Zeszyty Naukowe Akademii Techniczno-Rolniczej im. Jana i Jędrzeja Śniadeckich w Bydgoszczy. Mechanika, z.38 (193), 1995

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


ZESZYTY NAUKOWE NR 193 


MECHANIKA 38 


G- 


"WSPÓŁCZESNE ZAGADNIENIA W MATERIAŁOZNAWSTWIE 
t I TECHNOLOGll BEZWIÓROWEJ" - WRZESIEŃ 1995 


B Y D G O S Z C Z - 1995
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA 
I M. J A N A I J Ę D R Z E JAŚ N I A D E C K I C H 
W BYDGOSZCZY 


ZESZYTY NAUKOWE NR 193 


MECHANIKA 38 


BYDGOSZCZ - 1995
>>>
PRZEWODNICZĄCY KOMITETU REDAKCYJNEGO 
prof. dr hab.Ojcumiła Stefaniak 


REDAKTOR NAUKOWY 
prof. dr hab. inż. Maciej Woropay 


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


KOMITET ORGANIZACYJNY 
l. prof. dr hab. inz. Eugeniusz Ranatowski 
2. dr inż. Zygmunt Stankiewicz 
3. dr inz. Marek Kochowicz 
4. dr inż. Stanisław Dymski 
5. dr inż. Zdzisław Ławrynowicz 
6. mgr Zofia Stawicka 


- przewodniczący 
- v-ce przewodniczący 
- sekretarz naukowy 


Wydano za zgodą Rektora 
Akademii Techniczno-Rolniczej 
w Bydgoszczy 


ISSN 0208-6395 


WYDAWNICTWO UCZELNIANE 
AKADEMII TECHNICZN0-ROLNICZEJ W BYDGOSZCZY 


Wyd. I. Nakład 150 egz. Ark. wyd. 16,8. Ark. druk. 15,75. Papier kI. III. 
Oddano do druku we wrześniu 1995 r. Druk ukończono we wrześniu 1995 r. 
Zakład Poligraficzny Kubik & Krause, 85-184 Bydgoszcz, ul. Cmentarna 84, tel. 719-546
>>>
. 



 


..... 


/ 


Profesor dr hab. inż. Henryk Oleszycki 
Kierownik Katedry Materiałoznawstwa 
i Technologii Metali 
1952 - 1994 


Z okazji 50 -lecia 
pracy zawodowej i naukowej 
artykuły tu wydrukowane Jemu dedykują 


uczniowie. koledzy 
i współpracownicy
>>>
Spis treści 


str. 


I. Henryk Oleszycki - Katedra Materiałoznawstwa i Technologij Metali, Jej 
stan i historia..... ..... .... ..............,....................... ....,..... ............. ............ ...... ..... 7 


2. Wacław Ptak, Jan S. Rączka, Adam Tabor - Nowe staliwo chromowo- 
niklowe ijego .. spawanie............................................................................... 13 


3. Stanisław M. Pytel, Anna M. Kadłuczka - Modyfikacja wtrąceń niemeta- 
licznych w nowoczesnych stalach mikrostopowych...................................... 19 


4. Zdzisław Ławrynowicz - Analiza zmian stężenia węgla w austenicie w 
trakcie przemiany bainitycznej w stali 0,2C-IV-2Mn.................................... 27 


5. Krzysztof Krzysztofowicz, Zbigniew Zaczek - Prognozowanie właściwości 
mechanicznych prętów ze stali 28G2A V na łańcuchy kotwiczne ................ 39 


6. Krzysztof Krzysztofowicz, Zbigniew Zaczek - Ekonomiczne stosowanie 
rur żarowytrzymałych w piecach chemicznych.............................................. 49 


7. Stanisław Dymski - Badanie struktury zgrzewanego tarciowo złącza żeliwa 
sferoidalnego ze stalą austenityczną............................................................... 59 


8. Stanisław Dymski - Struktura a właściwości mechaniczne żeliwa sferoidal- 
nego hartowanego z przemianą izotermiczną................................................. 69 


9. Henryk Oleszycki - Zgrzewanie żeliwa sferoidalnego ze stalą...................... 81 


10. Jan Rączka, Adam Tabor, Wacław Ptak, Wiesław Dziadur, Kazimierz 
Lewandowski - Wytwarzanie i spawanie elementów z białego żeliwa cią- 
gliwego... ................. .... ..... ...................... ..................... ........ ..... ...... ...... ......... 9 I 


I I. Tadeusz Maguda - Obróbka cieplno-mechaniczna i własności stali prze- 
znaczonej na elementy wytwarzane metodą obróbki plastycznej na zimno... 97 


12. Tadeusz Z. Woźniak, Jerzy Jeleńkowski - Kinetyka rozkładu przechłodzo- 
nego austenitu w zakresie bainitu dolnego w stalach wysokowęglowych 
podczas hartowania z przemianą izotermiczną............................................... 103 


13. Jerzy Sto Kowalski - Grafit w niskostopowym chromowo-antymonowym 
żeliwie szarym............................................................................................... I I l 


14. Tadeusz Szykowny - Wpływ warunków krystalizacji pierwotnej żeliwa na 
anizotermiczną przemianę eutektoidalną....................................................... 119 


15. Tadeusz Szykowny - Badania procesu utwardzania dyspersyjnego nisko- 
miedziowego żeliwa sferoidalnego................................................................ 131
>>>
6 
16. 
17. 
18. 
19. 
20. 
21. 
22. 
23. 
24. 
25. 
26. 
27. 
28. 


