

Uzyskane wyniki obliczeń wartości kryteriów materiałowych przedstawiono w tabeli 1.4.


65


Tab. 1.4. Wartości zbiorcze kryteriów wytrzymałościowych dla wybranych gatunków żeliwa

Kryterium Collouda Kryterium Kadleca Kryterium Kattusa

Szare 250 0,0125 10,87 9,57

Sferoidalne 400-15 0,0099 5,81 87,84

Wermikularne 0,0113 8,34 28,36

ADI - EN GJS-800-8 0,0162 7,12 56,97

ADI - EN GJS-1200-2 0,0180 11,04 22,07

Porównując wartości obliczonych kryteriów materiałowych można zauważyć, że

kryterium Kattusa wskazuje, iż to żeliwo sferoidalne jest najbardziej odporne na zmęczenie

cieplne. Dwa pozostałe kryteria wskazują, iż lepszym materiałem jest żeliwo ADI - EN-GJS-

1200-2. Przy tym kryterium na wynik obliczeń najsilniej wpływa stosunkowo wysokie

wydłużenie i duża wytrzymałość na rozciąganie. Przy kryterium Collouda decydująca jest

twardość. Porównując wartości kryterium Colouda i Kadleca (bez uwzględniania żeliwa ADI)

żeliwo z grafitem płatkowym wydaje się być najbardziej odpornym na zmęczenia cieplnego.

Materiałowe kryteria oceny żeliwa, jako materiału do pracy w warunkach zmęczenia

cieplnego, powinny uwzględniać mocniejszy i bardziej wyrazisty wpływ wytrzymałości na

rozciąganie. Jak wynika to z badań autora [36], wpływ tego parametru jest nie liniowy, a

raczej eksponencjalny. Wpływ plastyczności jest natomiast liniowy, co jest wyrażone przez

kryterium Kattusa. Niemniej jednak wszystkie kryteria materiałowe nie odzwierciedlają w

pełny sposób warunków rzeczywiście panujących w badanym materiale i są wykładnią tylko

wpływu wybranych własności cieplnego ogólnej ocenia przydatności analizowanego

materiału do pracy w warunkach zmęczenia cieplnego.

Wydaje się także bardzo zasadne poszerzenie badań nad wpływem osnowy

metalowej na proces zmęczenia cieplnego. Powstają nowe gatunki materiałów, jak na

przykład żeliwo ADI i takie badania będą konieczne w celu wyznaczenia wpływu nowej

osnowy na proces zmęczenia cieplnego.

W przypadkach osnowy, jakie podają [16, 33], lepszą osnową wydaje się być osnowa

ferrytyczna. W innych konstrukcjach, gdzie są podczas pracy blokowane jej rozgrzewane

elementy, badania wykazują korzystny wpływ osnowy perlitycznej [16, 33]. Ten model badań

bardziej odwzorowuje cieplno-naprężeniowy stan w badanym materiale (na przykład w

formach metalowych). Jeszcze lepsza z punktu widzenia czasu degradacji mikrostruktury


66


wydaje się być osnowa ausferrytyczna. Postępująca degradacja mikrostruktury najpierw

będzie prowadzić do przemian w kierunku perlitu a dopiero następnie - w ferryt.

Zastosowanie dodatków stopowych poprawiających odporność na zmęczenie cieplne w

przypadku takiej osnowy powinno znacząco poprawić jej zachowanie podczas cyklicznego,

naprzemiennego nagrzewania i chłodzenia.

Podsumowując część teoretyczną można zauważyć, że w dotychczasowej literaturze

brakuje opublikowanych badań zmęczenia cieplnego żeliwa ADI. Analiza kryteriów

materiałowych, wyników ich obliczeń, wskazuje, iż żeliwo ADI spełnia wszelkie przesłanki,

aby być dobrym materiałem do pracy w warunkach zmęczenia cieplnego. Weryfikacji będzie

wymagać stabilność strukturalna ausferrytu przy cyklicznym nagrzewaniu, głównego

składnika struktury. Ona zadecyduje o zakresie ewentualnego wykorzystania tego materiału

do pracy w warunkach zmęczenia cieplnego.


67


1.9. Cel pracy

Głównym celem naukowym pracy jest poznanie, oparte na analizie wyników

specjalistycznych badań, zachowania się nowego materiału, jakim jest żeliwo ADI, w

warunkach zmęczenia cieplnego w szerokim zakresie zmian temperatury. Należy zbadać jak

zachowuje się ten materiał podczas pracy w warunkach oddziaływania cyklicznego

nagrzewania i chłodzenia, przy zmieniających się naprężeniach cieplnych. Wyniki tych badań

należy odnieść do zachowania się w takich samych warunkach żeliwa wyjściowego, użytego

do wytworzenia ADI. Pozwoli to ocenić nieznany dotychczas wpływ ausferrytycznej osnowy

żeliwa na jego odporność na zmęczenie cieplne.

Lepsze zrozumienia zachowania żeliwa ADI w warunkach zmęczenia cieplnego

wymaga analizy zmian strukturalnych, które w procesie zmęczenia cieplnego występują we

wszystkie stopach ze strukturą termodynamicznie niestabilną, w tym w wielu gatunkach

żeliwa. Ocena trwałości ausferrytu w warunkach działania zmiennej temperatury i naprężeń

jest jednym z najważniejszych celów pracy.

Podstawową zaletą żeliwa ADI, jako materiału konstrukcyjnego jest, obok dobrej

wytrzymałości i plastyczności, również stosunkowo dobra (wysoka) twardość. Celem pracy

jest, więc wyznaczenie temperatury (zakresu temperatur) cykli cieplnych, przy zachowaniu,

której żeliwo utrzymuje stabilną twardość bliską początkowej lub traci ją, ale w niewielkim

stopniu i z rozciągnięciem na stosunkowo długi okres cyklicznego nagrzewania (eksploatacji).

W jednym i drugim przypadku taki materiał mógłby być przydatny na wiele elementów i

konstrukcje, od których, obok odporności na zmęczenie cieplne, wymaga się (oczekuje)

dobrych właściwości trybologicznych.

Osiągnięcie tak zdefiniowanych celów pozwoli wyznaczyć granice zastosowań żeliwa

ADI do pracy w warunkach zmęczenia cieplnego. Chodzi przede wszystkim o określenie

maksymalnej temperatury, w której elementy z niego wykonane mogą być bezpiecznie i

długookresowo eksploatowane.


68


1.10. Teza pracy

Rozprawa doktorska zmierza do weryfikacji tez:

1) Żeliwa sferoidalne z ausferrytyczną osnową (żeliwo ADI), uzyskiwane na drodze

obróbki cieplnej - hartowania z przemianą izotermicznego, jest materiałem, który

charakteryzuje się dobrą odpornością na zmęczenie cieplne, lepszą niż sferoidalne

żeliwo wyjściowe użyte do jego wytworzenia (do obróbki cieplnej).

2) Przemiany niestabilnej termodynamicznie, ausferrytycznej osnowy towarzyszące

procesowi zmęczenia cieplnego, które prowadzą do postępującej utraty wysokiej

twardości żeliwa ADI, rozpoczynają się w stosunkowo wysokiej temperaturze.

Temperatura początkująca rozpad ausferrytu jest na tyle wysoka, iż nie wyklucza

możliwości zastosowania tego materiału na przemysłowe konstrukcje wykonywane

dotychczas z innych materiałów (np. ze stali stopowych), konstrukcje szeroko

stosowane w technice przemysłowej np. na formy metalowe do odlewania

ciśnieniowego.

3) Żeliwo ADI z osnową ausferrytu dolnego charakteryzuje się inną odpornością na

zmęczenie cieplne niż żeliwo ADI z osnową ausferrytu górnego. Pośrednio oznacza to,

iż parametry obróbki cieplnej sferoidalnego żeliwa wyjściowego mogą mieć wpływ na

odporność na zmęczenie cieplne żeliwa ADI.

Wyniki zaplanowanych badan pozwolą określić odporność na zmęczenie cieplne w

szerokim zakresie zmian temperatury nagrzewania. W oparciu o ich wyniki, jak wyniki badań

uzupełniających obejmujące badania zmian struktury, zmian Rm i HB, zostanie wyznaczona

wartość maksymalna temperatury, do której mogą być nagrzewane konstrukcje pracujące w

warunkach zmęczenia cieplnego, które zostały wykonane z żeliwa ADI. Pozwoli to także

oszacować na ile, przy zachowaniu maksymalnej temperatury eksploatacji, żeliwo to straci

swoje właściwości w stosunku do wyjściowych. Badania te mogą dać podstawy do

opracowania zaleceń (standaryzacji) dotyczących zakresu zastosowań żeliwa ADI do pracy w

warunkach zmęczenia cieplnego.

Dowodzenie tez pracy będzie oparte na wynikach badań uzyskiwanych, których plan i

zakres można zestawić następująco:


69


Wytypowanie składu żeliwa, opracowanie technologii i wytworzenie sferoidalnego

żeliwa - wyjściowego do wytworzenia żeliwa ADI

Badanie struktury i właściwości żeliwa wyjściowego, ocena jego przydatności, jako

żeliwa bazowego do obróbki cieplnej, w celu wytworzenia żeliwa ADI

Opracowanie parametrów prowadzenia obróbki cieplnej i wytworzenie żeliwa ADI -

badanie jego struktury i właściwości

Badanie odporności na zmęczenie cieplne wytworzonych gatunków żeliwa

sferoidalnego, w tym żeliwa wyjściowego i żeliwa ADI. Ocena wpływu temperatury

cykli cieplnych na odporność na zmęczenie cieplne badanych gatunków żeliwa

Badanie zmian struktury i zmian właściwości mechanicznych żeliwa wyjściowego i

żeliwa ADI wywołanych zmęczeniem cieplnym

Badania uzupełniające - weryfikacja zachowania się żeliwa ADI w warunkach

zmęczenia cieplnego w temperaturze, określonej, jako maksymalna (dopuszczalna).

Ocena zmian struktury i zmian właściwości mechanicznych po wykonaniu

długookresowego zmęczenia cieplnego w/w opisanych warunkach

Podsumowanie badań, opracowanie wniosków końcowych.


70


Część badawcza


71


2.1. Wprowadzenie – koncepcja badań

Część badawcza pracy ma na celu przeprowadzenie badań, które pozwolą

zweryfikować główne tezy pracy. Opisane w tej części rozprawy prace badawcze

przeprowadzono dążąc do znalezienia odpowiedzi na najważniejsze pytanie; czy żeliwo ADI

może być dobrym materiałem na konstrukcje pracujące w warunkach zmęczenia cieplnego.

Dowodzenie tak sformułowanego zadania odbywało się w kilku etapach.

W pierwszym etapie wytworzono materiał wyjściowy dla uzyskania żeliwa ADI, tj.

żeliwo sferoidalne o odpowiednio dobranym składzie. Dla weryfikacji jakości materiału

wyjściowego, dokonano oceniony jego struktury i właściwości. W dalszej kolejności

przygotowano materiał (zgrubnie obrobione próbki) do obróbki cieplnej w celu wytworzenia

żeliwa ADI.

Drugi etap prac obejmował wykonanie zaplanowanej obróbki cieplnej próbek, której

celem było wytworzenie dwóch gatunków żeliwa ADI o skrajnie odmiennych właściwościach

mechanicznych: jeden gatunek o wysokiej wytrzymałości (umiarkowanej plastyczności),

drugi – o umiarkowanej wytrzymałości i wysokiej plastyczności. Na tym etapie pracy

oceniono strukturę i właściwości wytworzonego żeliwa ADI.

W trzecim, ostatnim etapie prowadzono najważniejsze dla dowodzenia tezy pracy –

ocenę odporności na zmęczenie cieplne obu, wytworzonych gatunków żeliwa ADI, jak

również sferoidalnego żeliwa wyjściowego.

W pracy wykonano również szereg badań uzupełniających, obejmujących analizę

zjawisk towarzyszących procesowi zmęczenia cieplnego w tym; badania zmian struktury,

właściwości mechanicznych, analizy stanu naprężeń towarzyszących opisywanemu

procesowi i inne wspomagające wnioskowanie.

Całość badań podsumowano w osobnym rozdziale i postawiono wnioski z ich analizy i

wyników.


72


2.2. Przygotowanie żeliwa sferoidalnego (materiału wyjściowego)

Założono, że badaniom należy poddać dwa rodzaje żeliwa. Jedno z wysokim

wydłużeniem i mniejszą wytrzymałością, a drugie z niskim wydłużeniem i wysoką

wytrzymałością. Wstępnie określono, że należy wytworzyć żeliwo ADI - EN-GJS-800-8 oraz

ADI - EN-GJS-1200-2.

Wytworzenie tych gatunków żeliwa ADI wymaga użycia do procesu hartowania

izotermicznego żeliwa sferoidalnego o osnowie najkorzystniej „czysto” perlitycznej i o

zwiększonej hartowności. Aby uzyskać te cechy żeliwa do jego składu wprowadzono, w

dobranej ilości, dodatki stopowe: Ni, Mo, Cu. Wytopione żeliwo odlano w postaci wlewków

próbnych typu Y o grubości g=25mm (rys. 2.1). Dla zachowania wysokiej zdolności do

grafityzacji żeliwa przyjęto, iż wyjściowe żeliwo będzie mieć skład „lekko” nadeutektyczny

(CE ≈ 4,4), co jest możliwe do osiągnięcia przy zawartości węgla C ≈ 3,60 % i krzemu Si ≈ 2,5

%. Wytypowane żeliwo wyjściowe można zakwalifikować, jako EN-GJSNi1,5MoCu, jego

zakładany skład zamieszczono w tabeli 2.1. Rzeczywisty skład chemiczny otrzymany z wytopu

podano w tabeli 2.5.

Rys. 2.1. Formy wlewków typu Y przygotowane do zalewania

Tab. 2.1. Zakładany skład chemiczny wyjściowego żeliwa EN-GJSNi1,5MoCu

Skład chemiczny żeliwa [%]

C Mn Si P S Ni Mo Cu Mg min 3,5 0,0 2,4 0,00 0,00 1,4 0,3 0,6 0,04 max 3,8 0,3 2,6 0,05 0,03 1,6 0,5 0,8 0,08


73


2.3. Wytworzenie żeliwa sferoidalnego EN-GJSNi1,5MoCu

Wytapianie wyjściowego żeliwa EN-GJSNi1,5MoCu odbyło się w 1-tonowym piecu

indukcyjnym. Do prób przygotowano około 350 kg żeliwa. Ze względu na małą ilość

odlewanego materiału i spust do kadzi o pojemności 1 tony (rys. 2.2) założono, że spust z

pieca odbędzie się z temperatury 1500°C.

Rys. 2.2. Kadź zabiegowa przygotowywana do spustu żeliwa

Do wytapiania żeliwa użyto materiałów wsadowych podanych w tabeli 2.2.

Tab. 2.2. Zestawienie udziałów materiałów wsadowych

Materiał wsadowy Masa [kg] Udział [%]

Surówka specjalna LS1111 305 87,15

Złom klasy W-4 34 9,71

Nikiel katodowy 5 1,43

Żelazo molibden 2 0,57

Żelazo krzem 2 0,57

Złom miedzi 2 0,57

350 kg 100

Skład chemicznych zastosowanych materiałów podano w tabeli 2.3. Po załadowaniu

pieca indukcyjnego rozpoczęto wytop żeliwa. Roztapiając metal uzyskano wstępny skład

chemiczny, który skorygowano dodając nawęglacz – 0,5 kg, nikiel katodowy – 0,5 kg, złom

miedzi – 0,5 kg. Po uzupełnieniu wsadu, kąpiel metalową przegrzano do temperatury 1500°C


74


i po krótkim przetrzymaniu w tej temperaturze dokonano spustu żeliwa do kadzi zabiegowej

(rys. 2.3a,b).

Tab. 2.3. Procentowy skład chemiczny materiałów wsadowych

C

[%]

Mn

[%]

Si

[%]

P

[%]

S

[%]

Ni

[%]

Mo

[%]

Cu

[%]

Al.

[%]

Ca

[%]

Ba

[%]

Mg

[%]

Surówka Ls1111

4,485 0,022 0,55 0,048 0,015 - - - - - - -

Żelazo -molibden

FeMo

0.03 - 0,78 0,03 0,05 - 70,76 - - - - -

Żelazo –krzem FeSi

0,17 - 74,80 0,04 0,03 - - - 1,48 - - -

Zaprawa magnezu FeSiMg6

- - 44,46 - - - - - 0,51 1,13 - 6,0

Modyfik. FeSiBa

- - 66,3 - - - - - 1,23 1,72 5,38 -

Nikiel katodowy

- - - 99,0 - - - - - -

Złom miedzi

- - - - - - - 96 - - - -

Przed spustem żeliwa na dno kadzi wprowadzono modyfikator MB6 (stanowił on

0,71% w stosunku do ilości metalu) oraz sferoidyzator FeSiMg6 w ilości 2,57% na całkowitą

ilość metalu. Zabieg sferoidyzacji przeprowadzono w kadzi odkrytej metodą „Sandwich”.

a) b)

Rys. 2.3. Obróbka pozapiecowa żeliwa: a) spust z pieca, b) mieszanie kąpieli po spuście


75


Po spuście do kadzi całości żeliwa i wymieszaniu kąpieli zmierzono temperaturę

metalu, a następnie pobrano próbę do analizy chemicznej. Tak przygotowane żeliwo rozlano

do wlewków typu Y (rys. 2.4).

Rys. 2.4. Zalane ciekłym żeliwem wlewki próbne typu Y

Cały proces rozlewania żeliwa trwał 9 min i 30 sek. W tabeli 2.4 przedstawiono czasy

poszczególnych operacji i odpowiadające im temperatury metalu.

Tab. 2.4. Czas poszczególnych operacji podczas zalewania

Czas [min] Operacja Temperatura [°C]

0`0 Spust z pieca 1500

0`57 Pomiar temperatury po

spuście z pieca 1438

4`8 Zalanie1 wlewka typu Y 1388

6`19 Zalanie 12 wlewka typu Y 1365



Skład chemiczny uzyskanego żeliwa EN-GJSNi1,5MoCu zestawiono w tabeli 2.5. W

tabeli nie zamieszczano zawartości pierwiastków śladowych, a przedstawiony poniżej skład

chemiczny obejmuje najważniejsze pierwiastki. Odpowiada on składowi założonemu do

osiągnięcia, który przedstawiono w tabeli 2.1.

Tab. 2.5. Skład chemiczny wytworzonego żeliwa EN-GJSNi1,5MoCu

Uzyskany skład chemiczny żeliwa [%]

C Mn Si P S Cr Ni Mo Cu Mg

3,56 0,20 2,4 0,039 0,014 0,02 1,4 0,31 0,6 0,04


76


2.4. Sferoidyzacja, modyfikacja żeliwa, metoda Sandwich

a) Metoda Sandwich

Sferoidyzator wprowadzany do żeliwa stosowany jest w celu zmiany postaci

wydzieleń grafitu, a modyfikator - w celu zwiększenie zdolności żeliwa do grafityzacji i

uzyskania większej liczby komórek eutektycznych, zmniejszenia ich wymiarów. Jedną z

technik sferoidyzacji jest metoda „Sandwitch”, która polega na warstwowym ułożeniu na

dnie kadzi zabiegowej zapraw sferoidyzująco - modyfkujących. Zgodnie z idea tej techniki, na

samo dno kadzi wprowadzono odmierzona ilość modyfikator FeSiBa (MB6) tworząc pierwszą

warstwę (rys. 2.5a). Drugą warstwę utworzono ze sferoidyzatora – niskomagnezowej

zaprawy FeSiMg6 (rys. 2.5b). Niekiedy, stosuję się również trzecią warstwę, którą najczęściej

stanowią wióry żeliwne. Trzecia warstwa ma za zadanie opóźnienie momentu rozpoczęcia

rozpuszczania zaprawy magnezowej, co pozwala zwiększyć stopień „przyswojenia” magnezu.

W tym wypadku jednak zrezygnowano z tej warstwy.

b) Modyfikacja

Do modyfikacji żeliwa zastosowano modyfikator barowy MB6 (FeSiBa). Użyto go w

ilości 0,71% w stosunku do masy wsadu ciekłego metalu. Modyfikator wprowadzono na dno

kadzi, a następnie przykrywano go warstwą zaprawy magnezowej. Wielkość ziaren

modyfikatora mieściła się w zakresie 3÷6 mm. Po spuście, podczas obróbki pozapiecowej

żeliwa, nie stosowano wtórnej modyfikacji. Dodatek baru, wprowadzony, jako składnik

modyfikatora, miał za zadanie spowodować wydłużenie czasu trwania efektu modyfikacji i z

tego powodu zrezygnowano z modyfikacji wtórnej.

c) Sferoidyzacja

Podczas obróbki pozapiecowej ciekłego metalu do sferoidyzacji żeliwa użyto zaprawy

FeSiMg6 w ilości 2,57% na masę wsadu. Ilość zaprawy została określona w oparciu o

doświadczenia odlewni w tym zakresie jak i w oparciu o wyliczenia - na podstawie składu

żeliwa (zawartość siarki) i zawartość magnezu w zaprawie. Zaprawa została umieszczona na

dnie kadzi. Dodatek był wprowadzony na utworzoną wcześniej warstwę z modyfikatora MB6.