Małgorzata Trepczyńska-Łent - Pierwsze stadium grafityzowania zabielo- 
nego żeliwa sferoidalnego................... .... ......... .......... ........ ................. ....... '" 139 


Jan Sadowski, Tadeusz Szykowny - Ocena dynamicznej odporności na 
pękanie złącza zgrzewanego N9E-45 w próbie udarowego zginania ............ 15'1 


Wiesław Dziadur - Powłoki niklowo-fosforowe w zastosowaniu do regene- 
racji wybranych części maszyn...................................................................... 163 


Robert Skoblik, Tadeusz Bieńkowski - Obciskanie rur grubościennych ze 
stali 30G2A... ....... ........... ....... ................... .......... ............ ......... ...... ...... .... .... 167 


Adam Tabor - Wpływ stosunku Cu/Mn na niektóre parametry stereologicz- 
ne struktury żeliwa ciągliwego....................................................................... 175 


Anna Rutkowska, Józef Kłaput - Nowe materiały do produkcji korbowo- 
dów bezpanewkowych......... .......... .................... ............. .......... ..................... 183 


Anna Rutkawska, Marek Dąbrowski - Badanie kruchości warstw TiN i 
CrN................................................................................................................. 191 


Adam Tabor, Wacław Ptak, Marek Szczy bura - Spajanie odlewów przegu- 
bów z rurą wałów do napędu maszyn rolniczych........................................... 199 


Jerzy Łabanowski, Janusz Ćwiek - Spawalność ulepszonych cieplnie blach 
ze stali 14HNMBCu i IOGHMBA................................................................. 207 


Włodzimierz Walczak, Jacek Bielawski - Współczesne zagadnienia zgrze- 
wania wybuchowego metali........................................................................... 215 


Eugeniusz Ranatowski - Analityczna ocena procesów termicznych w pro- 
cesie spawania - wybrane problemy.............................................................. 223 


Andrzej Skibicki - Zastosowanie MES w symulacji procesów spawania...... 235 


Eugeniusz Ranatowski - Ocena efektywności technologicznej metody GT A 
w aspekcie fizyki procesu............................................................................... 243
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


KATEDRA MATERIALOZNAWSTWA I TECHNOLOGII 
METALI. JEJ STAN I HISTORIA 


Henryk Oleszycki 


Akademia Techniczno-Rolnicza, Katedra Materiałoznawstwa j Technologii Metali 
ul. Ks. A. Kordeckiego 20, 85 -225 Bydgoszcz 


Katedra Materiałoznawstwa i Technologii Metali na Wydziale Mechanicznym 
Akademij Techniczno-Rolniczej składa się z dwóch Zakładów i jednej Pracowni. Kie- 
rownikiem Katedry jest prof. nadzw. dr hab. inż. Eugeniusz Ranatowski. Składowymi 
Katedry są: 
1. Zakład Materiałoznawstwa i Obróbki Cieplnej - kierownik dr inż. Stanisław Dymski. 
W składzie Zakładu znajdują się następujące laboratoria: mikroskopii świetlnej i 
elektronowej, studenckie mikroskopii świetlnej, przygotowalni zgładów i replik 
oraz cienkich folii, badań tworzyw sztucznych, badań makro- i mikrotwardości, 
staloskopii, defektoskopii i obróbki cieplnej. W Zakładzie są zatrudnieni: 
a) nauczyciele akademiccy: 
- dr inż. Zdzisław Ławrynowicz, 
- dr inż. Jan Szafrański, 
- dr inż. Tadeusz Szykowny, 
- mgr inż. Dariusz Sykutera, 
- mgr inż. Małgorzata Trepczyńska-Łent, 
- vacat, 
- prof. nadzw. dr hab. inż. Henryk Oleszycki, emeryt, l/4 etatu, 
b) pracownicy naukowo-techniczni: 
- mgr Zofia Stawicka, 
- technik Jerzy Kozuszek, 
- technik Bogdan Domek, 
- technik Leszek Panfil. 
2. Zakład Spawalnictwa - kierownik prof. nadzw. dr hab. inż. Eugeniusz Ranatowski. 
W skład Zakładu wchodzą laboratoria: spawania gazowego, spawania elek- 
trycznego, zgrzewania elektrycznego i tarciowego. W Zakładzie zatrudnieni są: 
a) nauczyciele akademiccy: 
- dr inż. Stanisław Smarzyński, 
- mgr inż. Andrzej Skibicki,
>>>
8 


Henryk Oleszycki 


b) pracownicy naukowo- techniczni: 
- inż. Renata Szymanowska, 
- Ryszard Mendyk. 
3. Pracownia Obróbki Plastycznej i Odlewnictwa - kierownik dr inż. Zygmunt Stan- 
kiewicz. 
W skład Pracowni wchodzą laboratoria: obróbki plastycznej i odlewnictwa. 
Laboratorium odlewnictwa obejmuje jedynie badania piasków formierskich i przy- 
gotowanie piaskowych form odlewniczych. W Pracowni zatrudnieni są: 
a) nauczyciele akademiccy: 
- dr inż. Marek Kochowicz, 
- vacat 
b) pracownicy naukowo-techniczni: 
- mgr inż. Kazimierz Kochański. 