Wadą tej metody sferoidyzacji jest duża skłonność do wypływania na powierzchnię nie-


77


rozpuszczonych cząstek sferoidyzatora i konieczność mechanicznego mieszania kąpieli

metalowej w kadzi oraz bardzo duży stopień utleniania magnezu.

a/ modyfikator jako pierwsza warstwa b/sferoidyzator jako druga warstwa

Rys. 2.5. Przygotowanie kadzi zabiegowej do procesu sferoidyzacji żeliwa


78


2.5. Właściwości otrzymanego żeliwa wyjściowego

Po odlaniu wlewków typu Y i wykonaniu z nich odpowiednich próbek, przystąpiono

do przeprowadzania badań wytrzymałościowych i nieniszczących w celu oceny jakości

wytworzonego żeliwa. W pierwszej kolejności przeprowadzono nieniszczące badania

ultradźwiękowe żeliwa, których celem była ocena postaci wydzieleń grafitu. W drugiej

kolejności przeprowadzono badania mechaniczne, w celu określenia: wytrzymałości na

rozciąganie (Rm), umownej granicy plastyczności (Rp0,2), wydłużenia (A5), udarności (KV) i

twardości (HB). Przeprowadzono również badania mikrostruktury przy użyciu mikroskopu

optycznego. Próbki poddawane badaniom nieniszczącym, wytrzymałościowym i badaniom

mikrostruktury były wykonywane z wlewków próbnych odlanych w: początkowej fazie

rozlewania, w środkowej i na końcu procesu rozlewania żeliwa z kadzi. Kolejne wlewki

oznaczono odpowiednio numerami: 1; 12; i 25 (rys. 2.6). Oznaczenia przedstawiają:

początek, środek i koniec rozlewania żeliwa.

Rys. 2.6. Próby do badań wytrzymałościowych obcięte z wlewków typu Y

2.5.1. Badania ultradźwiękowe

Badania ultradźwiękowe należą do badań podstawowych prowadzonych dla oceny

stopnia sferoidyzacji żeliwa, rozumianej, jako udział postaci kulkowych w całkowitej ilości

wydzieleń grafitu w badanym żeliwie. Im większa ilość kulkowej postaci tym większa

prędkość fali ultradźwiękowej. Na ogół przyjmuje się, iż żeliwo sferoidalne powinno

charakteryzować się prędkością fali podłużnej spełniającą warunek: CL> 5600 m/s.

Badania przeprowadzono przy użyciu defektoskopu MB4S pokazanego na rysunku

2.7a i b. Wyniki badań są zamieszczone w tabeli 2.6. Żeliwo z wlewków odlanych po około 4 i


79


po 6 minutach od momentu sferoidyzacji charakteryzuje się prędkością CL≈ 5800 m/s,

natomiast w próbkach z końcowej fazy zalewania (po 8,5 minutach) cechują prędkość nieco

niższa (CL ≈ 5650 m/s). Widać, iż w trakcie rozlewania trwającego około 10 minut część

magnezu wyparowała, co spowodowało pogorszenie jakości wydzieleń grafitu.

a/ Defektoskop ultradźwiękowy MB4S b/ wykonanie pomiarów prędkości fali CL

Rys. 2.7. Stanowisko badań ultradźwiękowych

Tab. 2.6. Prędkość rozchodzenia się fali w próbkach żeliwa

Początek rozlewania Środek rozlewania Koniec rozlewania

Coś I [m/s] 5850 5850 5700

Coś II [m/s] 5700 5750 5600

Cśrednia [m/s] 5775 5800 5650

2.5.2. Badania właściwości mechanicznych

W drodze badań określono następujące wskaźniki właściwości mechanicznych żeliwa:

twardość (HB), wytrzymałość na rozciąganie (Rm), umowną granicę plastyczności (Rp0,2),

wydłużenie (A5) oraz udarność (KV). Do oznaczenia tych wskaźników zastosowano klasyczne

próby wytrzymałościowe (rys. 2.8). Próbki do badań udarności zostały wycięte z tych samych

wlewków, co do badań wytrzymałościowych. Wyniki pomiarów zestawiono w tabeli 2.7.


80


Rys. 2.8. Próbki przygotowane do badania właściwości mechanicznych

Tab. 2.7. Wyniki badań właściwości mechanicznych żeliwa sferoidalnego

Początek

rozlewania Środek

rozlewania Koniec

rozlewania

Twardość HB 277 269 269

Umowna granica plastyczności Rp0,2 [MPa]

541 522 537

Wytrzymałość Rm[MPa] 751 759 757

Wydłużenie A5 [%] 3,0 3,7 4,7

Udarność KV śr. [ J/cm² ] 4,3 3,8 4,0

Uzyskane żeliwo charakteryzuje się podwyższoną twardością HB, co powodowane

jest obecnością perlitotwórczych dodatków stopowych, które zwiększają również dyspersje

perlitu. Oba te działania sprzyjają podwyższeniu HB. Wytrzymałość na rozciąganie Rm mieści

się w przedziale 750÷759 MPa i jest zbliżona we wszystkich próbkach (pobranych z wlewków

odlanych na początku i końcu rozlewania). Umowna granica plastyczności Rp0,2 stanowi około

od 68 do 72% wytrzymałości na rozciąganie i jest to zależność typowa dla żeliwa

sferoidalnego.

2.5.3. Badania mikrostruktury

Badaniach wytworzonego żeliwa sferoidalnego EN-GJSNi1,5MoCu obejmują również

określenie jego mikrostruktury. Z części walcowych próbek do badań wytrzymałościowych

przygotowano próbki do badań mikrostruktury. Ocenę struktury, zgodnie z obowiązująca w

tym zakresie normą, przeprowadzono na próbkach nietrawionych – dla oceny wydzieleń

grafitu (rys. 2.10, 2.13, 2.16) i na próbkach trawionych Nitalem (MiFe) – dla oceny i

klasyfikacji osnowy metalowej (rys. 2.11÷2.12, 2.14÷2.15, 2.17÷2.18). Mikrostrukturę żeliwa


81


określono na podstawie wydzieleń grafitu i cech osnowy metalowej metodą wizualna,

porównując mikrostrukturę widoczną pod mikroskopem optycznym (rys. 2.9) z wzorcami

zamieszczonymi w normach PN-75/H-04661 oraz PN-EN ISO 945:1999. Ocenę cech

wydzieleń grafitu, przeprowadzono przy powiększeniu 100x - zgodnie z powyższą normą, a

ocenę cech osnowy metalowej - przy powiększeniu 100x i 500x, również zgodnie z normą.

Wyniki oceny struktury badanego żeliwa zamieszczono w tabelach 2.8 i 2.9.

Rys. 2.9. Stanowisko mikroskopowe do badań metalograficznych

Rys. 2. 10.Wydzielania grafitu w próbce z początkowej fazy rozlewania - zgład nietrawiony, pow. 100x


82


Rys. 2.11. Mikrostruktury żeliwa w próbce z początkowej fazy rozlewania - zgład trawiony, pow. 100x

Rys. 2.12. Mikrostruktury żeliwa w próbce z początkowej fazy rozlewania - zgład trawiony, pow. 500x

Rys. 2.13.Wydzielania grafitu w próbce ze środkowej fazy rozlewania - zgład nietrawiony, pow. 100x


83


Rys. 2.14. Mikrostruktury żeliwa w próbce ze środkowej fazy rozlewania - zgład trawiony, pow. 100x

Rys. 2.15. Mikrostruktury żeliwa w próbce ze środkowej fazy rozlewania - zgład trawiony, pow. 500x

Rys. 2.16. Wydzielania grafitu w próbce z końcowej fazy rozlewania - zgład nietrawiony, pow. 100x


84


Rys. 2.17. Mikrostruktury żeliwa w próbce z końcowej fazy rozlewania - zgład trawiony, pow. 100x

Rys. 2.18. Mikrostruktury żeliwa w próbce z końcowej fazy rozlewania - zgład trawiony, pow. 500x

Opis mikrostruktur:

Zgodnie z normami PN-75/H-04661 oraz PN-EN ISO 945: 1999 opis przedstawionych na

zdjęciach mikrostruktur badanego żeliwa przedstawia się następująco:

a) Wydzielenia grafitu

Zgodnie z oczekiwaniem dominującą postacią (kształtem) wydzieleń jest grafit

kulkowy regularny. Tylko w niewielkiej ilości około 2% występuje grafit nieregularny. Pełny

opis wydzieleń grafitu w próbkach z poszczególnych faz rozlewania żeliwa zawarto w tabeli

2.8. Prowadzenie badań próbek z poszczególnych faz rozlewania żeliwa do kolejnych form

wlewków próbnych wynika z obaw, czy podczas rozlewania trwającego około 10 minut nie

doszło do częściowego zaniku efektu sferoidyzacji. Przeprowadzone badania wykluczają te


85


obawy, co daje podstawy do wykorzystania w dalszych badaniach wszystkich wlewków

odlanych z przygotowanego żeliwa sferoidalnego.

Tab. 2.8. Klasyfikacja wydzieleń grafitu w próbkach

Grafit regularny Grafit nieregularny

Kształt Ilość Rozmieszczenie Klasa Kształt Ilość Rozmieszczenie Klasa

Początek rozlewania

VI 98 % A 6 V 2 % A 6

Środek rozlewania

VI 98 % A 6 V 2 % A 6

Koniec rozlewania

VI 98 % A 6 V 2 % A 6

b) Osnowa metalowa

Jak jest to widoczne na zamieszczonych zdjęciach mikrostruktury, badane żeliwo

posiada osnowę perlityczno – ferrytyczna, z dominacją perlitu. Szczegółowy opis osnowy

zawarto w tabeli 2.9. Uzyskano strukturę żeliwa wyjściowego zgodną z przyjętymi w pracy

założeniami tj. strukturę z dominująca osnową perlityczną i tylko niewielką ilością wydzieleń

ferrytu wokół grafitu kulkowego.

Tab. 2.9. Charakterystyka cech osnowy metalowej żeliwa sferoidalnego w próbkach typu Y

Postać osnowy Ilość Klasa Stopień dyspersji Reszta

Początek rozlewania

Perlit płytkowy 90 % P85 Pd0,5 Ferryt – 10%

Środek rozlewania


Koniec rozlewania


c) Oznaczenia struktury żeliwa w zapisie wg. normy

Początek rozlewania: 98%VIA6 + 2%VA6 – Pf1 – P85 – Pd0,5– Fe 10

Środek rozlewania: 98%VIA6 + 2%VA6 – Pf1 – P85 – Pd0,5 – Fe 20

Koniec rozlewania: 98%VIA6 + 2%VA6 – Pf1 – P85 – Pd0,5 – Fe 20


86


2.6. Przygotowanie materiału do obróbki cieplnej

Obróbka cieplna zawsze jest łatwiejsza wtedy, gdy obiekt (odlew) jej poddawany jest

mniejszy, ma mniejszą grubość ścianek. Łatwiej wtedy uzyskać na całej grubości w miarę

równomierna i jednakowa strukturę. Kierując się ta zasadą postanowiono wstępnie obrobić

mechanicznie próbki, które w dalszej części pracy będą wykorzystywane w badaniach

zmęczenia cieplnego, czy też w badaniach właściwości mechanicznych żeliwa ADI.

Po odcięciu nadlewów, z pozostałej części odlanych wlewków próbnych typu Y,

wykonano próbki w kształcie wałków o średnicy ~Ø 17mm (rys. 2.19) przeznaczonych do

obróbki cieplnej. Materiał ten, po obróbce cieplnej i uzyskaniu żeliwa ADI, będzie

wykorzystywany do wykonana próbek do badań właściwości mechanicznych, struktury, itp.

Z części próbek o średnicy ~Ø 17mm, po pocięciu na odcinki o długości L = 60mm,

przygotowano próbki do badań zmęczenia cieplnego. Próbki do badań zmęczeniowych mają

na całej długości niewielki otwór (Ø 3,2 mm). Istniała obawa, iż po obróbce cieplnej, z uwagi

na zwiększenie twardości żeliwa ADI, mogą być trudności z wykonaniem tak małego otworu.

Dlatego, przed obróbka cieplna wykonano już ten otwór, a na średnicy zewnętrznej

pozostawiono naddatek (około 2mm) na obróbkę wykańczającą (rys. 2.20).

Rys. 2.19. Wałki do obróbki cieplnej wykonane z żeliwa wyjściowego z wlewków typu Y

Rys. 2.20. Próbki do badań zmęczenia cieplnego (z naddatkiem na obróbkę wykańczającą)

przygotowane do obróbki cieplnej dla uzyskania żeliwa ADI


87


2.7. Obróbka cieplna żeliwa wyjściowego EN-GJSNi1,5MoCu –

wytworzenie żeliwa ADI

Obróbka cieplna próbek była ostatnim etapem procesu, dzięki któremu otrzymano

żeliwo ADI w próbkach przeznaczonych do dalszych badań, głównie badań zmęczenia

cieplnego. Przebieg tej operacji technologicznej decydował o właściwościach otrzymanego

żeliwa. Z technicznego punktu widzenia bardzo ważne było także odpowiednie ułożenie

próbek podczas obróbki cieplnej tak, aby wszystkie były w równym czasie nagrzewane i

chłodzone. Naturalnie ważnym było odpowiednie dobranie temperatury i czasu

asutenityzacji oraz temperatury hartowania izotermicznego. Każdy parametr i każdy element

hartowania z przemiana izotermiczną żeliwa ma wpływ, na jakość uzyskanego żeliwa, w tym

również odpowiednio szybkie wykonanie hartowania po zakończeniu austenityzacji.

2.7.1. Oprzyrządowanie do obróbki cieplnej próbek

W celu ułatwienia wykonania obróbki cieplnej partii próbek pokazanych na rysunku

2.20, skonstruowano specjalny przyrząd (koszyk) pozwalający na równooddalone

rozmieszczenie próbek w przestrzeni grzewczej pieca (rys. 2.21) i przestrzeni wanny

hartowniczej. Miał on na celu spowodować, aby wszystkie próbki były jednakowo poddane

austenityzacji i hartowaniu i aby nie stykały się z sobą oddziałując na siebie wzajemnie.

Jednakowe nagrzewanie pozwoliło otrzymać żeliwo o takich samych właściwościach bez

względu na rozłożenie w „koszyku”. Koszyk wykonano ze stali żaroodpornej H25T.

Rys. 2.21. Koszyk do austenityzacji i hartowania izotermicznego próbek żeliwa


88


2.7.2. Austenityzacja

a) Badania dylatometryczne

Wyznaczenie czasów austenityzacji może być wykonane na kilka sposobów. Sam czas

potrzebny do osiągnięcia pełnej austenityzacji osnowy żeliwa sferoidalnego zależy od jego

składu chemicznego i temperatury procesu. Natomiast czas nagrzewania wstępnego,

potrzebny do osiągniecia w całej objętości odlewu (konstrukcji) jednakowej temperatury, w

której realizuje się proces zależy od grubości ścianek (ich modułu). Proces austenityzacji nie

powinien być zbędnie wydłużany, bo to podnosi koszty wytwarzania żeliwa ADI i prowadzi do

zbędnego rozrastania się warstwy utlenionej. Może również prowadzić do rozrostu ziaren.

Przebudowa struktury wyjściowej z perlityczno - ferrytycznej w austenityczną wiąże

się ze zmianami wymiarowymi, przyrostem długości wymiarów liniowych. Tak długo jak

długo trwa proces przebudowy struktury, tak długo zwiększają się wymiary liniowe

przedmiotu. Na podstawie zapisu zmian wymiarowych można określić realny czas trwania

procesu austenityzacji.

Zmiany wymiarowe występują również podczas hartowania izotermicznego,

tworzenia się ausferrytu. Tam również występuje przyrost objętości (zwiększenie wymiarów)

obrabianego cieplnie elementu.

W celu wyznaczenia czasów niezbędnych do zapewnienia pełnej przemiany struktury,

pełnej austenityzacji i tworzenia struktury ausferrytu, wykonano badania dylatometryczne

żeliwa wyjściowego poddanego austenityzacji w temp. 900oC i hartowaniu z przemianą

izotermiczną w temperaturze 380oC i 300oC. Wyniki tych badań zamieszczono na rysunkach

2.22÷2.24.

Opis metodyki badań i samego stanowiska przedstawiono między innymi w publikacji

[117]. Badania do niniejszej pracy prowadzono na tym samym stanowisku badawczym.

Przeprowadzone badania pozwoliły stwierdzić, że dobrane czasy obróbki cieplnej są

prawidłowe i nie wydłuża nadmiernie procesu obróbki cieplnej.


89


Rys. 2.22. Przebieg zmian wymiarów próbki żeliwa wyjściowego EN-GJSNi1,5MoCu poddanego

astenityzacji (900oC) i hartowaniu izotermicznemu ( 380oC i 300oC)

Rys. 2.23. Czas inkubacji badanych próbek podczas procesu ausferrytyzacji


90


Rys. 2.24. Względne zmiany wymiarowe w procesie ausferrytyzacji

b) Przebieg obróbki cieplnej przygotowanego materiału

Obróbkę cieplną próbek z żeliwa EN-GJSNi1,5MoCu przeprowadzono w Odlewniach

Polskich w Starachowicach, dzięki przychylności władz firmy. Cały zabieg przeprowadzono na

próbkach do zmęczenia cieplnego wstępnie obrobionych mechanicznie (rys. 2.20) oraz na

wałkach (rys. 2.19) i próbach do badań wytrzymałościowych, przygotowanych także z

pewnym naddatkiem na końcową obróbkę mechaniczną. Próby wytrzymałościowe posłużyły

później do określenia właściwości otrzymanego żeliwa.

Zabieg obróbki cieplnej składał się z austenityzacji i hartowania izotermicznego.

Stanowisko do obróbki cieplnej było złożone z: pieca oporowo-komorowego do

austenityzacji, wanny solnej do realizacji przemiany izotermicznej oraz ze stanowiska do

obmywania próbek z solanki.

Mając na uwadze badania dylatometryczne oraz wielkość próbek i ich grubość

ścianek założono wstępnie, że austenityzowanie przeprowadzi się w temperaturze 900°C

przez okres 2 godzin. Wykres czasowo-temperaturowy austenityzacji pokazano na rys. 2.25.

Austenityzowanie dla obu gatunków żeliwa ADI prowadzono w tej samej temperaturze.


91


Rys. 2.25. Przebieg czasowo – temperaturowy austenityzacji żeliwa sferoidalnego dla wytworzenia

ADI - EN-GJS-800-8 i ADI - EN-GJS-1200-2

Próbki przygotowane do obróbki cieplnej włożono do pieca wtedy, gdy jego

temperatura osiągnęła wartość około 600°C. Po włożeniu do pieca wszystkich próbek wraz z

koszykiem rozpoczęto proces najpierw podwyższania, a następnie utrzymania temperatury,

wg. założonego schematu - przez dwie godziny. Gdy dobiegł do końca czas wytrzymania,

nastąpiło przełożenie do kąpieli solnej koszyka z próbkami do badań zmęczenia cieplnego

oraz próbek przygotowanych do badań wytrzymałościowych. Na tym zakończono proces

austenityzowania i przystąpiono do hartowania izotermicznego.

2.7.3. Hartowanie izotermiczne

Przed rozpoczęciem hartowania założono, że zabieg przeprowadzony będzie w dwóch

wariantach. Pierwszy wariant z hartowaniem w temperaturze 300°C przez dwie godziny, co

powinno pozwolić otrzymać żeliwo ADI - EN-GJS-1200-2, o wysokiej wytrzymałości i

obniżonej plastyczności. W drugim wariancie zastosowano obróbkę w temperaturze 380°C –

również przez dwie godziny. Zakładano, iż to pozwoli na otrzymanie żeliwa ADI - EN-GJS-800-

8, o wysokiej plastyczności i umiarkowanej wytrzymałości. Oba hartowania były poprzedzone

austenityzacją w temperaturze 900oC przez dwie godziny.

Rozpoczęcie zabiegu hartowania izotermicznego w soli nastąpiło niezwłocznie po

zakończeniu austenityzacji. Koszyk z próbkami oraz próby do badań wytrzymałości i


92


przygotowane wałki przełożono do wanny z nagrzaną do zadanej temperatury solanką.

Wytrzymanie próbek w solance przebiegało przez okres dwóch godzin. Po zakończeniu

zabiegów obróbki cieplnej, całość obrabianego cieplnie materiału wyjęto z solanki, obmyto i

pozostawiono do schłodzenia do temperatury otoczenia.

Podczas obróbki cieplnej należy pamiętać o zachowaniu pewnych zasad w zakresie

proporcji masy próbek do masy kąpieli solnej. Stosunek hartowanego materiału do ilości

solanki, nie powinien przekraczać 1:10. Przekroczenie powyższej proporcji spowoduję, że

próbki nie będą zahartowane na wskroś lub będzie to w stopniu nierównomiernym i

niejednakowym dla wszystkich. Na rysunkach 2.26÷2.27 pokazano przebiegi obróbki cieplnej

stosowane w celu otrzymania żeliwa ADI - EN-GJS-1200-2 i ADI - EN-GJS-800-8.

Rys. 2.26. Pełny przebieg obróbki cieplnej przy wytwarzaniu żeliwa ADI - EN-GJS 1200-2

Rys. 2.27. Pełny przebieg obróbki cieplnej przy wytwarzaniu żeliwa ADI – EN-GJS 800-8


93


2.8. Ocena wytworzonego żeliwa ADI

Po otrzymaniu właściwego materiału do badań zmęczenia cieplnego przeprowadzono

jego ocenę i zakwalifikowano do odpowiedniego gatunku według normy PN-EN 1564: 2000.