Katedra prowadzi zajęcia dydaktyczne z następujących dyscyplin: metaloznaw- 
stwa, tworzyw sztucznych, odlewnictwa, obróbki cieplnej, spawalnictwa, obróbki pla- 
stycznej i metalurgii. 
W okresie od 1952 roku do chwili obecnej 12 pracowników naukowo- 
dydaktycznych obroniło prace doktorskie, z tego siedmiu pracuje nadal, jeden odszedł 
do Instytutu Obróbki Plastycznej w Poznaniu, jeden zmarł, trzech odeszło na emerytu- 
rę. W tym czasie dwóch pracowników zdobyło stopnie doktora habilitowanego, z któ- 
rych jeden odszedł na emeryturę. Czterech adiunktów jest daleko zaawansowanych w 
pracach habilitacyjnych, a dwóch asystentów - w pracach doktorskich. 
Pracownicy naukowo-dydaktyczni opracowali 14 skryptów, które zostały wyda- 
ne przez A TR (wcześniej przez WSI) i ponadto 3 monografie, w tym jedna wydana 
przez PWN, a dwie przez A TR. Pracownicy naukowo-dydaktyczni opublikowali 305 
artykułów naukowych, w tym I3 w czasopismach zagranicznych, uczestniczyli w ponad 
80 konferencjach naukowych, w tym również w zagranicznych, są autorami 15 paten- 
tów i mają na swoim koncie ponad 150 prac naukowo-badawczych wykonanych na 
zlecenia instytutów przemysłowych i zakładów regionu bydgoskiego oraz wiele prac 
naukowo-usługowych i ekspertyz wykonanych na zlecenie zakładów przemysłowych 
regionu bydgoskiego. 
Baza laboratoryjna Katedry ma wartość 332.708,- zł. Wśród urządzeń znajdują 
się między innymi: elektronowy mikroskop transmisyjny Tesla, mikroskop świetlny 
NU, dylatometry, dyfraktometr DRON 1.5, derywatograf, defektoskop rtg Stabil, twar- 
dościomierze: HPO 250, Finotest, piece do obróbki cieplnej, zgrzewarki elektryczne, 
półautomat spawalniczy, maS:Lyna wytrzymałościowa (dla celów obróbki plastycznej), 
prasa Ma.rciniaka. Należy dodać, żc większość wymienionego i nic wymienionego 
sprzętu ma już znaczny wiek a użytkowanie ich jest wynikiem opieki, starannej eksplo- 
atacji i ciągłych napraw wykonywanych środkami najczęściej własnymi lub u.;;zelnia- 
nyml. 
Kierunki badań realizowane w Katedrze, poprzednio i obecnie, tematycznie 
przedstawiają się następująco: 
I) przcmiany strukturalne w żeliwie sferoidalnym w trakcie obróbki cieplnej jak 
też podczas spajania (zgrzewania tarciowego), 
2) kinetyka przemiany austenitu przy chłodzeniu ciągłym w żeJiwie sferoidalnym, 
3) mechanizm przemiany perlitycznej oraz bainitycznej w żeliwie sferoidalnym, 
i niskowęglowej i niskostopowej stali, 
4) utwardzanie dyspersyjne brązów i niskomiedziowego żeliwa sferoidalnego,
>>>
Katedra Materiałoznawstwa i Technologii Metali. Jej stan i historia 9 


5) obróbka cieplno-chemiczna stali (dyfuzyjno-próżniowe chromoberylowanie), 
6) możliwości umocnienia stali 0,2C- I V -2Mn wysokodyspersyjnymi węglikami 
stopowymi, 
7) badania kopoIimeryzacji żywicy poliestrowej inicjowanej promieniami gamma, 
8) zgrzewanie tarciowe stali i żeliwa sferoidalnego oraz kształtowanie tarciowe 
stali, 
9) wpływ pola magnetycznego na łuk spawalniczy, 
10) symulacja pola odkształceń i temperatury podczas spawania, 
I I) ocena wrażliwości materiału na proces spajania w aspekcie mechaniki pękania, 
12) ilościowa ocena dynamicznego zginania wg Charpy V z wykorzystaniem pa- 
rametrów i kryteriów mechaniki pękania ze wspomaganiem komputerowym, 
13) przetłaczanie wytłoczek cylindrycznych na kształt złożony, 
14) wytłaczanie naczyń o przekrojach nieokrągłych. 
Historia Katedry sięga 1952 roku, kiedy rozpoczęto Ha utworzonym w 195 I 
roku Wydziale Mechanicznym Wieczorowej Szkoły Inżynierskiej zajęcia z metalo- 
znawstwa. 
W początkowym okresie działalność Wydziału Mechanicznego była czysto 
dydaktyczna. Nie było :I'.adnego podziału organizacyjnego Wydziału, byli jedynie pra- 
cownicy dydaktyczni, którym corocznie Kierownictwo Wydziału zlecało prowadzenie 
określonych zajęć (wykłady, ćwiczenia) z określonych dyscyplin. 
Prowadzącym zajęcia z metaloznawstwa w roku akademickim 1953/54 był 
mgr inż. Henryk Oleszycki, który do dnia 31.09.1994 roku tj. do przejścia na emeryturę 
(jako prof. nadzw. dr hab.) niezmiennie prowadził wykłady z tych zajęć. W 1964 roku 
został zatrudniony na drugim etacie mgr inż. Zbigniew Więckowski, lecz w J 966 roku 
zwolnił się. W 1966 roku został zatrudniony mgr inż. Ryszard Franosz. Pracował jeden 
rok. W 1969 roku została z.atrudniona mgr inż. Maria Kaszowska. PracowaJa do 19')1 
roku i odeszła na emeryturę jako doktor. W 1975 roku memloznawstwo wzmocniło si
 
kadrowo przez zatrudnienie mgr inż. Jana Sz.afrańskiego (obecnie doktor), mgr ;nz. 
Zdzisława Lawrynowicza (obecnie doktor) i in7.. Tadeusza Szykownego (C'becnie !id: 
tor). W i 963 roku został 7.atrudmony tcchf1ik Stanislaw Dymski, który po odbyciu st 1 ':" 
diów w WSI i obronieniu doktoratu jest obecnie Kierownikicm Zakładu Materiało- 
znawstwa i Obróbki Cieplnej. W 1986 roku została zatrudniona mgr inż. Małgorzata 
Trepczyńska-Lent, a w 1994 roku mgr inż. Dariu';z Sykutera, który przejął zajęcia c 
tworzyw sztucznych. 
Wykłady z odkwnJctwa od 1952 do 195.1 roku prow'ldził mgr inz. JerZ'jfaran, 
natomiast w latach 1955 -] 956 mgr inż. Kkmens Wolski. Od 1955 roku do 1966 Z':I;' 
jęcia te prowadził mgr inż. Henryk Oleszycki, a od J 967 roku do 1974 mgr in2:. K.re- 
scenty Sędzierski, po czym objął 7.tjęcia z tworzyw sztucznych. Dr in:?:. Kresccniy Sę- 
dzierski odszedł w 199 I roku na emerytur
. Za:ęcia z odlewnictwa przejął w 1974 roku 
mgr inż. Marek Kochowicz (ubecnic doktor). 
Spawalnictwem od 1953 roku do 1957 zajmował się m
r inż. Zdzisław Przy- 
bysz, następnie w latach 1958 do 196 J mgr inż. Henryk Oleszycki, po czym w latach 
J 962 do 1966 mgr inż. Krzysztof Wernerowski (ohcenie docent doktor). Spawalnictwo 
przejął w 1966 roku mgr in7.. Stanisław Smarzyński (obecnie doktor). W 1972 roku do 
prowadzenia zajęć ze spawalnictwa doszedł doc. dr inż. Eugeniusz Ranatowski 
(obecnie prof. nadzw. dr hab.). W roku 1987 został zatrudniony mgr inż. Andrzej Ski- 
bicki. 
Obróbkę plasty
zną w 1953 i 1954 roku wykładał mgr inż. Klemens Wolski, a 
następnie w :955 i 1956 roku mgr inż. Jan Harasymowicz (obecnie prof. zw. dr hab. na
>>>
10 