Ocenę właściwości przeprowadzono na próbach wytrzymałościowych poddanych opisanej

obróbce cieplnej. Badania oparto na wynikach pomiaru wytrzymałości, twardości i

wydłużenia.

2.8.1. Badania właściwości mechanicznych

Badania wytrzymałościowe były jednym ze sposobów oceny jakości wytworzonego

żeliwa ADI. Miały one dać podstawy do zakwalifikowania materiału do odpowiedniego

gatunku żeliwa według normy PN-EN 1564: 2000. Tak, jak przy badaniach wyjściowego

żeliwa sferoidalnego wyznaczono podstawowe właściwości wytrzymałościowe. Dla obu

wytworzonych gatunków określono wytrzymałość na rozciągania (Rm), umowną granicę

plastyczności (Rp0,2), twardość (HB) oraz wydłużenie (A5). Po porównaniu uzyskanych

wyników z danymi zawartymi w normie stwierdzono, że wytworzone gatunki żeliwa

formalnie można zakwalifikować, jako żeliwo ADI - EN-GJS-1200-2 oraz ADI - EN-GJS-800-8.

Wartości wyznaczonych wskaźników właściwości mechanicznych przedstawiono w tabeli

2.10.

Tab. 2.10. Właściwości mechaniczne żeliwa ADI - EN-GJS-1200-2 i ADI - EN-GJS-800-8

EN-GJS-1200-2 EN-GJS-800-8

Twardość HB 388 311

Umowna granica plastyczności Rp0,2 [MPa]

1111 772

Wytrzymałość Rm[MPa] 1361 1001

Wydłużenie A5 [%] 4,6 7,9

Rzeczywista wytrzymałość żeliwa zakwalifikowanego, jako EN-GJS-1200-2 bliższa jest

wartości 1400 MPa (niż 1200) podobnie jest z żeliwem zakwalifikowanym, jako ADI - EN-GJS-

800-8. Tutaj, nieco niższa niż 8% plastyczność, uniemożliwiała formalne zakwalifikowanie do

wyższej grupy, jednak wytrzymałość jest również wysoka (1000 MPa).

W pracy dążono do uzyskania dwóch różnych gatunków żeliwa ADI, i jak potwierdzają

to wyniki badań, cel ten osiągnięto.


94


2.8.2. Badania struktury żeliwa ADI

Badania struktury żeliwa ADI były kolejnym, ważnym etapem oceny jego jakości.

Przeprowadzono je dla obu wytworzonych gatunków żeliwa. Badano osnowę metalową jak i

postać grafitu. Wyniki oparto na porównaniu otrzymanych obrazów z wzorcami struktur

opisanymi w normie. Obserwacje przeprowadzono na przygotowanych z próbek po obróbce

cieplnej zgładach trawionych (rys. 2.30÷2.33) i nietrawionych (rys. 2.28÷2.29). Obserwację

struktury trawionej prowadzono przy powiększeniu 100 i 500x. Obserwacje mikroskopowe

przeprowadzono w celu określenia rodzaju osnowy metalowej uzyskanej po obróbce cieplnej

wykonanej w dwóch wariantach. Wyniki badań dla obu gatunków żeliwa ADI przedstawiono

w tabelach 2.11÷2.12.

Opis mikrostruktur:

Kwalifikacje i opis składników struktury badanych gatunków żeliwa ADI wykonano

zgodnie z normami PN-75/H-04661 oraz PN-EN ISO 945: 1999. Uzyskano następujące wyniki:

a) Postać wydzieleń grafitu

Grafitem dominującym w żeliwie ADI - EN-GJS-800-8 jest grafit kulkowy regularny. Opis

przedstawia tabela 2.11, postać grafitu pokazano na rys. 2.28. Obróbka cieplna, zgodnie z

oczekiwaniem, nie wpłynęła na wydzielenia grafitu, ani w zakresie ich kształtu ani też innych

cech.

Tab. 2.11. Klasyfikacja wydzieleń grafitu w próbkach żeliwa ADI (EN-GJS-800-8)



VI 95 % A 6 V 5 % A 6


95


Rys. 2.28. Wydzielania grafitu w próbce żeliwa ADI (EN-GJS-800-8) - zgład nietraw., pow. 100x

W przypadku żeliwa ADI - EN-GJS-1200-2 grafitem dominującym jest również grafit

kulkowy regularny. Opis przedstawia tabela 2.12, postać grafitu pokazano na rys. 2.29.

Tab. 2.12. Charakterystyka wydzieleń grafitu w próbkach żeliwa ADI - EN-GJS-1200-2



VI 95 % A 6 V 5 % A 6

Rys. 2.29. Wydzielania grafitu w próbce żeliwa ADI (EN-GJS-1200-2) - zgład nietraw., pow. 100x


96


b) Klasyfikacja osnowy metalowej żeliwa EN-GJS-800-8

Żeliwo ADI – EN-GJS-800-8 posiada osnowę metalową zbudowana z ausferrytu

górnego, z co najmniej kilkuprocentową ilością austenitu nieprzemienionego. W strukturze

występują również, w niewielkich ilościach, wtrącenia niemetaliczne (rys. 2.30÷2.31).

Rys. 2.30. Mikrostruktury żeliwaEN-GJS-800-8 (po hartowaniu izoterm.) – zgład traw. pow. 100x

Rys. 2.31. Mikrostruktury żeliwa EN-GJS-800-8 (po hartowaniu izoterm.) – zgład traw. pow. 500x

c) Klasyfikacja osnowy metalowej żeliwa EN-GJS-1200-2

Żeliwo ADI, zakwalifikowane jako ADI - EN-GJS-1200-2, posiada nieco inną osnowę

metalową: z dolnym ausferrytem, ze śladową ilością austenitu nieprzemienionego oraz z

niewielką ilością wtrąceń niemetalicznych (rys. 2.32÷2.33). Różnice w budowie

mikrostruktury żeliwa ADI - EN-GJS-800-8 i żeliwa ADI - EN-GJS-1200-2 sprowadzają się do


97


występowania innych odmian ausferrytu oraz występowania różnych ilości austenitu

nieprzemienionego. W żeliwie ADI - EN-GJS-1200-2 wyraźnie mniej jest w strukturze

austenitu nieprzemienionego (fazy ɤ).

Rys. 2.32. Mikrostruktury żeliwa ADI - EN-GJS-1200-2 (po hartowaniu izoter.) –

zgład traw. pow. 100x

Rys. 2.33. Mikrostruktury żeliwa ADI - EN-GJS-1200-2 (po hartowaniu izoter.) –

zgład traw. pow. 500x


98


2.9. Badania zmęczenia cieplnego

2.9.1. Stanowisko do badania zmęczenia cieplnego

W pracy, zgodnie z wcześniej przyjętą koncepcja, przeprowadzono badania

zmęczenia cieplnego metodą L F. Coffina, czyli przy oporowym nagrzewaniu próbek w

kształcie pręta z otworem w osi próbki. Stanowisko do badania zmęczenia cieplnego, na

którym prowadzono badania znajduje się w Pracowni Technologii Formy Wydziału

Odlewnictwa Akademii Górniczo Hutniczej w Krakowie. Samo stanowisko badawcze jest

autorskim rozwiązaniem J. Zycha [16], opartym na koncepcji oporowego nagrzewania

próbek, a więc jest odmianą metody L. F. Coffina. Ogólny wygląd stanowiska przedstawia

rysunek 2.36.

Do badań zmęczenia cieplnego stosowane są próbki walcowe z gładkimi główkami

(bez gwintu) do mocowania w uchwytach urządzenia. Wygląd próbki jak i jej wymiary

pokazano na rysunkach 2.34 i 2.35. Wzdłuż osi próbki wykonany jest otwór, który

wykorzystywany jest do dodatkowego chłodzenia próbki przy użyciu sprężonego gazu

(powietrza). Grubość ścianki wynosi około 1,5 mm, i jak wynika to z prac prowadzonych

przez autora, zależy ona od rodzaju badanego stopu. Autor stanowiska prowadząc badania

stopów tłokowych stosował wyraźnie mniejsze grubości ścianek. Zbyt duże przekroje próbek,

przy ich nagrzewaniu oporowym, wymagają do ich rozgrzania stosowania bardzo dużych

natężeń prądu (rzędu kilku tysiącu amper), co stwarza techniczne trudności realizacji długich

sesji pomiarowych.

Rys. 2.34. Kształt i wymiary próbki do badań Rys. 2.35. Bryła 3D próbki do badań


99


Istotnym elementem w budowie autorskiego stanowiska pomiarowego było

wprowadzenie ruchomej szczęki (uchwytu próbki). Pokazano to na rysunkach 2.37 i 2.38.

Uzyskano dzięki temu możliwość prowadzenia badań materiałów z kontrolowanym stopniem

wymuszenia cieplnych naprężeń i odkształceń. Pozwoliło to na ocenę wpływu dodatkowego

czynnika, decydującego o przebiegu zmęczenia cieplnego badanych materiałów. Chodzi tu o

wpływ wymuszonych naprężeń cieplnych na przebieg proces zmęczenia materiału. Dzięki

temu rozwiązaniu istnieje możliwość prowadzenia badań, których wyniki pozwalają znaleźć

odpowiedzi na pytanie, czy naprężenia cieplne wywołane w próbce cyklicznie nagrzewanej

przyśpieszają przemiany fazowe w strukturze badanego materiału i w jakim stopniu.

Badania zmęczenia cieplnego rozpoczyna się od mocowania próbki w uchwytach

(szczękach) chłodzonych wodą. Jedna z tych szczęk jest nieruchoma, zajmuje stałą pozycję w

stosunku do podstawy urządzenia. Drugi uchwyt próbki jest połączony z układem drążków

odkształceniowych i podczas nagrzewania i chłodzenia może się przemieszczać, pokonując

opór układu drążków (rys. 2.37). Dopóki próbka jest zimna nie powstają w niej żadne

naprężenia. Nagrzewaniu próbki towarzyszy jej cieplne wydłużanie się i jednoczesne

rozciąganie pary drążków odkształceniowych. W tym czasie w próbce rozwijają się

naprężenia ściskające. Laserowy czujnik przemieszczenia umieszczony na końcu układu

drążków mierzy i rejestruje wartości ich sprężystych odkształceń. Znając ich sztywność

można, na podstawie zarejestrowanej wielkości odkształceń, wyznaczyć wartość naprężenia

panującego w danej chwili w próbce. Jeśli podczas nagrzewania próbka doznała plastycznych

odkształceń, to podczas chłodzenia powstają w niej naprężenia rozciągające. W takim

przypadku, próbka od pewnej temperatury zaczyna rozciągać drugą parę drążków

odkształceniowych. W trakcie cyklicznego nagrzewania, próbka w każdym cyklu podlega na

przemian ściskaniu i rozciąganiu. Jednakże od pewnego etapu procesu zmęczeniowego w

próbce mogą występować tylko naprężenia rozciągające [4, 16, 35].


100


Rys. 2.36. Schemat oraz widok ogólny stanowiska do badań zmęczenia cieplnego: 1 –rejestrator temperatury, 2 –kontrolka zasilania, 3 –kontrolka pracy,4 –kontrolka okresu studzenia i grzania, 5 –oświetlenie,6 –licznik cykli (cyfrowy), 7 –regulator, 8 –włącznik główny,9 –amperomierz, 10 –włącznik, 11 –gniazdo termopary, 12 – szczęki mocujące próbkę, 13 –transformator z regulacją,14 –wyłącznik różnicowo -prądowy, 15 –wyłącznik oświetlenia,16 –układ chłodzenia uchwytów próbki, 17 –próbka

Rys. 2.37. Widok ogólny układu mocowani próbki na stanowiska do badań zmęczenia cieplnego:

1 – próbka do badań zmęczenia cieplnego, 2 – podstawa aparatu, 3 – płyta tekstolitowa ( izolująca ), 4 – szczęka nieruchoma, 5 – szczęka pomocnicza, 6 – szczęka ruchoma, 7 – śruba dystansowa, 8 – prowadnica, 9 – drążki odkształceniowe, 10- przewody doprowadzające prąd, 11 – czujnik pomiaru odkształcenia, 12 – termoelement sterujący, 13 – układ chłodzenia szczęk wodą


101


Liczba cykli naprzemiennego nagrzewania i chłodzenia jest zliczana i rejestrowana

przez licznik cykli aż do momentu pęknięcia próbki. Pękniecie próbki powstaje wtedy, kiedy

chwilowe, rozciągające naprężenia cieplne panujące w badanej próbce przekraczają

chwilową wytrzymałość badanego materiału. Jak wykazał to autor [4, 16, 35] w procesie

zmęczenia cieplnego wytrzymałość badanego materiału nieprzerwanie zmniejsza się.

Zmianie podlegają również wartości powstających naprężeń. Tak więc, układ naprężenia w

próbce – chwilowa wytrzymałość badanego materiału jest układem niestabilnym, obie

wielkości podlegają nieprzerwanym, dynamicznym zmianom w całym okresie cyklicznego

nagrzewania. Podobny układ naprężenia – wytrzymałość występuje np. w kokilach.

Chłodzenie próbki podczas zmęczenia cieplnego następuje w wyniku odprowadzania ciepła z

nagrzanej próbek do chłodzonych wodą uchwytów i może być wspomagane sprężonym

powietrzem przepływającym przez otwór w próbce. Szczęki mocujące próbkę są chłodzone

wodą.

Opisane powyżej stanowisko badawcze umożliwia prowadzenie badań zmęczenia

cieplnego różnych metali i stopów (żeliwo, stal, stopy metali nieżelaznych) w dowolnym

wybranym zakresie temperatur cykli cieplnych. Dodatkowo stanowisko to, dzięki układom

sterującym, w które jest wyposażone, daje możliwość generowania „dowolnych” kształtów

cykli cieplnych oraz pozwala realizować badania przy wybranym stopieniu wymuszeń

odkształceń cieplnych K. Wartość tego współczynnika można zmieniać w zakresie 0,5÷1,0

przy czym K < 0,5 ma charakter zmęczenia materiału bliższy do klasycznego wysoko-

Rys. 2.38. Widok próbki umieszczonej w uchwytach

(szczękach) urządzenia do badań zmęczenia

cieplnego.

1- próbka, 2- szczęka stała, 3 -szczęka ruchoma, 4 –

układ chłodzenia

1

2 3

4


102


cyklowego zmęczenia mechanicznego, w którym odkształcenia plastyczne materiału nie są

znaczące [4, 16, 35].

2.9.2. Zmęczenie cieplne żeliwa EN-GJSNi1,5MoCu

Ocenie odporności na zmęczenie cieplne poddano wszystkie wytworzone gatunki

żeliwa: żeliwo sferoidalne (wyjściowe) oraz dwa gatunki żeliwa ADI. Chodziło o poznanie

wpływu zmiany osnowy metalowej żeliwa sferoidalnego z osnowy perlitycznej na

ausferrytyczną (żeliwo ADI) na jego odporność na zmęczenie cieplne. Wyniki tych badań

opisano w kolejnych rozdziałach rozprawy.

Badania odporności na zmęczenie cieplne przeprowadzono w pierwszej kolejności dla

wyjściowego żeliwa sferoidalnego. Ich celem było uzyskanie wyników, które posłużyłyby w

dalszej kolejności, jako odniesienie. Chodzi porównanie odporności na zmęczenia cieplne

wytworzonego żeliwa ADI. Daje to szansę oceny, na ile zmiana struktury osnowy z

perlitycznej na ausferryczną zmienia odporność żeliwa na zmęczenie cieplne.

Do badań zmęczenia cieplnego żeliwa zastosowano metodę nagrzewania oporowego

próbek, które, podobnie jak i stanowisko do badań pokazano i opisano w rozdziale 2.8.1.

Próbki są obustronnie utwierdzone i pozwalają przy ich cyklicznym nagrzewaniu realizować

proces zmęczenia przy jednoosiowym stanie naprężeń. Cykl cieplny jest ustalany na

dowolnie wybranym zakresie Tmin – Tmax. Zakres zmian temperatury decyduje o poziomie

naprężeń cieplnych i odkształceń materiału próbki w każdym pojedynczym cyklu cieplnym,

jak również o liczbie cykli do chwili pęknięcia próbki. Liczba ta, jak zaznaczono wyżej jest

miarą odporności na zmęczenie cieplne materiału realizowana w wybranych warunkach

cieplno-naprężeniowych. Odporność na zmęczenie cieplne jest dla materiałów

przeznaczonych do pracy przy zmiennej temperaturze najistotniejszą cechą i stanowi ocenę

przydatności badanego tworzywa do pracy w warunkach obciążeń cieplnych. Uwaga ta

naturalnie odnosi się zarówno do wyjściowego żeliwa sferoidalnego przeznaczonego do

wytwarzania żeliwa ADI, jak i do uzyskanego w dalszej obróbce cieplnej samego żeliwa ADI.

a) Rozkład temperatury

Proces zmęczenia cieplnego jest wywoływany pod wpływem wielokrotnych

cyklicznych zmian temperatury, wywołujących okresowo zmienne pole naprężeń, bez

dodatkowego obciążenia zewnętrznymi siłami [4, 16, 35]. Proces ten jest związany z


103


rozpraszaniem się energii pękania, w wyniku plastycznych odkształceń zachodzących w

materiale w trakcie każdego cyklu cieplnego. Odkształcenia te prowadzą do szybkiego

powstania mikropęknięcia. Graniczna liczba cykli, które może wytrzymać dany materiał

zależy w szczególności od zapasu jego energii i od wartości odkształceń plastycznych

zachodzących w trakcie nagrzewania i chłodzenia.

W procesie zmęczenia cieplnego sferoidalnego żeliwa wyjściowego czy też samego

żeliwa ADI ważny jest również rozkład temperatury wzdłuż długości próbki.

Cechą charakterystyczną badań zmęczenia cieplnego przy oporowym nagrzewaniu

próbek prętowych jest niejednorodny, ale symetryczny, rozkład temperatury wzdłuż długości

próbki. Przykładowy początkowy (pierwsze cykle) przebieg nagrzewania i stygnięcia

pokazano na rysunku 2.39.

Rys. 2.39. Przebieg nagrzewania i stygnięcia próbki żeliwa EN-GJSNi1,5MoCu w zakresie

temperatur T = 200 - 650°C, pomiar w połowie długości próbki

Nagrzewanie i stygnięcie jest kontrolowane automatycznie podczas całego trwania

procesu zmęczeniowego. Chłodzenie próbki, po wyłączeniu nagrzewania, jest prowadzone

poprzez dmuch powietrza i odprowadzenie ciepła do chłodzonych uchwytów próbki. Na

rysunku 2.39 pokazano również, jak przedmuchiwanie powietrzem przyspiesza proces

chłodzenia próbki, a przez to cały proces zmęczenia.

Potwierdzenie stabilności utrzymania zadanego zakresu temperatury (cyklu

cieplnego) przedstawiono rysunek 2.40. Z pokazanego długotrwałego przebiegu nagrzewania

i chłodzenia wynika potwierdzenie stabilność temperatury dla wszystkich cykli cieplnych.


104


Rys. 2.40. Przebieg kilkunastu cykli cieplnych nagrzewania żeliwa EN-GJSNi1,5MoCu, zakres

temperatury T= 200÷650°C

Przebieg nagrzewania i stygnięcia próbki jest bardzo ważny dla procesu zmęczenia.

Symetryczność rozkładu temperatury w próbce jest istotną sprawą dla śledzenia zmian w

materiale. Symetryczny przebieg rozkładu temperatury pozwala łatwo określić, jaka

temperatura panuje w danym miejscu próbki. Sporządzono wykresy rozkładu temperatury,

badając próbkę za pomocą termoelementów w kilku miejscach o określonym rozstawie

(co 2 mm). Wyniki pomiarów sporządzono dla cykli cieplnych z zakresu 200÷650, 675, 700,

750, 800°C. Zarejestrowane rozkłady temperatury pokazano na rysunku 2.41. Wyniki te są

wykorzystywane do określania wpływu temperatury cyklu na przebieg zmian struktury i

twardości żeliwa. Należy zaznaczyć, że dolna temperatura cyklu była stała dla wszystkich

zakresów cykli cieplnych. Inaczej mówiąc nie realizowano badań nad wpływem wartości Tmin

na przebieg zmęczenia cieplnego.


105


Rys. 2.41. Rozkład temperatur wzdłuż długości próbki żeliwa EN-GJSNi1,5MoCu, zakres temperatur T = 200÷650, 675, 700, 750, 800°C

b) Wyniki zmęczenia cieplnego

Przeprowadzono badania odporności na zmęczenie cieplnego żeliwa wyjściowego

EN-GJSNi1,5MoCu. W ramach badań uzupełniających określono zmiany struktury żeliwa,

które towarzyszą procesowi zmęczenia. Określono również przebieg zmian właściwości

mechanicznych wywoływanych zmęczeniem cieplnym i przebudową struktury, w tym zmiany

Rm i HB. Badania zmęczeniowe prowadzono dla kilku zakresów temperatur, przy stałej Tmin =

200°C i Tmax w zakresie temperatury od 650 do 800°C (z krokiem co 10 stopni). Wyniki badań

zamieszczono na rysunku 2.42. Zwiększając maksymalna temperaturę cyklu przyśpiesza się

proces zmęczenia cieplnego materiału. Narasta wielkość odkształceń sprężysto-plastycznych

w pojedynczym cyklu cieplnym, co w konsekwencji prowadzi do przyśpieszenia fazy

powstawania mikropęknięcia, a w końcowym efekcie prowadzi do pęknięcia próbki. Wpływ

maksymalnej temperatury cyklu, jak wykazano to w wielu badaniach żeliwa (4, 16, 35÷36,

118÷122), ma charakter potęgowy, z ujemnym wykładnikiem potęgi. W układzie

półlogarytmicznym takie funkcje przyjmują charakter liniowy. Na rysunku 2.43, dla

potwierdzenia tezy o charakterze wpływu Tmax, przedstawiono wyniki badań we

wspomnianym układzie półlogarytmicznym z podaniem funkcji opisującej zależność liczby

cykli cieplnych od Tmax..