Henryk Oleszycki 


Politechnice Krakowskiej). W latach 1957- I 961 przejął te zajęcia mgr inż. Henryk 
0leszycki, a w latach 1962- I 974 mgr inż. Jan Galinowski, który w 1974 roku jako 
doktor przeszedł do pracy w Instytucie Obróbki Plastycznej w Poznaniu. W latach 1974 
- 1980 zajęcia z obróbki plastycznej prowadził na 112 etatu doc. dr inż. Bolesław 
Kwaśniewski z Instytutu Obróbki Plastycznej w Poznaniu. Wspólnie z nim pracował 
również na 1/2 etatu w latach 1974- I 976 doc, dr inż. Czesław Gruszczyński, także z 
Instytutu Obróbki Plastycznej w Poznaniu. Od 1980 roku zajęcia z obróbki plastycznej 
przejął dr inż. Zygmunt Stankiewicz, który w Zakładzie zatrudniony był już od 1974 
roku. W 1975 roku do obróbki plastycznej został zatrudniony mgr inż. Jerzy Śpiewa- 
kowski, a w 1980 roku mgr inż. Zbigniew WiIczyński, który jako doktor zmarł w 1993 
roku. 
W początkach istnienia Wieczorowej Szkoły Inżynierskiej prowadzono za- 
jęcia z przedmiotu obróbka cieplna i powierzchniowa. Pierwszym wykładowcą od 1955 
do 1956 roku był mgr inż. Jan Harasymowicz, a od 1957 do 1959 roku mgr inż. Henryk 
Oleszycki. W 1959 roku przedmiot ten został włączony do metaloznawstwa. Ponowne 
wyodrębnienie obróbki cieplnej nastąpiło w 1975 roku i jej wykładowcą został mgr inż. 
Jan Szafrański (obecnie doktor). 
W Wieczorowej Szkole Inżynierskiej, pótniej w Wyższej Szkole Inżynierskiej, 
prowadzone były zajęcia o nazwie "technologia metali". Był to przedmiot, który w 
początkowych zamiarach miał być encyklopedią różnych technik wytwarzania wiążą- 
cych się z metalem jako zasadniczym tworzywem, pótniej jednak w ramach tego 
przedmiotu wykładano metalurgię. Początkowo zajęcia te do 1957 roku prowadził mgr 
inż. Janusz Kiełbiński, pótniej zajęcia te przejął mgr inż. Henryk Oleszycki. Przedmiot 
ten pod tą nazwą przestał być wykładany w latach siedemdziesiątych. 
W początkach istnienia Wieczorowej Szkoły Inżynierskiej Wydział Mechanicz- 
ny nie miał żadnej struktury wewnętrznej. Pracownikom dydaktycznym Kierownictwo 
Wydziału zlecało corocznie prowadzenie określonych zajęć (wykłady, ćwiczenia) z 
określonej dyscypliny. Dopiero w 1962 roku powołano kierowników laboratoriów, przy 
czym chodziło w tym przypadku o obarczenie kierownika finansową odpowiedzialno- 
ścią za sprzęt i materiały znajdujące się w laboratoriach. Kierownikiem laboratorium 
metaloznawczego został mgr inż. Henryk Oleszycki. 
Dopiero w 1964 roku w momencie przemianowania Wieczorowej Szkoły Inży- 
nierskiej na Wyższą Szkołę Inżynierską i wprowadzeniu studiów dziennych (oprócz 
wieczorowych) dokonano podziału Wydziału Mechanicznego na Zakłady. Powstał 
wtedy Zakład Metaloznawstwa i Obróbki Cieplnej, obejmujący dyscypliny: metalo- 
znawstwo!. obróbkę cieplną, odlewnictwo, spawalnictwo, metalurgię i obróbkę pla- 
styczną. Kierownikiem zakładu został mgr inż. Henryk Oleszycki. 
Utworzenie Wyższej Szkoły Inżynierskiej w sposób zasadniczy zmieniło 
status Szkoły, która z WSI o charakterze "szkoły na pewien okres czasu (7 lat)" stała 
się uczelnią stałą. Do 1964 roku laboratoria miały spełniać jedynie rolę dydaktyczną a 
teraz należało je wyposażyć tak, aby mogły spełniać rolę placówek naukowo-bada- 
wczych. 
W 1967 roku dotychczasowa nazwa Zakład Metaloznawstwa i Obróbki Cieplnej 
została zmieniona na Zespół Materiałoznawstwa. Z kolei w 1971 roku dotychczasowy 
Zespół Materiałoznawstwa został przemieniony na Zespół Podstaw Technologii i 
Materiałoznawstwa. W obu przypadkach kierownikiem był dr inż. Henryk Oleszycki. 
W 1975 roku, wszystkie Wydziały utworzonej w 1974 roku Akademii Tech- 
niczno-Rolniczej (z Wyższej Szkoły Inżynierskiej i Zamiejscowego Wydziału Rolni- 
czego Akademii Rolniczej w Poznaniu), przeszły na strukturę instytutową i powstał
>>>
Katedra Materiałoznawstwa i Technologii Metali. Jej stan i historia II 


Instytut Technologii i Eksploatacji Maszyn. Zespół Podstaw Technologii i Materiało- 
znawstwa został zmieniony na Zakład Materiałoznawstwa i Obróbki Plastycznej. Nowy 
Zakład prowadził zajęcia z tych samych dyscyplin co poprzednio. Nie zmienił się rów- 
nież kierownik Zakładu. 
W 1985 roku po likwidacji Instytutu i przywróceniu Wydziału Mechanicznego 
zmieniono nazwę Zakładu na Zakład Materiałoznawstwa i Technologii Metali pod tym 
samym co przedtem kierownictwem. 
W 1992 roku Zakład został przekształcony w Katedrę Materiałoznawstwa i 
Technologii Metali pod kierownictwem prof. nadzw. dr hab. inż. Henryka Oleszyckie- 
go. 
Po odejściu prof. nadzw. dr hab. inż. Henryka Oleszyckiego na emeryturę z 
dniem 31.09. I 994 roku nowym kierownikiem Katedry został prof. nadzw. dr hab. 
inż. Eugeniusz Ranatowski.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM, JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


NOWE STALIWO CHROMOWO-NIKLOWE 
I JEGO SP A W ANIE 


Wacław Ptak, Jan S. Rączka, Adam Tabor 


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


Przedstawiono i oceniono spawalność operatywną niskowęglowego austenitycz- 
nego chromowo-niklowego staliwa, dostosowaną do możliwości krajowych, na 
podstawic wyników spawania próbek klinowych. Szczegółowo przedstawiono 
wyniki badań metalograficznych i właściwości mechanicznych złącz spawanych 
ze staliwa chromowo-nikowego. Wyniki badań wykorzystano do doboru c]ektrod 
do spawania ręcznego łukowego odlewów ze staliwa chromowo-niklowego. 


l. WPROWADZENIE 


Produkowane w kraju (zgodnie z normą PN-77/H-83 168) cztery gatunki austeni- 
tycznego staliwa chromowo-niklowego, w przeciwieństwie do podobnych gatunków 
wytwarzanych np. w Anglii i Francji, charakteryzują się stosunkowo wysoką zawarto- 
ścią węgla, tj. 0,12 -;- 0,15 % C [I]. Dlatego też, jakkolwiek wytrzymałość i granica 
plastyczności tworzywa produkowanego w kraju jest porównywalna z produko- 
wanymi w krajach zachodnich i kształtuje się w zakresie: R.n = 450 -;- 500 MPa, a 
R.: = 200 -o- 220 MPa, to jednak pozostałe własności różnią się w sposób istotny i wyno- 
szą: As = 20 -o- 25 % wobec 40 -o- 45 %, przewężenie Z = 25 -;- 35 % wobec 50 -;- 60 %, 
udarność KCV = 600 -;- 800 kJ/m 2 wobec 2000 -;- 30000 kJ/m 2 i twardość HB = 
130 -0-190 wobec 120 -0-150 [2,3]. Staliwo to z niską zawartością węgla wykazuje 
dużą odporność na korozję wżerową i szczelinową, a także na zużycie ścierne, rów- 
nież w ośrodkach agresywnych [3,4]. 
Z analizy różnych prac [5,6,7] wynika, że z obniżeniem zawartości węgla w sta- 
liwie austenitycznym ulegają zdecydowanej poprawie jego własności plastyczne i fizy- 
ko-chemiczne. W krajach zachodnich staliwo takie wytwarzane jest z zastosowaniem 
metod specjalnych, jak proces argonowo-tlenowy (VOD, AOD) czy próżniowy [I]. 
Tymczasem krajowe odlewnie staliwa nie są wyposażone w tego rodzaju urządzenia, co 
stanowi przeszkodę w uzyskiwaniu takiego staliwa. Stanowiło to podstawę do podjęcia 
w Politechnice Krakowskiej badań, których podstawowym celem było opracowanie
>>>
]4 


W.Ptak, l.S.Rączka, A.Tabor 


technologii otrzymywania niskowęglowego, austenitycznego chromowo-niklowego 
staliwa, dostosowanej do możliwości krajowych. Badania te, prowadzono w ramach 
problemu RPBR, PR.I.I2. zad. 14, koordynowanego przez JTIMO-AGH w Krakowie, 
doprowadziły do opracowania dla warunków krajowych technologii wysokojakościowe- 
go niskowęglowego, do 0,04 % C, austenitycznego staliwa chromowo-niklowego [l]. 
Technologia ta, polegająca na zabiegu odtleniająco-modyfikującym staliwa mieszanką 
(CaSi30 + miszmetal) w piecu indukcyjnym o wyłożeniu kwaśnym, pozwala bez po- 
trzeby instalacji kosztownych urządzeń, na wytwarzanie tego tworzywa o własnościach 
porównywalnych, a nawet wyższych od uzyskiwanych w krajach zachodnich [I]. 
Wiadomo, że staliwo, podobnie jak stal o strukturze austenitycznej, wykazuje 
dużą skłonność do pęknięć na gorąco, co związane jest z krystalizacją, podczas której 
mimo niskiej zawartości węgla, z krzepnącego roztworu na granicach ziarn dendrytów 
wydzielają się węgliki, które tworzą eutektykę z roztworem stałym. 
Zjawisko skłonności do pękania na gorąco występuje również w procesie spa- 
wania, co wiąże się ściśle ze składem chemicznym tego tworzywa. 


2. BADANIA, WYNIKI 


W praktyce odlewniczej, przy produkcji dużych, a szczególnie skomplikowanych 
odlewów ze staliwa austenitycznego, dość często zachodzi potrzeba naprawy wad od- 
lewniczych, zwłaszcza takich, które jakkolwiek nie wpływają na wytrzymałość odlewu, 
to jednak obniżają jego estetykę, co może stanowić podstawę ich zabrakowania. Z tych 
też względów podjęto badania, których celem była ocena spawalności tego tworzywa 
[5,6]. Dla przeprowadzenia prób spawania ręcznego łukowego, elektrodą otuloną sta- 
liwa chromowo-niklowego, wykorzystano próbki odlane w kształcie klina (rys. I) [I]. 


.. rr 


I 1 - 


200 


Al 
I 
I 
AT 120 


A-A 


Rys.l. Próbka klinowa
>>>
. Nowe staliwo chromowo-niklowe... 


15 


Do badań składu chemicmego, struktury i własności mechanicmych staliwa 
odlano próbki cylindrycme o średnicy 150 mm i długości 280 mm. Skłą.d chemi- 
cmy staliwa był następujący: 0,04 % C; 0,48 + 0,74 % Si; 1,02 + 1,18 % Mn; 0,03 + 
0,04 % P; 0,007 + 0,015 % S; 17,83 + 18,0 % Cr; 11,15 + 11,62 % Ni; 0,20 + 
0,22 % Mo; 0,15 + 0,17 % Cu; 0,0042 % O 2 i 0,0277 % N 2 . Równoważnik węgla 
C c = 4,6 wg MIS. 
Badania metalograficme obejmowały jakościową ocenę struktury osnowy próbek 
nietrawionych i wytrawionych oraz ilościową ocenę udziału ferrytu i wtrąceń niemeta- 
licmych. Struktura staliwa składała się z austenitu i niewielkiego udziału ferrytu do 
5 % o rozłożeniu międzydendr)'łycmym - rysunek 2, ze skoagulowanymi wydzieleniami 
siarczków i wtrąceń wielofazowych - rysunki 3 i 4 [I]. 


.. '
'''''..



,',:;, :':.::=-.  
':;", '....;
;#
.
 . ...
:;
.:
 ;..' 