106


Rys. 2.42. Wpływ maksymalnej temperatury cyklu cieplnego na odporność na zmęczenie

cieplne żeliwa EN-GJSNi1,5MoCu (Tmax = 650÷800°C)

Rys. 2.43. Wpływ maksymalnej temperatury cyklu cieplnego na odporność na zmęczenie

cieplne żeliwa EN-GJSNi1,5MoCu (wyniki w układzie półlogarytmicznym)

c) Zmiany wytrzymałości

Wyjściowe żeliwo sferoidalne posiada w swoim składzie dodatki stopowe

stabilizujące perlit. Interesujące jest czy wprowadzone dodatki pozwalają ograniczyć proces


107


przebudowy struktury i związanej z nią wytrzymałości i twardości. Przeprowadzono badania

nad przebiegiem zmian wytrzymałości żeliwa w miarę narastania liczby obciążeń cieplnych.

Próbki poddawano zmęczeniu cieplnemu w zakresie temperatury T = 200÷725°C. Znając

liczbę cykli, które wytrzymują próbki poddane zmęczeniu przy tym zakresie temperatury

(rys. 2.42 i 2.43), próbki do badań zmian Rm poddawano odpowiednio mniejszej liczbie

nagrzewań. Proces zmęczenia przerywano przy liczbie cykli stanowiącej odpowiednio : 0,12,

0,42 i 0,72 liczby maksymalnej (Nmax). Celem tych badań była ocena progresji zmian

wytrzymałości i zmian strukturalnych w procesie zmęczenia cieplnego. Wybór górnej

temperatury cyklu podyktowany był próbą oceny zmian struktury w sytuacji, kiedy

maksymalna temperatura cyklu zbliża się do temperatury przemiany eutektoidalnej. Wyniki

spadku wytrzymałości wywołanej zmęczeniem cieplnym pokazano na rysunku 2.44 oraz, w

ujęciu bezwymiarowym, na rysunku 2.45.

Rys. 2.44. Wpływ liczby cykli cieplnych w procesie zmęczenia cieplnego na wytrzymałość żeliwa

EN-GJSNi1,5MoCu


108


Rys. 2.45. Względny wpływ liczby cykli cieplnych na wytrzymałość żeliwa EN-GJSNi1,5MoCu,

ujęcie bezwymiarowe, próbka zablokowana

Z przeprowadzonych badań wynika, iż wytrzymałość na rozciągania żeliwa

sferoidalnego spada, w miarę narastania liczby obciążeń cieplnych. Należy dodać, iż zmianie

temperatury towarzyszą cykliczne zmiany naprężeń i odkształceń. Ten złożony proces

cieplno-naprężeniowy prowadzi do zmian struktury (opisano poniżej) i zmian podstawowych

właściwości mechanicznych. Z przebiegu spadków Rm, widocznych na rysunku 2.45, daje się

zauważyć, iż po pierwszym okresie dość dużych spadków, w drugiej fazie spadki są

wolniejsze, a końcowa wytrzymałość zmierza do poziomu około 0,6 początkowej

wytrzymałości badanego żeliwa sferoidalnego. Przebudowa struktury z perlitycznej na

ferrytyczną oraz rozwój mikropęknięć skutkuje obniżeniem wytrzymałości. Zmęczenie

cieplne zawsze i w każdym materiale prowadzi do rozwoju mikropęknięć, co dodatkowo

przyśpiesza proces utraty wytrzymałości.

d) Zmiany mikrostruktury

Jak zaznaczono wcześniej badania strukturalne osnowy wykazują jej przebudowę

podczas zmęczenia cieplnego od perlityczno-ferrytycznej (rys. 2.46a,b) do czysto ferrytycznej

(rys. 2.48a,b) [118÷119].


109


a/ b/

Rys. 2.46. Mikrostruktura wyjściowa żeliwa EN-GJSNI1,5MoCu – stan wyjściowy

a) pow. 100x b) pow. 500x

Zmiany te jednak nie pojawiają się natychmiast, a zachodzą stopniowo, w miarę

narastania liczby cykli cieplno-naprężeniowych. Szybkie nagrzewanie i stosunkowo szybkie

stygnięcie niskostopowego żeliwa sferoidalnego, w pierwszej fazie procesu prowadzi do

przemiany struktury perlitycznej w osnowę typową dla stanu „po obróbce cieplnej”. W

osnowie pojawia się również bainit, który zastępuje osnowę perlityczną (rys. 2.47a,b). Ta

nowa struktura nie jest trwała. Dalsze cykliczne nagrzewanie próbek, któremu towarzyszy

oscylacja naprężeń naprzemiennie ściskająco – rozciągających, powoduje rozpad osnowy

bainitycznej i jej przebudowę w osnowę ferrytyczną (rys. 2.48a,b). Przebudowa rozpoczyna

się w sąsiedztwie wydzieleń ferrytycznych. Dalszy postęp procesu zmęczeniowego prowadzi

do pełnej ferrytyzacji osnowy, rys. 2.48.

a/ b/

Rys. 2.47. Struktura żeliwa sferoidalnego EN-GJSNI1,5MoCu po 0,12% Nmax.cykli cieplnych w zakresie

200÷725oC; a) pow. 100x b) pow. 500x


110


a/ b/

Rys. 2.48. Struktura żeliwa sferoidalnego EN-GJSNI1,5MoCu po 0,72% Nmax. cykli cieplnych w zakresie

200÷725oC; widoczna pełna ferrytyzacja osnowy. a) pow. 100x b) pow. 500x

Niestety wprowadzone dodatki stopowe (Mo, Ni, Cu), podnoszące odporność termiczną

i odporność na zmęczenie cieplne żeliwa, przy stosunkowo niewielkiej ich zawartości, nie

„chronią” struktury perlitycznej przed jej ferrytyzacją. Prawdopodobnie proces rozpadu

perlitu przyspieszają naprężenia cieplne, które wywołują odkształcenia materiału.

Odkształcenia mają charakter nie tylko sprężysty, ale i plastyczny. Teza o wpływie naprężeń

na kinetykę przemiany struktury tego żeliwa wymaga jednak dowodu, który wykracza poza

tematykę prezentowanej pracy.

e) Zmiany twardości

Za zmianami mikrostruktury obserwowanymi w procesie zmęczenia cieplnego

podążają zmiany wytrzymałości i twardości żeliwa. Twardość, jak można było się spodziewać

po obserwacji zmian mikrostruktury, ulega także obniżeniu. Jest to spowodowane

ferrytyzacją osnowy i powstaniem fazy, która jest mniej wytrzymała. Rozłożenie twardości

wzdłuż próbki jest ściśle związane z rozkładem faz mikrostruktury, a ten z kolei podąża za

skalą nagrzewania próbki. W centralnej części próbki, gdzie temperatura osiąga wartości

maksymalne i gdzie powstaje pękniecie zmęczeniowe, twardość jest najniższa (skutek pełnej

ferrytyzacja osnowy). W główkach próbki, które nie są nagrzewane, twardość naturalnie nie

ulega zmianie. Odpowiada ona twardości osnowy perlitycznej. Przykładowy rozkład

twardości wzdłuż długości próbki pokazano na rysunku 2.49.


111


Rys. 2.49. Rozkład twardości wzdłuż długości próbki żeliwa EN-GJSNi1,5MoCu,

liczba cykli - N=6036 cykli, zakres temp. badania T = 200÷680°C

Jak można zauważyć z rysunku 2.41 i 2.49, rozłożenie twardości żeliwa wzdłuż

długości próbki ma charakter lustrzanego odbicia rozkładu wartości temperatury. W

centralnej części próbki panuje najwyższa temperatura, która powodują najdalej

zaawansowana przebudowę struktury osnowy w kierunku ferrytycznej, a ta z kolei pociąga

za sobą znaczne obniżenie twardości. Oczywiście badając twardość w próbkach

poddawanych zmęczeniu cieplnemu w różnych zakresach temperatury otrzymuje się

różniące się od siebie przebiegi rozkładu twardości wzdłuż próbek, jednakże w każdym

przypadku w centralnej części twardość jest zawsze najniższa. Rysunek 2.49 pokazuje, że już

przy dużo niższej temperaturze niż temperatura przemiany eutektoidalnej, obserwuje się

przebudowę struktury (ferrytyzacje) i spadek twardości.

2.9.3. Zmęczenie cieplne żeliwa ADI (EN-GJS-800-8)

Głównym składnikiem osnowy metalowej żeliwa ADI (EN-GJS-800-8) jest ausferryt

górny. Jest to mikrostruktura żeliwa sferoidalnego po hartowaniu z przemianą izotermiczną,

składająca się z ferrytu w postaci igieł oraz termodynamicznie stabilnego austenitu, o

wysokiej zawartości węgla. Ta stabilność termodynamiczna osnowy jest, jak to wskazuje

niniejsza praca, zachowywana przy nagrzewaniu żeliwa do niezbyt wysokiej temperatury.


112



Tak jak przy żeliwie wyjściowym, tak i w przypadku żeliwa ADI, wiodącą rolę w

zmęczeniu cieplnym odgrywa temperatura. Rozkład temperatury wzdłuż długości próbki

żeliwa ADI jest praktycznie taki sam jak dla żeliwa wyjściowego. Przykładowy rozkład

temperatury wzdłuż długości próbki nagrzewanej w zakresie T = 200÷725oC pokazano na

rysunku 2.50. Obraz ten uzyskano dzięki przymocowaniu (zgraniu z próbką) w

równomiernych odstępach (co 2 mm) kilku termopar i zarejestrowaniu przebiegu zmian

temperatury równocześnie, podczas cykli nagrzewania i chłodzenia. Przebieg cykli cieplnych

w poszczególnych punktach pomiarowych pokazano na rysunku 2.51.

Znając rozkład temperatury, można w dalszej fazie badań śledzić zmiany struktury

wzdłuż próbki, wywoływane cyklicznym nagrzewaniem i rejestrować je nie tylko w

odniesieniu do maksymalnej temperatury, ale i niższych, panujących w próbce podczas

próby zmęczeniowej. Na rysunku 2.51 pokazano, jak podczas cykli nagrzewania i chłodzenia

zmienia się temperatura w poszczególnych przekrojach próbki. Niejednorodność rozkładu

temperatury utrudnia śledzenie odkształceń w poszczególnych miejscach badanego

materiału, ale pozwala na badanie zmian strukturalnych w szerokim zakresie temperatury.

Rys. 2.50. Zakres wahań temperatury (Tmin - Tmax) wzdłuż długości próbki z żeliwa ADI - EN-GJS-800-8, badania zmęczenia w zakresie temperatury T=200÷725°C


113


Rys. 2.51. Przebiegi cykli cieplnych zarejestrowane w wybranych miejscach (co 2 mm), wzdłuż

długości próbki, żeliwo ADI - EN-GJS 800-8, zakres badań: T=200÷725°C

Analizując rysunki 2.50 i 2.51 można zauważyć, iż w środku próbki temperatura waha

się w zadanym zakresie 200÷725°C, a np. w odległości 12 mm od jej środka waha się w

zakresie 180÷480°C. Ten nierównomierny rozkład temperatury wykorzystano w dalszych

badaniach, dla określenia wpływu temperatury cyklu cieplnego na przebieg przebudowy

struktury ausferrytycznej żeliwa. Porównując także rysunek 2.39 i 2.51 widać, że dla żeliwa

ADI - EN-GJS 800-8 w stosunku do EN-GJSNi1,5MoCu wydłużył się nieznacznie czas

pojedynczego cyklu cieplnego. Szybkość chłodzenia wymuszanego głównie odprowadzeniem

ciepła do chłodzonych wodą uchwytów, zależy od przewodności cieplnej materiału próbki:

im mniejsza ta przewodność tym dłużej trwa chłodzenia. Prawdopodobnie przebudowa

struktury z perlitycznej na ausfrrytyczno nieco zmieniła te właściwość żeliwa. W ramach

pracy nie prowadzono badań w tym zakresie. (Badania przewodności cieplnej).


Badania odporności na zmęczenie cieplne obejmowały wyznaczenie liczby cykli

cieplnych, które wytrzymuje próbka do chwili jej pęknięcia. Badaniom poddano dwa,

różniące się właściwościami mechanicznymi gatunki żeliwa ADI. Jeden gatunek

charakteryzował się wysokim wydłużeniem (EN-GJS-800-8) a umiarkowaną wytrzymałością, a

drugi z kolei charakteryzował się niskim wydłużeniem, ale wysoką wytrzymałością


114


(EN-GJS-1200-2). Z analizy stanu zagadnienia (część teoretyczna) wynika, że zarówno wysoka

plastyczność jak i wysoka wytrzymałość są cechami materiału, które sprzyjają wysokiej

odporności na zmęczenie cieplne. Niestety, nie udaje się wytworzyć żeliwa, które miałoby

najwyższą plastyczność i najwyższą wytrzymałość. Dlatego badaniami objęto dwa gatunki. Na

rysunku 2.52 przedstawiono wpływ maksymalnej temperatury cyklu na proces zmęczenia w

szerokim zakresie zmian Tmax bo od 650÷790oC. Podobnie jak dla sferoidalnego żeliwa

wyjściowego, wpływ Tmax ma charakter potęgowy, co oznacza iż wyniki badań przedstawione

w półlogarytmicznym układzie współrzędnych będą układać się liniowo, co pokazano na

rysunku 2.53.

Rys. 2.52. Wpływ maksymalnej temperatury cyklu cieplnego na odporność na zmęczenie cieplne

żeliwa ADI - EN-GJS-800-8, (Tmax = 650÷790°C)

Rys. 2.53.Wpływ maksymalnej temperatury na graniczną liczbę cykli w ujęciu półlogarytmicznym,

żeliwo ADI - EN-GJS-800-8. (Tmax = 650÷790°C)


115


Rys. 2.54. Porównanie odporności na zmęczenie cieplne żeliwa wyjściowego EN-GJSNi1,5MoCu z

odpornością żeliwa ADI (EN-GJS-800-8)

Z rysunku 2.54, na którym dokonano porównania odporności na zmęczenie cieplne

wyjściowego żeliwa sferoidalnego i żeliwa ADI - EN-GJS-800-8 wynika, że zmiana struktury

osnowy uzyskana na drodze hartowania z przemiana izotermiczna nie wpłynęła znacząco na

odporność żeliwa na zmęczenie cieplne. Podwyższona plastyczność żeliwa uzyskana na

drodze przebudowy osnowy metalowej nie wpływa znacząco na przebieg procesu zmęczenia

cieplnego przy wysokotemperaturowych cyklach. Natomiast daje się zauważyć większe

różnice przy niższych temperaturach nagrzewania (Tmax < 670oC).


Aby określić, jak przebiegają zmiany (utrata) wytrzymałości żeliwa ADI poddanego

zmęczeniu cieplnemu, przeprowadzono takie same badania jak dla żeliwa wyjściowego.

Znając wcześniej graniczną liczbę cykli dla danego zakresu temperatury, przeprowadzano

badania zmęczenia cieplnego na próbkach, w których proces zmęczenia przerywano na

wybranych etapach. Przerywanie procesu zmęczenia pozwoliło na określenie jak zmienia się

wytrzymałość materiału ze wzrostem liczby cykli cieplnych (rys. 2.55). Pomiary Rm

dokonywano po 2, 100, 250, 500, 750 i 1000 cyklach cieplnych (rys. 2.56). Odporność na

zmęczenie cieplne (Nmax), mierzona liczbą cykli do pęknięcia próbki, wynosiła 1580 cykli.


116


Próbki były badane w zakresie 200÷725°C. W tabeli 2.13 podano wartości wytrzymałości dla

każdej z próbek.

Tab. 2.13. Wartości wytrzymałości Rm przy różnych etapach zmęczenia cieplnego żeliwa

ADI - EN-GJS-800-8. T = 200÷725°C

N (cykli) N/Nzmęcz Rm [MPa] Rm/Rmmax.

2 0,00 1031,2 0,982

100 0,08 730,3 0,695

250 0,20 674,0 0,642

500 0,40 545,6 0,520

750 0,60 506,2 0,482

1000 0,80 365,7 0,348

Analizując rysunki 2.55÷2.56 można zauważyć, że spadek wytrzymałości ma charakter

ciągły, choć nierównomierny. Przy przebiegu ~10% maksymalnej liczby cykli zmęczeniowych

wytrzymałość spada o 30% w stosunku do wartości początkowej. Przy 20% N/Nmax dalszy

spadek wytrzymałości wynosi już tylko 5% (sumaryczny - 35% ).

Rys. 2.55. Wpływ zmęczenia cieplnego na wytrzymałość żeliwa ADI - EN-GJS 800-8


117


Rys. 2.56. Wpływ zmęczenia na wytrzymałość żeliwa ADI - EN-GJS 800-8, ujęcie bezwymiarowe

W kolejnym etapie przy 40, 50 i 60% maksymalnej liczby cykli zmęczeniowych

wytrzymałość zmniejsza się powoli. W ostatnim kroku, który obejmował sumarycznie 80% z

maksymalnej liczby cykli zmęczeniowych miał miejsce nieco większy spadek wytrzymałości.

Można przypuszczać, iż obok przemian struktury na wytrzymałość miały również wpływ

mikropęknięcia, które na tym etapie zmęczenia materiału muszą już być dość rozwinięte.

Wytrzymałość żeliwa, które poddano liczbie cykli cieplnych stanowiącej 80% odporności na

zmęczenie cieplne, spada do poziomu 47,7% początkowej wartości Rm. Tak znaczny spadek

wytrzymałości na końcu procesu zmęczeniowego jest podyktowany prawie całkowitą

przebudową mikrostruktury w ferrytyczną i staje się przyczyna pęknięcia próbki niezdolnej

do dalszego „przenoszenia” narastających naprężeń cieplnych. Nowa, przebudowana postać

osnowy żeliwa cechuję się niską twardością i tym samym niską wytrzymałością.


118


Rys. 2.57. Porównanie wpływu zmęczenia cieplnego na wytrzymałość żeliwa:

EN-GJSNi1,5MoCu oraz ADI - EN-GJS-800-8, zakres temperatur 200÷725°C

Na rysunku 2.57 dokonano porównania zmian wytrzymałość żeliwa wyjściowego

(EN-GJSNi1,5MoCu) i żeliwa ADI (EN-GJS-800-8). Można zauważyć, że spadek wytrzymałości

jest w przypadku żeliwa wyjściowego łagodniejszy niż w przypadku żeliwa ADI. Jest to

prawdopodobnie spowodowane prostszym mechanizmem przebudowy mikrostruktury.

Osnowa perlityczno-ferrytyczna ulega przemianie w czysto ferrytyczną. W przypadku żeliwa

ADI - EN-GJS-800-8 przebudowa jest bardziej złożona i obejmuje przebudowę ausferrytu w

fazę perlitu ziarnistego (skoagulowanego) i dopiero później w ferrytyczną. Taki mechanizm

powoduje większe spadki wytrzymałości. Nie bez znaczenia jest również wysoka

wytrzymałość wyjściowa. Na rysunku 2.57 pokazano porównanie spadku wytrzymałości obu

gatunków żeliwa w ujęciu bezwymiarowym. Względna zmiana (spadek) wytrzymałość żeliwa

ADI jest znacznie wyższa niż żeliwa wyjściowego.


119


Rys. 2.58. Porównanie wpływu zmęczenia cieplnego na wytrzymałość żeliwa Rm: żeliwo wyjściowe

(EN-GJSNi1,5MoCu) oraz żeliwo ADI (EN-GJS-800-8), badania w zakresie 200÷725°C.


Przebudowa struktury osnowy metalowej zachodzi również w tym gatunku

żeliwa z grupy ADI. Dodatki stopowe (głównie molibden) jak i struktura ausferrytyczna

uzyskana podczas hartowania izotermicznego nie pozwoliły uzyskać trwałości struktury

osnowy przy zmęczeniu cieplnym. Zmiany osnowy są jednak trochę inne wniż w przypadku

żeliwa wyjściowego. Spowodowane jest to inna postacią osnowy wyjściowej. W tym żeliwie

wyjściową osnową jest ausferryt górny. Charakterystyczną osnowę pokazano na rysunku

2.58a,b.

a/ b/

Rys. 2.58. Trawiona mikrostruktura wyjściowa żeliwa ADI - EN-GJS-800-8 a) pow. 100x b) pow. 500x


120


Przebudowa struktury osnowy rozpoczyna się już od pierwszych cykli nagrzewania w

próbie zmęczeniowej [121÷122]. W zależności od wartości temperatury przebiega ona

wolniej (niskie temperatury) lub szybciej (wyższe temperatury). W pierwszym etapie

przebudowy osnowy daje się zauważyć rozdrobnienie igieł ausferrytu i pojawienie się

pierwszych wydzieleń perlitu skoagulowanego (ziarnistego) – rysunek 2.59a,b.

a/ b/

Rys. 2.59. Pierwsza faza przebudowy osnowy żeliwa ADI - EN-GJS-800-8:

a) pow. 100x b) pow. 500x, zgłady trawione

Ze wzrostem liczby cykli cieplno-naprężeniowych udział ausferrytu górnego zmniejsza

się na rzecz perlitu ziarnistego. Pojawiają się także, w coraz większej ilości, wydzielenia

ferrytu. Przebudowa struktury prowadzi do obniżenia wytrzymałości i twardości żeliwa.