-",""";.;I,.,...;
 1-"" . .';'}'.:., .' 
"u:':' .. . .,,; 
.::'
 f
'j:".:;i

};: '

 
 .... 
r ""','.i.;" .::_: :..".. ..:J;
' ..... 
.;ŁJ\

:,1 ",'f:;" 
"'I.:.


t
;?
}.
.. .1;IO:
t
]. . ':L
:"\
'i
..t

. 
'. '.::
'.' "!..' ..:

. 
 .. 
:) ''-,; · 1rl " 
-1-... "t.,.,.,.... .
.. . .,...
..,'
 i 'I
i. 
- .:::.. 
 ..

.

, 
;
 . .:.: ::
\ 
 . 
 '.;.i:.
;,: 
. "
X"'. .:.'
".;oi't:;:).-I¥' , l-fit. .,:, 
. 
.... 
,,:. . .
+:I'
:1:.. . .
. ".;';" 
 " 
';:. . .' ......:; 
 ..:J
_":''''
.JU
 £..::t.
t.
.. .. 
. 
 
. ':;"
" ;.
,
)'''. .:' 
 - . 'łf'
" 
 . '. ' .; 
" "", -10 ..:
;:;f";ł:: .' . .... .' . t ,
,.. - t:. 
-. lUr -: 
cr. " . :r..-:. '::.' ;.
"..


.. .L
.:
. J..
.,--:
:l
".'.


:
:;


.ł"
 
. 


Rys. 2. Struktura staliwa austenitycznego Cr-Ni. Austenit + feny t + wtrącenia niemetaliczne 
Trawiono elektrolitycznie 10 % nadsiarczanem sodu. Pow. 1000 x 




:
}
::_: ("! 


"i' . 


f 


...... 0. 


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


'C

._..v'. 


Rys.3. Wtrącenia MnS i rozkład liniowy pier- 
wiastków w staliwie austenitycznym. 
Pow. 3000x 


RysA. Wtrącenia wielofazowe i rozkład. pier- 
wiastków w stałiwie austenitycznym. 
Pow.IOOOx 


Wtrącenia te rozło1:one są na ogół równomiernie, zaś ich udział objętościowy 
wynosi do 0,863 %.
>>>
16 


W.Ptak, J.S.Rączka, A.Tabor 


Badania własności mechanicznych [I] wykazały, że są one porównywalne z 
danymi z norm krajów zachodnich (USA, RFN, Francja i in.), które wytwarzają podob- 
ne gatunki tego tworzywa z zawartością nawet poniżej 0,03 % C. Uzyskane własności są 
następujące: . 
- wytrzymałość na rozciąganie Rm = 422 + 458 MPa, 
- granica plastyczności Ro,2 = 124,0 + 219,7 MPa, 
- wydłużenie A5 = 6 I -o- 68 %, 
- twardość HB = I 19 + 141, 
- udarność KCV = 1780..;- 2540 kJ/m 2 . 
Zaprojektowana próba klinowa []], pozwala podczas jednej próby spawania 
zmieniać sztywność złącza, grubość próbki, wielkość ziarna w próbce, energię linio- 
wą spawania i liczbę ściegów w złączu. 
Ocenę złącz spawanych po ich pocięciu na próbki prowadzono na podstawie 
obserwacji zgładu trawionego odczynnikiem ViIella przy powiększeniu 10x. 


3. WNIOSKI 


l. Odlewy ze staliwa LOH l8N9 mogą być spawane ręcznie, łukowo elektro- 
dami GRINOX4l albo NICEL141 bez podgrzewania wstępnego, W przypadku 
spawania odlewów o ściankach o grubości powyżej 8 mm należy stosować po 
spawaniu obróbkę cieplną. 
2. Zaprojektowana próba klinowa umożliwia właściwy dobór elektrod do spawania 
ręcznego, łukowego, odlewów ze staliwa chromowo-niklowego. 
3. Celowym jest wykonanie badań możliwości spawania ręcznego, łukowego odle- 
wów ze staliwa chromowo-niklowego z elementami ze stali konstrukcyjnych. 


LITERA TURA 


[I] Rączka 1., Stryj ski 1.: Opracowanie staliwa austenitycznego niskowęglowego (do 0,05 % C) 
przeznaczonego dla przemysiu chemicznego i rafineryjnego. Problem RPGR-PRI.12. Zadanie 
1.4/86/87/88/89/90. Praca Politechniki Krakowskiej. Koordynator Inst.Techn. i Mech. Odlew- 
nictwa AGH - Kraków 
[2] Neuer R.: Hochfester, gut schweissbarer Feinkomstahlguss. Giesserei, 1.73, nr 12, s.376, 
1986 
[3] Rudnik S.: Metaloznawstwo. PWN, Warszawa 1986 
[4] Anderson T.: High temperature properties and corrosion resistance ofa 21 Cr - II Ni stai n- 
less steel alloyed with silieon, nitrogen and rare earts. Corrosion 79 (Proc.Conf.), Atlanta, Ga 
12-16.03,1979 
[5] Pilarczyk J.: Metaloznawstwo spawalnicze. Wyd. Politechniki Warszawskiej, Warszawa 1977 
[6] Pilarczyk 1.: Technologia spawalnictwa. Wyd. Politechniki Śląskiej, Gliwice 1975 
[7] Werning 1-1.: Leistungs fahige und zuver]assige Zulieferer rur Gusseisen, Stahl und Temper- 
guss - die dutschen. Giessereinenm, Konstruieren + Giessen 15J, s.25, 1990
>>>
Nowe staliwo chromowo-niklowe... 