Obraz przebudowywanej struktury pokazano na rysunku 2.60a, b.

a/ b/

Rys. 2.60. Drugi etap przebudowy osnowy żeliwa ADI - EN-GJS-800-8:



121


Kontynuowanie procesu zmęczenia cieplnego próbki prowadzi, podobnie jak w

żeliwie wyjściowym, do pełnej ferrytyzacji osnowy. Perlit ziarnisty, charakterystyczny dla faz

po obróbce cieplnej, prawie całkowicie zanika i pozostaje praktycznie tylko osnowa

ferrytyczna (rys. 2.61a, b). W strukturze osnowy, przy odpowiednim powiększeniu, widoczne

są również drobne wydzielenia węglików.

a/ b/

Rys. 2.61. Końcowa postać osnowy w miejscu pęknięcia próbki z żeliwa ADI - EN-GJS-800-8:



Podwyższanie temperatury cykli zmęczeniowych prowadzi do znaczącego obniżenia

ich liczby, które wywołują pękniecie próbki. Zmienia się rodzaj osnowy, zmienia się również

wytrzymałość. W świetle powyższego bardzo interesująca staje się ocena jak przebiega

zmiana twardości żeliwa poddanego zmęczeniu cieplnemu. Twardość jest ważną cechą

materiału, w tym żeliwa ADI, decydującą w wielu przypadkach o jego przydatności na

wybrane konstrukcje, np. formy metalowe.

Z przeprowadzonych badań w zakresie przebudowy struktury w procesie zmęczenia

cieplnego żeliwa ADI można zauważyć, iż ma ona miejsce dopiero po przekroczeniu

temperatury 500÷550°C. Poniżej tej temperatury zmiany strukturalne są na tyle powolne, iż

zauważa się je po odpowiednio dużej ilości cykli. Znając, z wcześniejszych pomiarów, rozkład

temperatury po długości próbki i dokonując pomiaru twardości wzdłuż próbki, można

wzajemnie przyporządkować sobie te dwie wielkości (rys. 2.61).


122


Rys. 2.61. Rozkład temperatury i twardości wzdłuż długości próbki żeliwa ADI - EN-GJS-800-8

Na rysunku 2.61 linią przerywaną zaznaczono temperatury 550 i 650°C. Nagrzewane

części próbki mieszczą się w zakresie 15÷45 mm. Po przekroczeniu wartości 550oC następuje

skokowe obniżenie twardości. Przy temperaturze cyklu 650°C twardości obniża się do ~220

HB. Twardość ta odpowiada twardości osnowy perlitycznej, która występuje w tym miejscu

próbki. W środkowej części, gdzie temperatura zbliżała się do 700oC, - twardość spada do

wartości około 160 HB, co odpowiada ferrytycznej osnowie.

W przypadku innego zakresu temperatury, przy którym badane jest zmęczenie

cieplne, zmieni się zarówno rozkład temperatury i rozkład twardości wzdłuż długości,

niemniej sam charakter opisanego procesu będzie podobny. W miejscach, gdzie temperatura

jest niższa od około 500÷550oC, zmiany struktury i twardości będą dużo wolniej przebiegać.

W tabeli 2.14 przedstawiono zestawienie zbiorcze wartości twardości z podziałem na zakresy

cykli zmęczenia cieplnego i zakresy temperatury panujące w punktach pomiarowych. W

kolumnie 1 podano liczbę cykli, które wytrzymała próbka do pęknięcia. Badania twardości

prowadzono na próbkach „po” zmęczeniu cieplnym.


123


Tab. 2.14. Wyniki pomiarów twardości wzdłuż długości próbek przy badaniach zmęczenie w kilku

zakresach temperatury. Żeliwo ADI - EN-GJS-800-8

Zestawione pomiary wykonane na wielu próbkach potwierdzają wcześniejsze

spostrzeżenia, iż przy nagrzewaniu do temperatury poniżej 500oC nie obserwuje się

znaczącego spadku twardości, pomimo kilku do kilkunastu tysięcy cykli cieplnych. W zakresie

600÷650°C twardość spada z początkowej 329 HB do około 180÷255 HB, zależnie od liczby

cykli. Ferrytyzacja osnowy stwierdzona w części środkowej próbki prowadzi do spadków do

około 130 -150 HB.

Najważniejszy wpływ na pomiary twardości ma sama metoda pomiaru. Odcisk

pomiarowy jest dość szeroki na tle próbki i jest dość trudno trafić w punkt gdzie panuje dana

temperatura. Niewielkie przesunięcie o milimetr powoduje uzyskanie różniących się

wyników. Rozrzuty wartości wydają się, że są również spowodowane mimo wszystko

niejednorodnością materiału i nierównomiernym poziomem zahartowania próbek. Pomimo

tej niewątpliwej wady techniki pomiarowej trendy zachowania twardości są właściwe i

450°C 500°C 550°C 600°C 650°C 700°C 750°C

Liczba cykli Temperatura cyklu

11105 200-660°C 306 292 198 180 123

5987 200-670°C 337 321 260 215 180

4152 200-680°C 337 329 285 229 174

3256 200-690°C 321 313 306 272 174

2800 200-700°C 306 278 244 229 224 133

2526 200-710°C 337 321 298 249 195 161

1910 200-720°C 329 321 278 244 180 143

1392 200-730°C 321 313 272 266 211 184

1059 200-740°C 313 306 298 298 239 131

770 200-750°C 306 298 260 191 184 156 121

909 200-760°C 306 306 272 266 260 180 110

796 200-770°C 313 313 313 306 278 191 170

396 200-780°C 321 306 278 272 255 119 117

256 200-790°C 337 313 278 260 255 229 170

Twardość w danej temperaturze EN-GJS-800-8


124


obrazują spadki wraz ze zwiększaniem temperatury cyklu zmęczeniowego. W niskim zakresie

temperatury twardość praktycznie nie zmienia się.

2.9.4. Zmęczenie cieplne żeliwa ADI (EN-GJS-1200-2)

Ostatnim etapem badania zmęczenia cieplnego było badanie próbek z żeliwa

ADI - EN-GJS-1200-2. Żeliwo to w przeciwieństwie do poprzednio opisanego charakteryzuje

się wysoką wytrzymałością i dość niskim wydłużeniem i plastycznością. Głównym

składnikiem osnową metalową tego żeliwa jest ausferryt dolny. Podobnie jak w poprzednim

przypadku jest to mieszanina składająca się z iglastego ferrytu i austenitu o wysokiej

zawartości węgla. Jak pokazały wyniki badań stabilność temperaturowa także tej osnowy jest

również do niezbyt wysokich temperatur.


Tak samo jak w poprzednich przypadkach i tutaj wiodącą rolę odgrywa temperatura i

jej rozkład wzdłuż długości próbki. Kształt krzywych rozkładu temperatury jest taki sam jak

dla gatunku ADI - EN-GJS-800-8 (rys. 2.50). Wartości liczbowe dla tych samych zakresów

temperatur są także niezmienne i takie same. Wnioskiem z tego jest, że postać osnowy nie

wpływa na szybkość nagrzewania, a decydującym czynnikiem jest postać wydzieleń grafitu.

Ten niejednorodny, ale symetryczny rozkład temperatury pozwala śledzić poziom

zachodzących zmian w badanym materiale. Z wykresu jesteśmy w stanie określić, jaka w

danym miejscu próbki panuje temperatura. Tym samym poprzez badanie twardości czy

mikrostruktury określamy poziom zmian i ich charakter w badanym żeliwie.

Temperatura dolna cyklu praktycznie utrzymuje ten sam rozkład po długości próbki

we wszystkich zakresach temperatur i ma prawie identyczne wartości. Tak samo było w

przypadku żeliwa ADI - EN-GJS-800-8. Wnioskiem z tego jest, że sposób nagrzewania był

prowadzony w ustabilizowany i taki sam sposób dla obu materiałów w pełnym zakresie

temperatur prowadzonych badań.

Wartości temperatury zmieniają się po długości próbki. Od wysokości temperatury

zależy, jakie będą zmiany osnowy, a tym samym, jaka będzie twardość, wytrzymałość i

ostatecznie liczba cykli zmęczeniowych. Badania zmęczenia miały na celu określenie

przydatności żeliwa ADI, jako materiału na konstrukcje pracujące w podobnych warunkach

eksploatacji, tj. przy szybkim nagrzewaniu i umiarkowanie szybkim chłodzeniu. Na rysunku


125


2.62 pokazano typowe przebiegi cykli cieplnych podczas badań zmęczenia cieplnego żeliwa

ADI - EN-GJS-1200-2. Rysunek obrazuje temperatury panujące w kolejnych przekrojach

próbki. Jak można zauważyć, temperatury nagrzewania i chłodzenia w każdym z cykli, są

identyczne. Z wykresu wynika także, jaki czas jest potrzebny, przy tym materiale, na jego

nagrzanie i schłodzenie podczas pojedynczego cyklu cieplnego. Czasy są podobne jak dla

żeliwa ADI - EN-GJS-800-8.

Rys. 2.62. Rozkład temperatury w różnych przekrojach próbki, pokazano pierwsze cykle

zmęczeniowe próbki z żeliwa ADI - EN-GJS-1200-2, temperatura cyklu w środku długości próbki

T=200÷700°C


Badania odporności na zmęczenie cieplne żeliwa ADI obejmowały, tak samo jak we

wcześniejszych przypadkach, wyznaczenie liczby cykli cieplnych, które wytrzymuje próbka do

chwili jej pęknięcia. W dalszym etapie, jako badania dodatkowe prowadzono badania

twardości, wytrzymałości i badanie mikrostruktury. Analizując proces zmęczenia cieplnego

żeliwa ADI - EN-GJS-1200-2 badano jak ma on wpływ na wytrzymałość tego żeliwa.

Dla żeliwa ADI - EN-GJS-1200-2, podobnie jak dla wcześniej badanych gatunków

żeliwa sporządzono pełną analizę zmęczeniową w zakresie temperatur od 650 do 790°C z

krokiem, co 10 stopni (rys. 2.63). Temperatura minimalna wynosiła w każdym przypadku

200°C. Należy zaznaczyć, że badania zmęczenia cieplnego żeliwa ADI są bardzo długotrwałe.


126


Średnio 1000 cykli zmęczeniowych przypada na jeden dzień pracy aparatury. W celu

pokazania charakteru funkcji opisanej w temperaturze sporządzono rysunek 2.64

przedstawiający wpływ temperatury maksymalnej cyklu zmęczeniowego w ujęciu

półlogarytmicznym. Podobnie jak wcześniej Tmax. ma charakter potęgowy, co widać w postaci

liniowej zależności w układzie półlogarytmicznym (rys. 2.64).

Rys. 2.63. Wpływ maksymalnej temperatury cyklu cieplnego na odporność żeliwa

ADI - EN-GJS-1200-2 na zmęczenie cieplne, zakres temperatury T= 200÷790°C

Jak można zauważyć z rysunków 2.63÷2.64 liczba cykli zmęczeniowych obniża się wraz ze

wzrostem temperatury cyklu. Z wykresu wynika, że temperaturą po przekroczeniu, której

następuje drastyczny spadek liczby cykli cieplnych jest temperatura ~670°C. Trzeba zauważyć, że

od początku zliczania liczby cykli zmęczeniowych od temperatury pracy 650°C następuję

ciągłe gwałtowne obniżanie ich liczby. Od kilkunastu tysięcy do kilku tysięcy przy

podniesieniu temperatury o około 20-30°C. Dalszy spadek liczby cykli jest mniej gwałtowny,

ale także znaczny. Od kilku tysięcy liczba cykli cieplnych obniża się do kilkuset. Temperatura

w tym czasie jest podniesiona aż o 110-120°C. Patrząc na rysunek 2.63 można wnioskować,

że temperaturą, do której można stosować to żeliwo z wysoką odpornością, jest temperatura

do około 670°C. Do tej wartości Tmax. liczba cykli cieplnych jest jeszcze wysoka. Niestety

również przy tej temperaturze następuje przebudowa mikrostruktury i spadek właściwości


127


wytrzymałościowych oraz HB, co w niektórych przypadkach stosowania może obniżać

przydatność tego materiału.

Rys. 2.64. Wpływ maksymalnej temperatury cyklu na odporność na zmęczenie cieplne żeliwa

ADI - EN-GJS-1200-2, ujęcie półlogarytmiczne.

Rys. 2.65. Porównanie wpływu maksymalnej temperatury cyklu na odporność na zmęczenie

cieplne żeliwa ADI - EN-GJS-800-8 oraz ADI - EN-GJS-1200-2.

Podwyższanie wytrzymałości żeliwa na drodze przebudowy mikrostruktury w wyniku

obróbki cieplnej nie wpłynęło znacząco na odporność żeliwa na zmęczenie cieplne przy


128


cyklach wysokotemperaturowych. Widoczne i znaczące różnie uwidaczniają się przy niższych

temperaturach maksymalnych cyklu nagrzewania, poniżej 670°C.

Na rysunku 2.65 przedstawiono porównanie wyników zmęczenia cieplnego żeliwa

ADI - EN-GJS-800-8 oraz ADI - EN-GJS-1200-2. Można zauważyć, że istotne różnice są w

zakresie właśnie do około 670°C. Powyżej tej temperaturę różnice są niezbyt duże, a czasami

nawet pokrywają się.


Badania wytrzymałościowe prowadzono w taki sam sposób jak wcześniej. Znając

maksymalna liczbę cykli zmęczeniowych w danej temperaturze przerywano je w określonych

momentach badając, jaka jest wytrzymałość żeliwa. Wytrzymałość badano po 0, 250, 510,

880, 1000 cyklach zmęczeniowych, co odpowiadało odpowiednio 16, 32, 55 i 63%

maksymalnej liczbie cykli cieplnych. (Nmax = 1600 cykli cieplnych). Próbki były badane w

zakresie 200÷725°C. W tabeli 2.15 podano wartości wytrzymałości dla każdej z próbek. Na

rysunkach 2.66÷2.67 podano wartości wytrzymałości żeliwa ADI - EN-GJS-1200-2 zarówno w

ujęciu liczbowym jak i bezwymiarowym.

Tab. 2.15. Wartości wytrzymałości Rm w różnych etapach zmęczenia cieplnego żeliwa

ADI - EN-GJS-1200-2, T = 200÷725°C, próbka zablokowana

N (cykli) N/Nzmęcz Rm [MPa] Rm/Rmmax.

0 0,00 1333 1,000

250 0,16 718 0,539

510 0,32 574 0,430

880 0,55 501 0,376

1000 0,63 465 0,349


129


Rys. 2.66. Wpływ zmęczenia cieplnego na wytrzymałość żeliwa ADI - EN-GJS-1200-2,

próbka zablokowana, temperatura pracy: 200÷725°C

Rys. 2.67. Wpływ zmęczenia na wytrzymałość żeliwa ADI - EN-GJS-1200-2,

próbka zablokowana, temperatura pracy: 200÷725°C, ujęcie bezwymiarowe

Analizując rysunki 2.66÷2.67 można zauważyć, że spadek wytrzymałości jest ciągły,

ale nierównomierny. Po przebiegu około 16% maksymalnej liczby cykli zmęczeniowych

wytrzymałość spada aż o 46% w stosunku do wartości początkowej. Przy 32% maksymalnej

liczby cykli zmęczeniowych – dalszy spadek wytrzymałości o kolejne 11%, który stanowi 43%


130


wartości wyjściowej. Po 55% maksymalnej liczby cykli zmęczeniowych nadal spada

wytrzymałość. Wartość początkowa wytrzymałości ulega obniżeniu o 62% (wynosi niecałe

38% wartości początkowej). W kolejnym kroku po osiągnięciu 63% maksymalnej liczby cykli

zmęczeniowych wytrzymałość obniża się już tylko o 3% i wynosi około 35% wartości

początkowej, co stanowi spadek o 65% w stosunku do wartości początkowej.

Tak znaczne spadki wytrzymałości wynikają w tym przypadku również z przebudowy

mikrostruktury osnowy w różnych etapach zmęczenia cieplnego. Każdemu z takich etapów

odpowiadają różne temperatury. Inna osnowa to również inna wytrzymałość. Porównanie

przebiegu spadków wytrzymałości dla obu gatunków obrazuje rysunek 2.68.


EN-GJSNi1,5MoCu oraz ADI - EN-GJS-1200-2, próbka zablokowana, temperatura pracy: 200÷725°C

Porównując te materiały można zauważyć z rysunku 2.68, że spadek wytrzymałości

żeliwa ADI - EN-GJS-1200-2, w porównaniu do wyjściowego żeliwa sferoidalnego, jest

bardziej skokowy. Żeliwo sferoidalne w swojej końcowej fazie traci wytrzymałość do

wartości 62% wartości początkowej. Żeliwo ADI - EN-GJS-1200-2 traci natomiast

wytrzymałość do poziomu 35% wartości początkowej. Jest to spowodowane innym rodzajem

przebudowy mikrostruktury z ausferrytu do ferrytu i wyższą wytrzymałością wyjściową.

Materiał wytrzymuje więcej cykli cieplnych, a tym samym pozwala na obniżenie

wytrzymałości bez pęknięcia materiału. Oczywiście tak wysokie różnice w wartościach nie


131


byłyby możliwe, gdyby nie wysoka wytrzymałość wyjściowa badanego żeliwa ADI. Jest ona

prawie dwukrotnie wyższa niż wyjściowego żeliwa sferoidalnego, a przez to skala zmian w

trakcie procesu zmęczenia cieplnego będzie także większa.


EN-GJSNi1,5MoCu oraz ADI - EN-GJS 1200-2, temperatura pracy: 200÷725°C, próbka zablokowana

Analizując wartości bezwymiarowo (rys. 2.69÷2.70) można zauważyć, że żeliwo

ADI - EN-GJS-1200-2 traci szybciej swoją wysoką wytrzymałość niż żeliwo ADI - EN-GJS 800-8.

Wydaj się, że w przypadku żeliwa ADI - EN-GJS-800-8, dodatni wpływ na wolniejszy spadek

jego wytrzymałości ma wysoka plastyczność tego materiału. W przypadku żeliwa

ADI - EN-GJS-1200-2 plastyczność jest bardzo niska, niższa również niż żeliwa wyjściowego i

dlatego traci ono szybciej swoją wysoką wytrzymałość. Najniższe wytrzymałości żeliwa

ADI - EN-GJS-1200-2 uzyskano przy 63% zaawansowaniu zmęczenia cieplnego. Dla żeliwa

ADI - EN-GJS-800-8 tą samą względną wytrzymałość uzyskano przy 80% zaawansowania

zmęczenia cieplnego.


132



ADI -EN-GJS-800-8 oraz ADI - EN-GJS-1200-2, temperatura pracy: 200÷725°C, próbka zablokowana


Aby uzupełnić badania zmęczenia cieplnego należy ocenić, jak zmienia się w pod

wpływem tego procesu mikrostruktura i twardość żeliwa. Również i w przypadku tego

gatunku żeliwa ADI dodatki stopowe, a przede wszystkim molibden, nie pozwalają na pełną

stabilizację osnowy metalowej w podwyższonej temperaturze cykli cieplnych. Pierwiastki

stopowe jedynie opóźniają efekt przebudowy mikrostruktury. Osnowa zmienia się, zachodzi

jej przebudowa, która wpływa niekorzystnie na proces zmęczenia materiału.

Wyjściową postacią osnowy dla tego gatunku żeliwa jest ausferryt dolny. Dolny,

ponieważ uzyskany w dolnym zakresie temperatur hartowania izotermicznego (rys. 2.71a,b).

a/ b/

Rys. 2.71. Trawiona mikrostruktura wyjściowa żeliwa ADI - EN-GJS-1200-2 a) pow. 100x b) pow. 500x


133


Przemiany struktury zaczynają się już od pierwszych cykli cieplno-naprężęniowych. W

zależności od wysokości temperatury przebiegają one wolniej lub szybciej. Szybkość

przemian rośnie wraz ze zwiększaniem temperatury. W pierwszym etapie przebudowy

osnowy metalowej następuje rozdrobnienie igieł ausferrytu i pojawienie się pierwszych ilości

perlitu ziarnistego – rysunek 2.72a,b.

a/ b/

Rys. 2.72. Trawiona postać osnowy przejściowej żeliwa

ADI - EN-GJS-1200-2 a) pow. 100x b) pow. 500x

W dalszym etapie nagrzewania perlit ziarnisty zwiększa swój udział w osnowie,

stopniowo wypierając ausferryt. Zaczynają się również pojawiać pierwsze pola ferrytu

tworząc otoczki wokół kulek grafitu (rys. 2.73a,b).

a/ b/

Rys. 2.73. Trawiona mikrostruktura przejściowa żeliwa


Z dalszym wzrostem cykli cieplnych, a także przy wzroście temperatury nagrzewania

następuje dalsza ferrytyzacja osnowy metalowej. Dominujący perlit ziarnisty zostaje


134


zastępowany w coraz większym stopniu przez ferryt. Proces ten trwa do pełnej ferrytyzacji

osnowy, która obniżając Rm sprzyja wcześniejszemu pękaniu badanego materiału

(rys. 2.74a,b).

a/ b/

Rys. 2.74. Trawiona końcowa mikrostruktura żeliwa


Przemiany mikrostruktury prowadzą do zmian wskaźników właściwości

mechanicznych i dużych zmian twardości. Twardość materiału jest ściśle powiązana z

postacią jego mikrostruktury. Dodatki stopowe, które wprowadzono w celu stabilizacji

struktury w procesie zmęczenia cieplnego, niestety, spełniły swoje zadanie w ograniczonym

stopniu. Sterując ich niewielkimi zawartościami możemy opóźnić niekorzystne procesy

przebudowy mikrostruktury osnowy metalowej, bez możliwości jej całkowitej stabilizacji.


Zmiany twardości są konsekwencją zmian temperatury i są ściśle z nią powiązane.

Wykresy twardości są lustrzanym odbiciem wykresów z rozkładem temperatury. Mamy

zależność: wysoka twardość i odwrotnie niska temperatura.

Jak wynika to z przeprowadzonych badań przemiany struktury osnowy zaczynają się

po osiągnięciu temperatury około 550°C. Poniżej 500°C ausfferyt zarówno górny jak i dolny

jest stabilny. Ze wzrostem temperatury cyklu twardość obniża się. W próbce zilustrowanej na

rysunku 2.75 twardość przy nagrzewaniu do 550°C wynosi 340 HB. Ze wzrostem temperatury

cyklu nagrzewania do 650°C wartość twardości obniża się już do około 170 HB, pomimo

zachowania jeszcze dość wysokiej liczby cykli cieplnych. W centralnej części próbki twardość

spada do wartości 150 HB. Znając położenie po długości próbki, odczytane z wykresu,


135


możemy w tych samych miejscach analizować zmiany strukturalne w celu dokładniejszego

poznania mechanizmu zjawiska. W tabeli 2.16 przedstawiono zestawienie zbiorcze wartości

twardości z podziałem na zakresy cykli zmęczenia cieplnego i zakresy temperatury panujące

w punktach pomiarowych.

Rys. 2.75. Rozkład twardości i temperatury wzdłuż długości próbki żeliwa ADI - EN-GJS-1200-2,

linią przerywaną zaznaczono temperatury 550°C i 650°C

Tak jak nadmieniono wyżej w obszarach do około 500°C następuje umiarkowanie

niski spadek twardości. W zakresie 600÷650°C twardość spada już znacznie. Spadek wynosi

prawie 1/3 wartości początkowej. Ferrytyzacja osnowy w części środkowej próbki prowadzi

do spadków rzędu 2/3 wartości początkowej.

W przypadku realizacji innego zakresu temperatury cyklu zmęczeniowego, zmieni się

zarówno rozkład temperatury i rozkład twardości wzdłuż długości badanej próbki, po jej

pęknięciu. Niemniej jednak charakter zmian opisanego procesu będzie podobny. W

miejscach, gdzie temperatura będzie niższa, zmiany struktury, a co za tym idzie twardości

będą wolniejsze.


136


Tab. 2.16. Wyniki twardości w rozbiciu na zakresy zmęczeniowe i temperatury w poszczególnych

częściach próbki. Żeliwo ADI - EN-GJS-1200-2

450°C 500°C 550°C 600°C 650°C 700°C 750°C

Liczba cykli Temperatura cyklu

19800 200-650°C 373 321 306 215 158

14130 200-660°C 393 354 278 234 170

5626 200-670°C 393 363 255 150 106

4510 200-680°C 383 354 337 260 156

4130 200-690°C 415 363 298 255 133

3136 200-700°C 404 383 321 272 140 121

2678 200-710°C 438 404 363 298 292 153

1896 200-720°C 415 383 354 278 239 195

1181 200-730°C 415 337 329 244 177 135

1205 200-740°C 393 383 354 298 219 148

1350 200-750°C 404 345 337 329 278 195 143

1005 200-760°C 426 404 363 345 306 260 170

905 200-770°C 426 415 373 337 298 266 174

490 200-780°C 426 415 345 306 260 191 177

438 200-790°C 451 435 363 321 285 239 191

Twardość w danej temperaturze EN-GJS-1200-2


137


2.10. Naprężenia i odkształcenia w procesie zmęczenia cieplnego

żeliwa ADI

Badania procesów wywołanych cyklicznymi zmianami nagrzewania są jedną z odmian

badania procesów cieplnych. Procesy te nie opisują zagadnienia zmęczenia cieplnego,

ponieważ powszechnie przyjęto, że aby doszło do zjawiska zmęczenia cieplnego materiału

muszą występować naprężenia. Bez naprężeń cieplnych powstających w wyniku ograniczenia

wydłużenia cieplnego, nie można mówić o procesie zmęczenia cieplnego.

Z opisem poziomu wymuszenia odkształceń cieplnych związany jest współczynnik

cieplnego wymuszenia K. Jego szczegółowy opis przedstawiono w rozdziale 2.8.1 oraz w

części teoretycznej niniejszej pracy. Należy zaznaczyć, że współczynnik K jest jednym z

podstawowych, poza materiałowych czynników (parametrów) decydujący o poziomie

powstających naprężeń cieplnych i odkształceń i znacząco wpływa na liczbę cykli, które

wytrzymuje próbka poddana cyklicznemu nagrzewaniu. Teoretycznie, zgodnie z modelem

L. F. Coffina, wartość współczynnika K zawiera się w przedziale 0÷1. Współczynnik o wartości

K = 1 oznacza całkowite ograniczenia zmian wymiarowych badanej próbki. Wartość K = 0

odpowiada swobodnemu wydłużaniu się końca nagrzewanej próbki i oznacza brak naprężeń

w tak badanym elemencie (próbce).

Przykładami elementów konstrukcji z współczynnikiem K = 0 jest cienkościenna kokila

wykonana na przykład z cienkiej blachy. Przykładem konstrukcji z K = 1 jest żebro w kokili

pomiędzy sąsiednimi ściankami.

2.10.1. Wpływ naprężeń cieplnych

a) Zmiany wytrzymałości Rm

Z wcześniejszych prac [np. 16] z innymi niż ADI gatunkami żeliwa wynikało, iż

cyklicznie działające naprężenia cieplne przyśpieszają przebudowę struktury i zmiany

właściwości materiału. Przy tym samym zakresie zmian temperatury można, zmieniając

wartość współczynnika K, generować różne wartości naprężeń i odkształceń. Nasuwa się

pytanie, na ile w procesie degradacji materiału (przebudowy struktury i spadku właściwości

mechanicznych) odgrywa rolę sama cykliczna zmiana temperatury, a na ile działanie

cyklicznie zmieniającej się temperatury i naprężeń. Problem ten nabiera szczególnego

znaczenia przy badaniach materiałów z termodynamicznie niestabilna strukturą, do których


138


należy żeliwo ADI. W ramach badań nad zachowaniem się żeliwa ADI w warunkach

zmęczenia cieplnego przeprowadzono serię pomiarów, których celem było określenie roli

naprężeń w procesie zmian struktury i właściwości żeliwa ADI przy jego cyklicznym

nagrzewaniu. Badania prowadzono przy dwóch wartościach współczynnika K, na próbkach

swobodnych (K = 0) i próbkach zablokowanych (K = 0,70). Próbki, po wykonaniu

zaplanowanej serii cykli cieplnych, zdejmowano z aparatu do badań zmęczenia cieplnego i

poddawano rozrywaniu, w celu określenia doraźnej wytrzymałości na rozciągania. Wyniki

takich badań żeliwa ADI - EN-GJS-800-8 zamieszczono na rysunku 2.76.

Rys. 2.76. Wpływ cyklicznego nagrzewania żeliwa ADI - EN-GJS-800-8 w warunkach z naprężeniami

cieplnymi (próbka zablokowana) i przy ich braku (próbka swobodna) na wytrzymałość

Rm, badania w zakresie zmian temperatury: T = 200÷725°C

Wyniki badań potwierdzają, że naprężenia towarzyszące nierozdzielnie zmęczeniu

cieplnemu, przyśpieszają spadek wytrzymałość również żeliwa ADI. Badania prowadzone na

próbkach swobodnych pokazują, iż nawet przy braku naprężeń przebudowa struktury i

zmiany właściwości żeliwa ADI przebiegają dość szybko. Odnosi się to do temperatury Tmax =

725oC, przy której prowadzono badania. W obecności naprężeń zapewne szybciej

przebudowywana jest struktura, ale dodatkowo rozwijają się mikropęknięcia, co skutkuje

szybszą utratą wytrzymałości.


139


Rys. 2.77. Wpływ naprężeń i ich braku na wytrzymałość żeliwa ADI - EN-GJS-1200-2,

praca w zakresie 200÷725°C

Podobne badania przeprowadzono dla żeliwa ADI - EN-GJS-1200-2 (rys. 2.77). W tym

przypadku zmiany wytrzymałości przedstawione w ujęciu bezwymiarowym są jeszcze

większe. Również tutaj widać, że już samo działanie wysokiej, cyklicznie zmieniającej się

temperatury prowadzi do obniżenia wytrzymałości (co jest skutkiem przebudowy struktury),

to działanie naprężeń przyspiesza ten proces.

b) Zmiany twardości HB

Twardość jest właściwością mechaniczną żeliwa, która praktycznie zależy głównie od

rodzaju osnowy. Nie mają na nią istotnego wpływu ani wydzielenia grafitu, ani obecność

mikropęknięć. Jej zmiany oznaczają przebudowę osnowy. Dlatego badania zmian twardości

mogą być pośrednim dowodem na proces przebudowy struktury. Na próbkach po

wykonaniu oceny Rm wykonano, w pobliżu pęknięcia próbki, pomiary twardości. Jak w

przypadku badań Rm pomiary dotyczyły próbek po cyklicznym nagrzewaniu w warunkach

działania naprężeń i przy ich braku. Wyniki pomiarów zamieszczono na rysunku 2.78.

Na rysunku 2.78 pokazano spadki twardości próbek badanych z naprężeniami i bez

naprężeń. Spadek twardości jest wyraźny i znaczący. Badania prowadzono po 1000-u cyklach

zmęczeniowych


140


Rys. 2.78. Wpływ naprężeń i ich braku na twardość żeliwa ADI - EN-GJS-800-8 po 1000-u cyklach

pracy, temperatura T= 200÷725°C

Na krzywych rysunku 2.78 pokazano o ile spadała twardość w stosunku do wartości

początkowej w poszczególnych temperaturach cykli zmęczeniowych.

Należy stwierdzić, że naprężenia odgrywają dużą rolę w procesie zmian struktury i

właściwości materiału. Naprężenia wpływają na obniżenie liczby cykli cieplnych podczas

procesu zmęczeniowego. Poprzez przebudowę mikrostruktury wpływają również na

obniżenie twardości żeliwa i dużo szybsze obniżenie wytrzymałości niż jak w przypadku

próbek bez naprężeń.

Stopień zablokowanie próbek K decyduje o szybkości i jakości zmian zachodzących

podczas procesów cieplnych.

c) Naprężenia i odkształcenia w próbkach żeliwa ADI w procesie zmęczenia

cieplnego

Zgodnie z modelem doświadczeń L. F. Coffina o przebiegu zmęczenia cieplnego

decydują naprężenia i odkształcenia w każdym pojedynczym cyklu cieplnym, które powstają

w badanym materiale (próbce). Dlatego ważne jest poznanie ich przebiegów w badaniach

żeliwa ADI.

Konstrukcja stanowiska do badań zmęczenia cieplnego, wykorzystywanego w

niniejszej pracy umożliwia ciągłą rejestracje wielkości [16], które pozwalają obliczyć zarówno

wartości naprężeń jak i odkształceń powstających w próbkach poddanych zmęczeniu


141


cieplnemu. Z użyciem laserowego czujnika przemieszczeń dokonuje się pomiaru

przemieszczenia końca układu sprężystych drążków. Znając sztywność tego układu (stałą

odkształceń) można wyliczać wartość chwilowych naprężeń panujących w nagrzewanej

(chłodzonej) próbce. Równocześnie mierzona jest i zapisywana do systemu pomiarowego

wartość chwilowa temperatury. Daje to możliwość tworzenia wzajemnych powiązań:

temperatura – naprężenia. Dla wyliczenia wartości odkształceń sprężysto – plastycznych

powstających w próbce konieczne jest wykonanie pomiarów wydłużenia cieplnego próbki

swobodnej (niezablokowanej). Dlatego pełny pomiar stanu naprężeń i odkształceń przebiega

dwuetapowo i obejmuje każdorazowo:

w pierwszym etapie zapis przebiegu wydłużenia próbki swobodnej

nagrzewanej w danym zakresie temperatury.

w drugim etapie zapis wydłużenia (zmian wymiarów) próbkę zablokowanej,

nagrzewanej w tym samym zakresie zmian temperatury

W dowolnym momencie nagrzewania próbki istnieje ścisła zależność pomiędzy

odkształceniami próbki swobodnej a odkształceniami sprężysto-plastycznymi próbki

zablokowanej, (równanie 2.2 i 2.3).

Δlsw = Δlu + Δlsp+pl (2.2)

lub

ΔƐsw = ΔƐu + ΔƐsp+pl (2.3)

gdzie:

Δlsw – bezwzględne wydłużenie próbki swobodnej

ΔƐsw– względne wydłużenie próbki swobodnej

Δlu– bezwzględne wydłużenie próbki zablokowanej

ΔƐu – względne wydłużenie próbki zablokowanej

Δlsp+pl– bezwzględne sprężysto-plastyczne odkształcenie próbki

ΔƐsp+pl– względne sprężysto-plastyczne odkształcenie próbki


142


Tak więc obliczenia wartości odkształcenia sprężysto-plastycznego powstającego w

badanej próbce sprowadza się do wyznaczenia różnicy pomiędzy względnym wydłużeniem

próbki swobodnej a względnym wydłużeniem próbki zablokowanej – zależność 2.4.

ΔƐsp+pl= ΔƐsw - ΔƐu (2.4)

Wspólnie z rejestrowaniem naprężeń i odkształceń prowadzony jest ciągły pomiar

temperatury w próbce, co pozwala na wyznaczenie zależności naprężeń w funkcji czasu

σ = f (T) oraz odkształceń w funkcji czasu ΔƐsp+pl= f (T). Jak już to wcześniej zaznaczono, dla

obliczenia wartości naprężeń powstających w próbce podczas cyklicznego nagrzewania

dokonuje się pomiaru odkształceń układu sprężystych drążków (rys. 2.79).

Rys. 2.79. Ideowy model stanowiska z zaznaczonymi drążkami sprężystymi

1-próbka, 2-sztywna podstawa, 3a, b - drążki sprężyste, 4-czujnik pomiaru odkształceń [16]

Przykład zapisanego przebiegu odkształceń w próbce żeliwa ADI pokazano na rysunku

2.80. Pomiar wykonywany jest bezstykowo, przy użyciu laserowego czujnika przemieszczeń.

Przemieszczenia, określane w stosunku do położenia zerowego (bez naprężeń), przyjmują

najpierw wartości ujemne (ściskanie wydłużającej się próbki), a w dalszej kolejności wartości

dodatnie – co odpowiada rozciąganiu próbki, która w wyniku trwałych (plastycznych)

odkształceń fizycznie zmniejszyła swoją długość. W dalszej kolejności cyklicznego

nagrzewania realizowanego w ramach realizacji procesu zmęczenia cieplnego obserwuje się

przesuwanie zakresu odkształceń układu drążków w kierunku coraz wyższych wartości

dodatnich.


143


Wartość naprężeń powstających w próbce jest wprost proporcjonalna do

zarejestrowanych odkształceń sprężystego układu drążków pomiarowych. Dlatego przebieg

zmian naprężeń pokazany na rysunku 2.81 jest odwzorowaniem odkształceń wcześniej

zarejestrowanych (rys. 2.80). Wykonano pomiary stanu naprężeń w próbkach żeliwa ADI

nagrzewanego do wyższej temperatury, tj do 700oC (rys. 2.82) i do 750oC (rys. 2.83).

Podwyższanie maksymalnej temperatury cykli cieplnych prowadzi do kilku

nakładających się zjawisk. Z punktu widzenia kształtowania naprężeń, ze zwiększeniem Tmax

obserwuje się skrócenia czasu (liczby cykli) fazy wstępnej, która charakteryzuje się dużymi

zmianami wartości naprężeń z cyklu na cykl. Drugim charakterystycznym zjawiskiem jest

osiąganie przez naprężenia dużo wyższych wartości, co jest konsekwencją dużych

odkształceń plastycznych w próbce. We wszystkich przypadkach, dla badanych wartości

maksymalnej temperatury obserwuje się przechodzenia naprężeń w obszar rozciągania. To

te rozciągające naprężenia powodują „samorzutne” pękanie próbek, bez wprowadzania

zewnętrznej siły rozciągającej.

Rys. 2.80. Przemieszczenia (odkształcenia) sprężystych drążków pomiarowych zarejestrowany przy

nagrzewaniu żeliwa ADI w zakresie temperatury T = 200÷650°C


144


Rys.2.81. Zmiany naprężenia w próbce przy nagrzewaniu w zakresie: 200÷650oC

Rys. 2.82. Zmiany naprężenia w próbce przy nagrzewaniu w zakresie: 200÷700°C


145


Rys. 2.83. Zmiany naprężenia w próbce przy nagrzewaniu w zakresie: 200÷750°C

Dla pełniejszego obrazu zjawisk naprężeniowo – odkształceniowych przeprowadzono

opisane na wstępie pomiary i obliczenia pozwalające opisać przebieg zmian naprężeń w

pierwszych cyklach cielnych w układzie: σ = f (T). Przykłady wyników pomiarów i obliczeń

zamieszczono na rysunkach 2.84÷2.86, które odnoszą się kolejno do temperatury

nagrzewania Tmax = 650; 700 i 750oC. W pierwszej fazie nagrzewania, do momentu, kiedy

naprężenia ściskające narastające z podwyższeniem temperatury próbki nie przekraczają

granicy plastyczności, przyrost naprężeń jest proporcjonalny do przyrostu temperatury. Po

przekroczeniu tej granicy rozpoczyna się proces plastycznego odkształcania próbki przy

stałych lub niewiele wzrastających naprężeniach. Z rozpoczęciem chłodzenia naprężenia

ściskające zmniejszają swoja wartość i przy stosunkowo wysokiej temperaturze zaczynają

pojawiać się naprężenia rozciągające. Im wyższa temperatura Tmax tym większe odkształcenia

plastyczne już w pierwszych cyklach cieplnych (rys. 2.84÷2.86). Dlatego, ze zwiększeniem

temperatury cyklu w próbce, bardzo wcześnie pojawiają się destrukcyjnie działające wysokie

naprężenia rozciągające. Żeliwo ADI ze strukturą ausferrytyczną przy nagrzewaniu w

badanych zakresach temperatury i stopniu wymuszenia odkształceń K = 0,7 podlega już od

początku dość dużym odkształceniom plastycznym, podobnym jak w przypadku klasycznego

żeliwa sferoidalnego.


146


Rys. 2.84. Przebieg zmian naprężeń w próbce przy nagrzewaniu w zakresie: 200÷650°C

Pętla histerezy – Pierwszy cykl cieplny




147




Powstawanie tych naprężeń rozciągających w przypadku żeliwa jest szczególnie

niekorzystne, ponieważ materiał ten posiada dużo niższą odporność na działanie naprężeń

rozciągających niż ściskających. Oprócz tego, jak wykazano we wcześniejszych badaniach,

właściwości wytrzymałościowe żeliwa gwałtownie się zmniejszają po przekroczeniu

temperatury, w której następuje przebudowa wyjściowej osnowy metalowej w ferrytyczną.

W przypadku żeliwa ADI jest to około 475÷500°C.

Na rysunkach 2.87÷2.89 przedstawiono serię pętli histerezy. Są to pętle przebiegu

naprężeń powstających podczas kolejnych kilku (kilkunastu) cykli cieplnych w procesie

zmęczenia cieplnego żeliwa ADI. Na przywołanych rysunkach pokazano pętle w układzie

temperatura – naprężenia uzyskane dla zakresów temperatury Tmin = 200oC oraz Tmax= 650,

700 i 750°C. Obliczenia i graficzne przedstawienie ich wyników na rysunkach 2.90÷2.92

uzupełnia obraz narastających naprężeń w kolejnych cyklach cieplnych (pokazany wcześniej

na rysunkach 2.81÷2.83).


148


Rys. 2.87. Przebiegi zmian naprężenia w funkcji temperatury próbki przy nagrzewaniu w

zakresie: T= 200÷650°C (Pętla histerezy)

Rys. 2.88. Przebiegi zmian naprężenia w funkcji temperatury próbki przy nagrzewaniu w zakresie:

T = 200÷700°C (Pętla histerezy)


149


Rys. 2.89. Przebiegi zmian naprężenia w funkcji temperatury próbki przy nagrzewaniu w zakresie:

T= 200÷750°C. (Pętla histerezy)

Jak można zaobserwować ze wzrostem maksymalnej temperatury cyklu wzrasta

wartość plastycznych odkształceń. Duże odkształcenia wywoływane naprężeniami

ściskającymi prowadzą następnie do powstawania wyższych naprężeń rozciągających. W

skrajnych przypadkach, przy wysokiej temperaturze Tmax można się spodziewać, że

naprężenia rozciągające już po kilkudziesięciu cyklach mogą przekroczyć wytrzymałość

materiału i wywołać jego pęknięcie. Jak można zauważyć na pętlach histerezy, każdy cykl

cieplny, w którym nastąpiło skrócenie próbki kończy się przy wyższych naprężeniach

rozciągających. Pętle na wykresie „podnoszą się” ze wzrostem liczby cykli.

W układzie odkształcenia – naprężenia rys. 2.90÷2.92 pole pętli histerezy jest

proporcjonalne do ilości energii pochłoniętej przez materiał podczas jednego cyklu

cieplnego.

Zwiększenie maksymalnej temperatury cyklu prowadzi do rozpraszania coraz

większych ilości energii powodującej odkształcenia. W konsekwencji prowadzi to do spadku

liczby cykli zmęczeniowych i szybszego pęknięcia próbki.


150


Rys. 2.90. Zmiany odkształcenia w funkcji naprężenia w zakresie: 200÷650°C



151




152


2.11. Stabilność struktury żeliwa ADI w warunkach zmęczenia

cieplnego

Z punktu widzenia procesów zmęczeniowych ustalenie wartości temperatury, poniżej

której nie dochodzi do degeneracji struktury żeliwa ADI, jest niezwykle ważne. Jest ono

ważne także z punktu widzenia możliwości praktycznego wykorzystania tego żeliwa.

Badania zmian struktury w próbkach poddawanych zmęczeniu opisane we

wcześniejszej części pracy wskazywały, iż maksymalna temperatura, przy której struktura

ausferrytyczna jest jeszcze stabilna odpowiada w przybliżeniu wartości 500oC. Dla

potwierdzenia wyznaczonej w przybliżeniu temperatury stabilności struktury żeliwa ADI i dla

zweryfikowania tego ustalenia, przeprowadzono dodatkowe badania zmęczenia cieplnego w

zakresie temperatury cykli: T = 200÷500°C i T = 200÷475oC.

W obu przypadkach liczba cykli zmęczeniowych, którym podawano żeliwo

ADI – EN-GJS-1200-2 wynosiła 10.000 cykli cieplnych, wychodząc z założenia, iż jest to

wystarczająca liczba pozwalająca „wyrobić sobie opinię” o stabilności strukturalnej. Po

wykonaniu 10.000 cykli przerwano proces zmęczenia. Następnie określono wzdłuż długości

próbki twardość żeliwa oraz wykonywano badania metaloznawcze.

Na rysunku 2.93 pokazano rozkład twardości po długości próbki, którą wcześniej

poddano zmęczeniu (10.400 cykli) w zakresie temperatury T= 200÷500°C.

Rys. 2.93. Rozkład twardości w próbce żeliwa ADI – EN-GJS-1200-2 nagrzewanej w zakresie

temperatury 200÷500°C, liczba cykli N = 10400


153


Jak można zauważyć spadek twardości obserwowany w strefie występowania

najwyższej temparatury (500°C) próbki nie jest duży, a twardość nadal utrzymuje się na

poziomie ponad 400 HB.

W badaniach metalograficznych nie stwierdzono pojawienia się nowego, w

stosunku do początkowego ausferrytu, skadnika osnowy metalowej. Nie daje się

zaobserwować elemenów osnowy perlitycznej bądź ferrytycznej. Niewielkie zmiany

twardości wywoływane są prawdopodobnie jedynie zmianami struktury budowy ausferrytu.

Wyjaśnienie tych zmian wymagałoby dodatkowych, rozbudowanych analiz

metalograficznych wykraczajacych poza obszar realizowanej pracy.

Strukturę badaną w różnych miejscach długości próbki pokazano na rys.

2.94÷2.95.

a/ b/

Rys. 2.94. Struktura żeliwa ADI – EN-GJS-1200-2 po 10.400 cyklach zmęczenie cieplnego

(strefa nagrzań do 500oC) a/ pow x 200, b/ pow. x 500

a/ b/


(strefa nagrzań do 250-300oC) a/ pow x 200, b/ pow. x 500


154


Podobne badania żeliwa ADI – EN-GJS-1200-2 przeprowadzono po obnizeniu

temparatury maksymalnej cyklu do Tmax = 475°C. Chodziło o wyznacznie temperatury, przy

której proces zmęczenia cieplnego nie wywołuje jakichkolwiek zmian twardosci żeliwa ADI,

co pośrednio swiadczyłoby o stabilności struktury metalograficznej. Próbkę również podanno

badaniu HB i metalograficznym po wykonaniu 10.000 cyklach cieplnych.

Rys. 2.96. Rozkład twardości w próbce żeliwa ADI – EN-GJS-1200-2 w zakresie temperatury

200÷475°C, liczba cykli N=10400

Jak pokazano na rysunku 2.96 twardość wzdłuż długości próbki w tym zakresie

temperatury była już właściwie bez zmian. Wszelkie wahania wynikały raczej z

niedokładności pomiaru i odczytu niż z różnic w materiale. W skali procentowej te różnice

wynosiły około 3% w stosunku do wartości wyjściowej. Dla tego zakresu temperatury

wykonano również ocenę postaci osnowy metalowej. Wyniki pokazano na rys. 2.97÷2.98.

Badania metalograficzne pokazauję, iż mimo 10.000 cykli cieplnych postać

osnowy nie uległa zmianie. To bardzo istotne stwierdzenia, a w połączeniu z wynikami badań

twardości pozwalają sformułować ważny wniosek, iż żeliwo ADI poddane zmęczeniu

cieplnemu jest stabilne strukturalnie i zachowuje swoje właściwości mechaniczne (głównie

HB) jeśli temperatura maksymalna cyklu nie przekracza 475÷500°C. Teza ta odnosi się do

żeliwa zawierajacego dodatki stopowe jak podano w tabeli 2.5. Po przekroczeniu tego

zakresu temperatury następuje spadek twardości żeliwa i przebudowa jego ausferrytycznej

struktury, a szybkość tych zmian zwieksza się w miare podwyższania temperatury


155


maksymalnej cyklu cieplnego. Zmniejsza się wtedy również liczba cykli cieplnych, po których

pojawiają się pęknięcia zmęczeniowe próbki (materiału).

a/

b/


(strefa nagrzań do 475oC) a/ pow x 200, b/ pow. x 500

a/

b/


(strefa nagrzań do 250÷300oC) a/ pow x 200, b/ pow. x 500


156


2.12. Podsumowanie części badawczej

Odporność na zmęczenie cieplne żeliwa ADI to wypadkowa współdziałania wielu

czynników. Analizę wyników badań poszczególnych gatunków żeliwa ADI i wyjściowego

żeliwa sferoidalnego przedstawiono w rozdziałach, które ich dotyczyły. Proces zmęczenia

cieplnego jest procesem łączącym w sobie zjawiska zmęczenia i pełzania. Jest on procesem

bardzo złożonym, na który ma wpływ wiele czynników. Pierwszemu etapowi procesu

zmęczenia podczas nagrzewania próbek towarzyszą naprężenia ściskające. Podczas

chłodzenia procesowi towarzyszą naprężenia rozciągające. Procesowi temu towarzyszy

również szereg innych zjawisk takich jak: utlenianie, szoki temperaturowe, zmiany

właściwości fizycznych oraz mechanicznych materiału, powodując niejednokrotnie wzrost

szybkości postępowania niekorzystnych procesów (przemian struktury, utraty plastyczności i

wytrzymałości, itp.) [4 , 16, 35÷36].

W pracy, zgodnie z jej planem, dążono do ilościowego opisu odporności na zmęczenie

cieplne żeliwa ADI. W kolejnych rozdziałach przedstawiono proces wytworzenia żeliwa ADI i

wyniki badań jego struktury i właściwości. W ramach badań zmęczenia cieplnego

wyznaczono wpływ temperatury maksymalnej na liczbę cykli cieplnych, uznając, iż jest ona

najsilniej wpływającym parametrem. Pozwoliło to ustalić, od jakiej temperatury liczba cykli

cieplnych jest już zbyt niska i materiał nie opłaca się stosować od tego zakresu temperatur.

W każdym z rozdziałów dokonywano porównania odporności na zmęczenie badanego

gatunku żeliwa z gatunkami badanymi wcześniej. Pozwoliło to na ocenę czy żeliwo ADI z

wysoką plastycznością czy też wysoką wytrzymałością jest bardziej odporne na zmęczenie

cieplne.

Badania dodatkowe obejmowały określenie zmian żeliwa ADI wywołanych procesem

oddziaływaniem cyklicznych zmian temperatury i naprężeń, w tym zmian: mikrostruktury,

wytrzymałości i twardości. Zmianom tym przypisano wartości temperatury cykli cieplnych.

Przedstawiono jak proces zmęczenia wpływa na zmiany wytrzymałości i twardości i w jakim

stopniu je obniża w stosunku do wartości wyjściowej. Analizując przemiany strukturalne

żeliwa pokazano sekwencję przebudowy mikrostruktury z jej poszczególnymi fazami

przejściowymi aż do końcowego etapu, jakim była pełna ferrytyzacja osnowy metalowej.

W ostatnim rozdziale pracy wykonano badania, które miały na celu wskazanie na ile

zmiany struktury (i właściwości) żeliwa cyklicznie nagrzewanego wywoływane są samym


157


działaniem zmiennej temperatury (bez obecności naprężeń), a na ile równoczesnym

oddziaływaniem zmiennej temperatury i zmiennych (cieplnych) naprężeń. W wyniku tak

ukierunkowanych badań stwierdzono, iż naprężenia cieplne wyraźnie przyspieszają

przebudowę struktury żeliwa i przyspieszają zjawisko utraty wytrzymałości Rm żeliwa ADI. Z

badań wynika, że współczynnik „K” w dużym stopniu decyduje o szybkości procesów

zmęczenia cieplnego i szybkości przemian zachodzących w materiale.

W ostatnim rozdziale części badawczej pracy przedstawiono wyznaczoną

temperaturę, poniżej której nie następuję przebudowa mikrostruktury i są zachowane

wysokie właściwości wytrzymałościowe i twardości żeliwa ADI, pomimo dużej liczby cykli

cieplnych (>10.000). Trzeba zaznaczyć, że w procesie zmęczeniowym poza stopniem

wymuszenia odkształceń K próbki, bardzo ważna jest właśnie maksymalna temperatura

cyklu. To ona decyduje o szybkości przemian strukturalnych i zmianach właściwości żeliwa.

Poniżej przedstawiono rysunek 2.99, na którym pokazano wpływ temperatury na odporność

na zmęczenie cieple dla wszystkich badanych gatunków badanego żeliwa.

Rys. 2.99. Porównanie wpływu maksymalnej temperatury na zmęczenie cieplne żeliwa

EN-GJSNi1,5MoCu, ADI - EN-GJS-800-8, ADI - EN-GJS-1200-2

Pomimo w miarę wysokiej liczby cykli zmęczeniowych w zakresie temperatury do

650-670°C okazało się z badań, że temperaturą graniczną, do której może pracować żeliwo


158


ADI bez zmian struktury i zmian (spadku) twardości jest temperatura na poziomie

475÷500°C.

Przedstawiono również jak zmienia się wytrzymałość Rm wszystkich badanych

gatunkach żeliwa podczas narastania liczby obciążeń cieplnych. Im żeliwo ma wyższą

wyjściowa wytrzymałość, tym względne jej spadki na poszczególnych etapach procesu

zmęczenia są również większe. Wyniki przedstawiono na rys. 2.100.

Rys. 2.100. Wpływ zmęczenia cieplnego na wytrzymałość żeliwa:

EN-GJSNi1,5MoCu, ADI - EN-GJS-800-8, ADI - EN-GJS-1200-2, zakres temperatury: 200÷725°C

Z rysunku 2.101, na którym przedstawiono ujęcie bezwymiarowe wytrzymałości

względem liczby cykli cieplnych, widać, że żeliwo perlityczne zachowuję stosunkowo

najdłużej swoja wytrzymałość. Po wykonaniu około połowy cykli zmęczeniowych żeliwo to

zachowuje wytrzymałość na poziomie około 70% wartości wyjściowej. Żeliwa ADI w tym

samym poziomie zmęczenia tracą wytrzymałość w większym stopniu, do poziomu 45÷50%

wartości wyjściowej. Należy jednak pamiętać, iż żeliwo ADI miało wyjściowo wyższą

wytrzymałość niż wyjściowe żeliwo sferoidalne.


159


Rys. 2.101. Wpływ zmęczenia cieplnego na wytrzymałość żeliwa: EN-GJSNi1,5MoCu, ADI - EN-GJS-

800-8, ADI - EN-GJS-1200-2, zakres temperatury: 200-725°C, ujęcie bezwymiarowe


160


Wnioski

W tezach niniejszej pracy zakładano, iż żeliwo ADI może być dobrym materiałem do

pracy w warunkach zmęczenia cieplnego. Wyniki tych badan miały pozwolić na odpowiedź,

do jakiej temperatury można zastosować ten materiał i jak warunki zmęczenia cieplnego

wpływają na jego podwyższone parametry wytrzymałościowe. Badania miały pozwolić

również określić na ile przy zachowaniu temperatury „granicznej” to żeliwo straci swoje

właściwości w stosunku do wyjściowych. Badania mogą wspomóc pewną standaryzację,

polegającą na stosowaniu żeliwa ADI tylko do określonych temperatur wyznaczonych w

badaniach niniejszej pracy.

Procedura dowodzenia przyjętych tez przebiegała według założonego na początku

pracy planu badań. Opracowano koncepcję i metodykę badań na dostępnym stanowisku

badawczym, a następnie wykonano serię pomiarów, pozwalających wyznaczyć graniczną

liczbę cykli zmęczeniowych w pełnych zakresach temperatur oraz wykonać badania

dodatkowe, które poszerzały stan wiedzy na temat właściwości i zachowania tego nowego

tworzywa, jakim jest żeliwo ADI w warunkach podwyższonej i cyklicznie zmieniającej się

temperatury.

Na podstawie uzyskanych wyników badań można stwierdzić, że tezy pracy zostały

udowodnione, a zatem i cel pracy został osiągnięty.

Przeprowadzone badania ilościowe odporności na zmęczenie cieplne żeliwa

wyjściowego EN-GJSNi1,5MoCu oraz żeliwa ADI - EN-GJS-800-8 i ADI - EN-GJS-1200-2 - jak

również badania uzupełniające, w tym badania mikrostruktury, twardości, wytrzymałości,

oraz wpływu naprężeń pozwalają wyciągnąć następujące wnioski końcowe:

Wyniki badań zmęczenia cieplnego wszystkich gatunków żeliwa przy

jednoosiowym stanie naprężeń stanowią podstawę do oceny tego materiału do

pracy pod obciążeniem cieplnym w zakresie temperatury T= 200÷790°C.

Badania wpływu temperatury maksymalnej cyklu cieplnego wykazały jej istotny

wpływ na przebieg procesu zmęczeniowego i zachowanie się badanego materiału.

Zwiększenie temperatury maksymalnej cyklu powoduje zmniejszenie liczby cykli

cieplnych, które przenosi badane żeliwo.


161


Podczas cyklicznego naprzemiennego nagrzewania i chłodzenia próbek żeliwa ADI

następuje przebudowa ich osnowy metalowej. Z wyjściowej osnowy

ausfferytycznej następuje w pierwszej fazie jej przebudowa w perlit ziarnisty. W

dalszej fazie przemian faza perlitu ulega stopniowej przemianie w ferryt aż do

całkowitej ferrytyzacji. Na szybkość tych przemian wpływa zasadniczo

maksymalna temperatura cyklu zmęczeniowego (cieplnego).

Za przemianami postaci osnowy metalowej żeliwa ADI podążają także zmiany

wskaźników wytrzymałościowych. Ze wzrostem temperatury cyklu maleje

wytrzymałość żeliwa i jego twardość. Natomiast przy niskiej temperaturze Tmax <

500°C, liczba cykli nie wpływa znacząco na właściwości żeliwa (głównie HB). W

tych warunkach ausferrytyczna osnowa jest również stabilna.

Jak zaobserwowano, pękanie próbek wywołane jest dwoma procesami:

zmniejszaniem się wytrzymałości żeliwa i przesuwaniem się zakresu naprężeń

cieplnych z obszaru ściskania do obszaru rozciągania.

Badania wpływu samego cyklicznego nagrzewania („swobodne” próbki) i

cyklicznego nagrzewania z naprężeniami (zablokowane próbki) miały na celu

określenie roli naprężeń w procesie przebudowy struktury i zmianach właściwości

żeliwa ADI. Naprężenia cieplne przyśpieszają przebudowę struktury i utratę

wysokich właściwości wytrzymałościowych tego żeliwa.

Jak wynika z badań przeprowadzonych w niniejszej pracy, żeliwo ADI poddane

zmęczeniu cieplnemu, zachowuje wysokie właściwości wytrzymałościowe (Rm, HB)

do temperatury 475÷500°C. Powyżej zaczyna się przebudowa mikrostruktury

metalowej i spadki właściwości wytrzymałościowych.

Osnowa ausferrytyczna, uzyskana w żeliwie ADI zawierającym dodatki stopowe w

ilości: Mo - 0,3%, Cu – 0,6% i Ni – 1,4% jest stabilna w warunkach zmęczenia

cieplnego do temperatury Tmax. nie wyższej niż 475÷500°C.


162


Przeprowadzone badania żeliwa ADI wskazują, iż może ono być dobrym

materiałem np. na formy metalowe dla odlewnictwa ciśnieniowego, głównie dla

stopów cynku.


163


Literatura

[1] Praca zbiorowa: Odlewnictwo XXI w. Stan aktualny i kierunki rozwoju metalurgii i

odlewnictwa stopów żelaza. Instytut Odlewnictwa, Kraków 2003.

[2] Praca zbiorowa: Forum inżynierskie - Rozwój technologii żeliwa ADI w Polsce. Instytut

Odlewnictwa, Kraków 2009

[3] Praca zbiorowa pod redakcją J. Sobczaka: Prognozy i trendy rozwojowe w

odlewnictwie światowym i krajowym. Instytut Odlewnictwa, Kraków 2011.

[4] Zych J.: Zmęczenie cieplne żeliwa przeznaczonego na formy metalowe.

PAN Oddział Kraków. Prace komisji Metalurgiczno - Odlewniczej, Metalurgia 38,

Kraków 1988.

[5] Myszka D., Kaczorowski M., Tybulczuk J.: Żeliwo sferoidalne ausferrytyczne

bezpośrednio hartowane izotermicznie. Wydawnictwo Instytutu Odlewnictwa,

Kraków 2003.

[6] Tybulczuk J., Kowalski A.: Żeliwo ADI. Własności i zastosowanie w przemyśle. Atlas

odlewów. Instytut Odlewnictwa, Kraków 2003.

[7] Guzik E.: Procesy uszlachetniania żeliwa. Wybrane zagadnienia. Archiwum

Odlewnictwa, Monografia nr 1, Katowice 2001.

[8] Kowalski A.: Przeprowadzenie prób i wykonanie odlewów z żeliwa ADI z

wykorzystaniem potencjału technologicznego Huty Małapanew S.A. Kraków 1999-

2001.

[9] Piaskowski J., Jankowski A.: Żeliwo sferoidalne. Wyd. Naukowo-Techniczne,

Warszawa 1974.

[10] Kowalski A.: Materiały szkoleniowe z żeliwa sferoidalnego dla Huty Małapanew S.A. w

Ozimku. Kraków 1999-2000.

[11] Dymski S.: Kształtowanie struktury i właściwości mechanicznych żeliw sferoidalnego

podczas izotermicznej przemiany bainitycznej. Wydawnictwo Uczelniane Akademii

Techniczno-Rolniczej w Bydgoszczy. Bydgoszcz 1999.

[12] Sorelmetal: O żeliwie sferoidalnym. Wydanie polskie nakładem Metals & Minerals,

Warszawa 2006.

[13] Stephen I. Karsay - Żeliwo sferoidalne. I wytwarzanie, Quit – Fer et Titane Inc.

Wydano nakładem Metals & Minerals, Warszawa 2000.

[14] Dorazil E., Kraus V.: Slevarenstvi. T. 19, nr 9, 1971.


164


[15] Lelito J.: Analiza efektów cieplnych i zmian struktury w procesie otrzymywania żeliwa

ADI. Praca doktorska, Kraków 2001..

[16] Zych J.: Zagadnienia zmęczenia cieplnego wybranych gatunków niskostopowego

żeliwa stosowanego na formy metalowe. Praca doktorska, Kraków 1986.

[17] Falęcki Z.: Odlewnictwo żeliwa. Wydawnictwo Akademii Górniczo-Hutniczej, skrypt

uczelniany nr 654, Kraków 1978.

[18] Kowalski A.: Rola krzemu, niklu i miedzi w kształtowaniu struktury i własności żeliwa

ADI. Biuletyn Instytutu Odlewnictwa nr 1, Kraków 1998.

[19] Kosowski A., Podrzucki Cz.: Żeliwo stopowe. Skrypt AGH nr 825, Kraków 1981.

[20] Gierek A., Bajka L.: Żeliwo stopowe, jako tworzywo konstrukcyjne. Wydawnictwo

Śląsk, Katowice 1976.

[21] Gazda A.: Kinetyka rozpadu struktury ausferrytycznej miedziowo-niklowego żeliwa

ADI. Prace Instytutu Odlewnictwa. Tom L, zeszyt 4, Kraków 2010.

[22] Dymski S., Giętka T., Stawicka Z.: Analiza statystyczna wpływu składu chemicznego na

własności mechaniczne żeliwa ADI - Cz. II żeliwo stopowe. Archiwum Odlewnictwa,

Rok 2006, rocznik 6 nr 18 (2/2).

[23] Kowalski A.: Wytyczne produkcji żeliwa sferoidalnego w Hucie Małapanew S.A.

Instytut Odlewnictwa, Kraków 1999.

[24] Podrzucki Cz.: Żeliwo. Struktura, właściwości, zastosowanie. Tom 1, 2 Wydawnictwo

ZG STOP, Kraków 1991.

[25] Kapturkiewicz W.: Modelowanie krystalizacji odlewów żeliwnych. Wydawnictwo

Naukowe Akapit, Kraków 2003.

[26] Pietrowski S.: Żeliwo sferoidalne o strukturze ferrytu bainitycznego z austenitem lub

bainitycznej. Archiwum Nauki o Materiałach. T. 18 nr 4, Kraków 1997.

[27] Morgan H. L.: British foundryman. T. 80, nr 2 – 3, Manchester 1987.

[28] Darwish N., Elliott R.: Austempering of Low Manganese Ductile Irons, Part 2 - In-

fluence of Austenitising Temperature. Materials Science and Technology, vol. 9, 1993.

[29] Darwish N., Elliot R.: Austempering of Low Manganese Ductile Irons, Part 1 -

Processing window. Materials Science and Technology, vol. 9, 1993.


165


[30] Darwish N., Elliott R.: Austempering of Low Manganese Ductile Irons, Part 3 - Var-

iation of Mechanical Properties with Heat Treatment Conditions. Materials Science

and Technology, vol. 9, 1993.

[31] Hayrynen K. L., Brandenberg K. R.,Keough J. R.: Applications of Austempered Cast

Irons. AFS Transactions 02-084, 2002.

[32] Keough J.: Heavy Section ADI? DIS Meeting 27-29 October 2010 Cleveland, Materiały

konferencyjne.

[33] Kosowski A.: Odporność żeliwa na wstrząsy cieplne. Przegląd mechaniczny 24/1967.

[34] Zych J.: Wpływ molibdenu na odporność na zmęczenie cieplne żeliwa z grafitem

płatkowym, wermikularnym i sferoidalnym. XX Konferencja Wydziału Odlewnictwa

AGH - Nowoczesne Tendencje w Odlewnictwie, 8-10 Czerwca 1995Kraków.

[35] Zych J.: Badania zmęczenia cieplnego żeliwa. IX Sympozjum Naukowe z okazji Dni

Odlewnika, AGH Kraków 1983.

[36] Zych J.: Ocena odporności na zmęczenie cieplne żeliwa szarego, wermikularnego i

sferoidalnego. Konferencja Naukowa z okazji Dnia Odlewnika. AGH, Kraków 1996.

[37] Weroński A.: Zmęczenie cieplne metali. Wydawnictwa Naukowo-Techniczne,

Warszawa 1983.

[38] Kocańda S.: Zmęczeniowe pękanie metali. Wydawnictwo Naukowo-Techniczne,

Warszawa 1985.

[39] Kocańda S.: Zmęczeniowe niszczenie metali. Wydawnictwo Naukowo-Techniczne,

Warszawa 1972.

[40] Turno A.: Zmęczenie metali. Wydawnictwo Naukowo-Techniczne, Warszawa 1962.

[41] Żuchowski R.: Analiza procesu zniszczenia podczas zmęczenia cieplnego metali.

Wydawnictwo Politechniki Wrocławskiej, Wrocław 1986.

[42] Żuchowski R.: Zmęczenie cieplne metali i elementów konstrukcji. Wydawnictwo

Politechniki Wrocławskiej, Wrocław 1981.

[43] Romanowicz P.: Analiza zmęczeniowa wybranych elementów maszyn pracujących w

warunkach kontaktu tocznego. Praca doktorska. Politechnika Krakowska, Kraków

2009.

[44] Weroński A., Hejwowski T.: Problematyka trwałości elementów pracujących przy

podwyższonych temperaturach. Wydawnictwo Uczelnianie Politechniki Lubelskiej,

Lublin 1993.


166


[45] Piekarski B.: Odlewy ze staliwa austenitycznego w budowie pieców do nawęglania.

Prace naukowe Politechniki Szczecińskiej nr 573. Wydawnictwo Uczelniane

Politechniki Szczecińskiej, Szczecin 2003.

[46] Piekarski B.: Odlewy ze stopów żarowytrzymałych w piecach do obróbki cieplnej.

Wydawnictwo Uczelniane Zachodniopomorskiego Uniwersytetu Technologicznego w

Szczecinie, Szczecin 2012.

[47] Albert W. A. J.: Über Treibseile am Harz. Archiv für Mineralogie, Georgnoise, Bergbau

und Hüttenkunde, no. 10, 1837.

[48] Wöhler A.: Versuche zur Ermittlung der auf die Eisenbahnwagenachsen einwirkenden

Kräfte und die Widerstandsfähigkeit der Wagen-Achsen, Zeitschrift für Bauwesen, no.

X, 1860.

[49] Wöhler A.: Bericht über die Versuche, welche auf der königl. Niederschlesisch-

märkischen eisenbahn mit Apparaten zum Messen der Biegung und Verdehung von

Eisenbahnwagenachsen während der Fahrt angestellt wurden, Zeitschrift für

Bauwesen, no. VIII, 1858.

[50] Wöhler A.: Über Versuche zur Ermittlung der Festigkeit von Achsen, welche in den

Werkstätten der Niederschlesisch-Märkischen Eisenbahn zu Frankfurt a.d.O.

angestellt sind, Zeitschrift für Bauwesen, no. XIII, 1863.

[51] Wöhler A.: Resultate der in der Central-Werkstatt der Niederschlesisch-Märkischen

Eisenbahn zu Frankfurt a.d.O. angestellten Versuche über die relative Festigkeit von

Eisen,Stahl und Kupfer, Zeitschrift für Bauwesen, no. XVI, 1866.

[52] Wöhler A.: Über die Festigkeits-Versuche mit Eisen und Stahl, Zeitschrift für

Bauwesen, no. XX, 1870.

[53] Wöhler A.: Über die Festigkeitsversuche mit Eisen und Stahl. Auf Anordnung des

Ministers für Handel, Gewerbe u. öffentl. Arbeiten, Grafen Itzenblitz, angestellt.

Berlin, Ernst und Korn, 1870

[54] Wöhler A.: Achsen, deren Dimensionen, Form der Achsschenkel, Material, in

Handbuch für Spezielle Eisenbahn-Technik. 2. Band. Der Eisenbahn-Wagenbau in

seinem ganzen Umfange. E. Heusinger von Waldegg Hrsg. Verlag Wilhelm Engelmann,

Leipzig, 1870.

[55] Sines G.: Behaviour of metals under complex static and alternating stresses, Metal

Fatigue, McGraw Hill, New York 1959.


167


[56] Crossland B.: Effect of large hydrostatic pressures on the torsional fatigue strength of

an alloy steel, in In: Proceedings of the International Conference on Fatigue of

Metals, Institution of Mechanical Engineers, London 1956.

[57] Roehring K.: Thermal fatigue of gray and ductile irons. AFS Transactions, 1978.

[58] Barta B., Skrbek B.: Thermal fatigue of grey cast iron. Slevarenstvi No. 4, 1985.

[59] Halford G. R.: Low-Cycle Thermal Fatigue. NASA Technical Memorandum 87225.

Cleveland, Ohio February 1986.

[60] Fredriksson H., Sunnerkrantz P. A., Ljubinkovic P.: Relationship between structure and

thermal fatigue in cast iron. Materials Science and Technology Vol. 4, March 1988

[61] Chengbi G., Weisheng Z.: Thermal fatigue and fracture mechanics analysis of grey

cast iron. Acta Metallurgica Sinica, Series A vol. 2, No. 3, 1989.

[62] Zych J., Jędrzejczyk D.: Badania odporności na zmęczenie cieplne żeliwa z grafitem

wermikularnym. Przegląd Odlewnictwa Nr 6, Kraków 1991.

[63] Cavallini M., Bartolomeo, O. D, Lacoviello F.: Fatigue crack propagation damaging

micromechanism in ductile cast irons. Engineering Fracture Mechanics 75/2008.

[64] Litao Dong, Rongchang Liu, Xingyuan Li, Xiuhong Chen: Study on thermal fatigue

behaviour of hot deformed wear resistance cast iron and effect of carbide. Journal of

Rare Earths, Issue S2, Year 2007.

[65] Mellouli D., Haddar N., Köster A., Toure A., Marie L.: Thermal fatigue of cast irons for

automotive application. Materials and Design 32/2011.

[66] Cheng C. P., Chen S. M., Lui T. S., Chen L. H.: High-Temperature Tensile Deformation

and Thermal Cracking of Ferritic Spheroidal Graphite Cast Iron. Metallurgical and

Materials Transactions, Vol. 28 A, 1997.

[67] Dai W. S., Ma M., Chen J. H.: The thermal fatigue behavior and cracking

characteristics of hot-rolling material. Materials Science and Engineering A 448, 2007.

[68] Ładecki B., Skowronek T.: Analiza przyczyn przedwczesnego niszczenia

zmęczeniowego żeliwnych elementów pras hutniczych. Zeszyty naukowe Politechniki

Opolskiej, Seria Mechanika, Zeszyt nr 64/2001.

[69] Polovinczuk V.P.: Wear-resistant stable-mottled Cast Iron used in Conditions involving

Thermal Cycling. Cast Metals, Vol. 1, 1991.

[70] Cieśla M., Warchoł A.: Materiałowe kryteria doboru żeliw szarych na metalowe formy

trwałe. Hutnik-Wiadomości Hutnicze, Nr 10/1993.

http://caod.oriprobe.com/journals/zgxtxb-e/%e7%a8%80%e5%9c%9f%e5%ad%a6%e6%8a%a5_%e8%8b%b1%e6%96%87%e7%89%88_.htm

http://caod.oriprobe.com/journals/zgxtxb-e/%e7%a8%80%e5%9c%9f%e5%ad%a6%e6%8a%a5_%e8%8b%b1%e6%96%87%e7%89%88_.htm


168


[71] Lee S., Hyung K. D., Ryu J. H., Shin K.: Correlation of Microstructure and Thermal

Fatigue Property of Three Work Rolls. Metallurgical and Materials Transactions, Vol.

28 A, 1997.

[72] Hayashi M.: Features on thermal fatigue of ferrite matrix ductile cast iron. Elsevier

Science Ltd, 1998 (Low Cycle Fatigue and Elasto-Plastic Behaviour of Materials).

[73] Toktas G., Toktas A., Tayanc M.: Influence of matrix structure on the fatigue

properties of an alloyed ductile iron. Materials and Design 29/2008.

[74] Chan K. S.: Roles of microstructure in fatigue crack initiation. International Journal of

Fatigue 32/2009.

[75] Germann H., Starke P., Kerscher E., Eifler D.: Fatigue behaviour and lifetime

calculation of the cast irons EN-GJL-250, EN-GJS-600 and EN-GJV-400. Procedia

Engineering 2/2010.

[76] Jeong Bong-Yong, Chang Jeong-Ho, Kim Myung-Ho: Thermal fatigue characteristics of

plasma duplex treated nodular cast irons. Surface & Coatings Technology 205/2010.

[77] Zych J., Żyrek A.: Wytwarzanie w Odlewni Metalpol żeliwa wermikularnego w

technologii in - mold, ocena jego odporności na zmęczenie cieplne. Archives of

foundry and engineering, Volume X, Issue X/2011.

[78] Park Y. J, Gundlach R. B, Janowak J. F.: Effects of molybdenum on thermal fatigue

resistance of ductile and compacted graphite irons. Transactions of the American

Foundrymen's Society V 95/1987.

[79] Hong-Bo Z., Yong-Sheng Y., Xiao-Liang S., Qin H., Qi-Jie Z.: Influence of Niobium on

Thermal Fatigue Properties of Gray Cast Irons. Materials Science and Engineering

College, Shanghai University, Shanghai China 2011.

[80] Hayashi M.: Thermal fatigue life prediction. Veryfikation of Coffin-Manson`s law in

the range of α-γ. Transformation on ferrite matrix ductile iron. Low Cycle Fatigue and

Elasto - Plastic Behaviour of Materials 2004.

[81] Mroziński S.: Stabilizacja własności cyklicznych metali i jej wpływ na trwałość

zmęczeniową. Wydawnictwa Uczelniane Uniwersytetu Technologiczno-

Przyrodniczego, Bydgoszcz 2008.

[82] Petreneca M., Tesarová H., Beranc P., Šmída M., Roupcováa P.: Comparison of low

cycle fatigue of ductile cast irons with different matrix alloyed with nickel. Procedia

Engineering 2/2010.


169


[83] Collini L., Pirondi A., Bianchi R., Cova M., Milella P. P.: Influence of casting defects on

fatigue crack initiation and fatigue limit of ductile cast iron. Procedia Engineering

10/2011.

[84] Martínez-Madrid M., Acosta M. A., Torres-Acosta A., Rodríguez R., Castaño T. and

V.M.: Effects of Austempering Temperature on Fatigue Crack Rate Propagation in a

Series of Modified (Cu, Ni, and/or Mo) Nodular Irons. Journal of Materials

Engineering and Performance, Volume 16, 2002.

[85] Mouri H., Hayashi M., Wunderlich W.: Effect of dynamic strain aging on high

temperature low cycle fatigue of ferritic ductile cast iron. Proc. Int. Conf. Low cycle

fatigue (LCF6) Berlin, 8-12.09.2009.

[86] Schutz W., Heuler P.: The fatigue properties of ductile cast irons and ways improving

tchem. 2nd International ADI Seminar, Helsinki, Finland 1994.

[87] Bagnoli F., Dolce F., Bernabei M.: Thermal fatigue cracks of fire fighting vehicles gray

iron brake discs. Engineering Failure Analysis 16/2008.

[88] Choi B. H, Nam J. H., Lee S. W., Kwak S. Y., Choi J. K.: Numerical and experimental

study on thermal stress in grey iron castings. International Journal of Cast Metals

Research, Vol. 20/2007.

[89] Okrajni J., Plaza M.: Simulation of the fracture proces of materials subjected to low-

cycle fatigue of mechanical and thermal character. Journal of Materials Processing

Technology, No. 53/ 1995.

[90] Buni S. Y., Raman N., Seshan S.: The role of graphite morphology and matrix structure

on low frequency thermal cycling of cast irons. Sadhana Vol. 29, Part 1, 2004.

[91] Buni S. Y., Raman, N., Seshan S.: Thermal fatigue behavior of cast irons. Indian

Foundry Journal, V 8, N 1, P 11-16, Jan 1992.

[92] http://www.durhamfoundry.com/austempered_ductile_iron.htm

Z dnia 01.11.2011.

[93] Lin C. K., Hung T. P.: Low-cycle fatigue behavior of austempered ductile iron. Korean

Foundrymen's Society-Proceedings of the Third Asian Foundry Congress, Kyongju,

Korea, Nov 8-10, 1995.

[94] Lin C. K., Pai Y. L: Low-cycle fatigue of austempered ductile irons at various strain

ratios. International Journal of Fatigue 21/1999.

[95] Feng H. P., Lee S. C., Hsu C. H., Ho J. M.: Study of high cycle fatigue of PVD surface-

modified austempered ductile iron. Materials Chemistry and Physics 59/1999.


170


[96] Hwang J. R., Perng C. C. , Shan Y. S.: Low-cycle fatigue of austempered ductile irons.

International Journal of Fatigue Volume 12, Issue 6, 2003.

[97] Zanardi F.: Fatigue properties and machinability of ADI. La metallurgia italiana

10/2005. Paper presented at the 2nd New Developments in Metallurgical Process

Technology.

[98] Lim Bokkyu, Choi Youngwoo: Effect of Semi Austempering Treatment on the Fatigue

Properties of Ductile Cast Iron. Key Engineering Materials Vol. 345-346/2007.

[99] Vechet S., Kohout J., Klakurkova L.: Fatigue Properties of Austempered Ductile Iron in

Dependence on Transformation Temperature. Materials Science (MEDŽIAGOTYRA).

Vol. 14, No. 4, 2008.

[100] Alaalam M. H.: Fatigue Properties of an Alloyed Austempered Ductile Iron of Initially

Ferritic Matrix Structure Using Thermography as NDT. The 2nd International

Conference on Technical Inspection and NDT. Teheran Iran 2008.

[101] Yazdani S., Sadighzadeh Benam A., Avishan B.: Effect of Austempering Temperature

on High Cycle Fatigue Behavior of an Austempered Ductile Iron (ADI). Key Engineering

Materials Vol. 457/2011.

[102] Lin C. K., Lai P. K., Shih T. S.: Influence of microstructure on the fatigue

properties of austempered ductile irons-I. High-cycle fatigue. Int. Journal Fatigue Vol.

18, No. 5. 1996.

[103] Lin C. K., Lai P. K., Shih T. S.: Influence of microstructure on the fatigue

properties of austempered ductile irons-II.Low-cycle fatigue. Int. Journal Fatigue Vol.

18, No. 5, 1996.

[104] Massone J. M., Boeri R. E., Sikora J. A.: Changes in the structure and properties of ADI

on exposure to high temperatures. Internationall Journal Cast Metals Res. No. 9,

1996.

[105] Greno G. L., Pardo E. L., Boeri R. E.: Fatigue Austempered Ductile Iron. AFS

Transactions, No. 9/1998.

[106] Greno G. L., Otegui J. L., Boeri R. E.: Mechanisms of fatigue crack growth in

Austempered Ductile Iron. International Journal of Fatigue 21/1999.

[107] Magalhães L., Seabr J., Sá C.: Experimental observations of contact fatigue crack

mechanisms for austempered ductile iron (ADI) discs. Wear 246/2000.

[108] Nishimura H., Futoshi N., Kazuhiro M.: Study of Low Cycle Fatigue Life in

Austempered Spheroidal Graphite Cast Iron. Transactions of the Japan Society of

Mechanical Engineers, Vol. 67, No. 658, Year 2001.

http://www.sciencedirect.com/science/journal/01421123

http://www.sciencedirect.com/science?_ob=PublicationURL&_hubEid=1-s2.0-S0142112300X01326&_cid=271481&_pubType=JL&view=c&_auth=y&_acct=C000228598&_version=1&_urlVersion=0&_userid=10&md5=38a8cb43d76dd69773bffcacc7ac44e1


171


[109] Chapetti M. D.: High-cycle fatigue of austempered ductile iron (ADI). International

Journal of Fatigue 29/2007.

[110] Tayanc M., Aztekin K., Bayram A.: The effect of matrix structure on the fatigue

behavior of austempered ductile iron. Materials and Design 28/2007.

[111] Bubenko L., Konečná R., Nicoletto G.: Fatigue crack propagation through

Austempered Ductile Iron microstructure. Materials Engineering, Vol. 17, 2010, No. 3.

[112] Hsu C. H., Lu J. K., Tsai R. J.: Effects of low-temperature coating process on

mechanical behaviors of ADI. Materials Science and Engineering A 398/2005.

[113] Lin C. K., Fu C. S.: Low-Cycle Fatigue of Austempered Ductile Irons in Various-Sized Y-

Block Castings. Materials Transactions, JIM, Vol. 38, No. 8, 1997.

[114] Wohlfahrt M., Oberwinkler C., Tunzini S., Rauscher A., Caballero R. de la Prida,

Eichlseder W.: The role of sampling position on fatigue of austempered ductile iron.

Procedia Engineering 2/2010.

[115] Krawczyk Ł.: Zmęczenie cieplne stopów Al -Si przeznaczonych na tłoki silników

spalinowych. Praca doktorska, Kraków 2011.

[116] Orłoś Z.: Naprężenia cieplne. Wydawnictwo Naukowe PWN, Warszawa 1991.

[117] Kulpa A.: Wpływ miedzi i niklu na kinetykę ausferrytyzacji w żeliwie sferoidalnym.

Praca inżynierska. Kraków AGH 2013.

[118] Zych J., Wróbel J.: Wpływ zmęczenia cieplnego żeliwa GJSNi1,5MoCu – bazowego do

wytwarzania ADI - na strukturę i wytrzymałość. Archives of Foundry Engineering, Vol.

10, Special Issue 2/2010.

[119] Wróbel J.: Badania zmian mikrostruktury i właściwości mechanicznych żeliwa

GJSNi1,5MoCu (wyjściowego dla ADI) wywołanych zmęczeniem cieplnym. XV

Międzynarodowa Konferencja Młodzi Dla Nauki I Przemysłu. Kraków AGH, 2010.

[120] Zych J., Wróbel J.: Żeliwo ADI – tworzywo na konstrukcje pracujące w warunkach

zmęczenia cieplnego. Przegląd Odlewnictwa 5-6/2011.

[121] Zych J., Wróbel J.: ADI – Ein Konstruktionswerkstoff mit Widerstandsfähigkeit gegen

thermische Ermüdung. 10/2011 GIESSEREI-PRAXIS.

[122] Zych J., Wróbel J.: Zmiany mikrostruktury I twardości żeliwa EN-GJS 800-8 (ADI)

wywołane zmęczeniem cieplnym. Archives of Foundry Engineering, vol. 12 Special

Issue 1/2012.

Documents

"Odporność na zmęczenie cieplne żeliwa ADI"