17 


NEW CHROMIUM-NICKEL ALLOY CAST STEEL AND ITS WELDlNG 


Summary 


This paper presents a feasilibity study of the operativc weldability low carbon austenitic 
chromium-nickel aUoy cast steel. The authors have carried out detailed materiał testing of chro- 
mium-nicke1 cast stee1 we1dment e.g. metal!ographic and mechanieal properties examinatioll. 
According with the results obtained recommendations are proposed for the most suitable elec- 
trodes for manual wclding austenitic cast steel.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


MODYFIKACJA WTRĄCEŃ NIEMET ALICZNYCH 
W NOWOCZESNYCH STALACH MIKROSTOPOWYCH 


Stanisław M. Pytel, Anna M. Kadłuczka 


Politechnika Krakowska, Instytut Materiałoznawstwa i Technologii Metali 
Al. Jana Pawła II nr 37,31-864 Kraków 


W pierwszej części pracy omówiono tendencje rozwojowe stali mikrostopowych 
na odkuwki części maszyn. Materiały te poddawane są obróbce cieplno-plasty- 
cznej eliminującej potrzebę ulepszania cieplnego odkuwek. Niezbędną jednak 
składową procesu technologicznego pozostaje nadal obróbka wiórowa, która 
stanowi na ogół poważne obciążenie finansowe całkowitych kosztów 
wytwarzania. W związku z tym przy opracowaniu nowoczesnych stali mikro- 
stopowych coraz większ.ą uwagę zwraca się na podwyższenie ich skmwalności. 
Inżynieria wtrąceń niemetalicznych, uwzględniająca sterowanie składem chemi- 
cznym oraz geometrią tych mikrocząstek pozwala zmienić mechanizm 
powstawania wióra i warunki zużycia ostrz.a skrawającego, a w konsekwencji 
poprawić skrawalność stali mikrostopowych przeznaczonych na wałki lub pręty 
do kontrolowanego kucia elementów maszyn. W doświadczalnej części pracy 
omówiono jakościowe oraz ilościowe zmiany zachodzące w morfologii wtrąceń 
siarczkowych oraz tlenkowych modyfikowanych takimi dodatkami jak Ca oraz 
Te. Jak stwierdzono na podstawie badań własnych, dzięki przebudowie fazowej 
oraz zmianom geometrycznym wtrąceń uzyskuje się istotną poprawę obrabialno- 
ści tego rodzaju materiałów, co może obniżyć zużycie narzędzi skrawających, a 
zwłaszcza w typowych zabiegach obróbki skrawaniem jak toczenie, wiercenie 
lub frezowanie. 


l. TENDENCJE ROZWOJOWE STALI MIKROSTOPOWYCH 


Głównym motywem opracowania i rozwoju konstrukcyjnych stali m ikro- 
stopowych były czynniki ekonomiczne. Zastosowanie tej nowej generacji materiałów na 
silnie obciążone części maszyn doprowadziło do obniżenia kosztów produkcji dzięki 
uproszczeniu procesu technologicznego. Jednocześnie nastąpiła wyraźna poprawa 
właściwości mechanicznych tych części oraz ich odporności na pękanie. W wyniku 
zastosowania kompleksowego podejścia do zagadnienia czystości stali, określanego w 
literaturze coraz częściej mianem inżynierii wtrąceń niemetalicznych, osiągnięto
>>>
20 


Stanisław M. Pytel, Anna M. Kadłuczka 


również znaczącą poprawę skrawalności tej grupy materiałów. 
Tradycyjny proces technologiczny stosowany do otrzymania pożądanych 
właściwości wytrzymałościowych elementów kutych jest drogi i pracochłonny. Zmniej- 
szenie kosztów uzyskano poprzez zastosowanie w stalach Mn-Cr-Mo mikrododatków 
V, Nb oraz Ti. W materiałach tych wykorzystano zjawiska strukturalne zachodzące w 
materiale podczas przemian fazowych oraz ciepło pochodzące z procesów kucia na 
gorąco. Dzięki temu możliwym było pominięcie ulepszania cieplnego, co w efekcie 
zmniejszyło koszty oraz uprościło proces produkcyjny tych elementów [1,2]. 
Prowadzone w wielu ośrodkach badania stali mikrostopowych dotyczą kilku 
podstawowych składników mikrostruktury wyrobów po kuciu na gorąco i to zarówno 
struktury ferrytyczno-perlitycznej jak i bainitycznej oraz martenzytycznej [3]. 
W latach sześćdziesiątych wykonano w USA i W. Brytanii liczne badania 
związane z zastosowaniem w stali mikrododatków wanadu oraz niobu [2]. Wykazały 
one, że niewielkie dodatki niobu prowadzą do znacznego rozdrobnicnia ziarna ferrytu w 
stali w czasie obróbki plastycznej oraz do polepszenia hartowności. Dodatkowo 
występuje 
awjsko umocnienia ferrytu przez węglikoazotki niobu. Podobnie oddzia- 
ływuje wanad. Niewielki dodatek tego pierwiastka powoduje podwyższenie granicy 
plastyczności i wytrzymałości na rozciąganie w wyniku tworzenia drobnych wydzieleń 
węgłikoazotku wanadu w czasie przemiany fazowej przy chłodzeniu. Przykładowo 
dodatek 0, l % V podnosi umowną granicę o 150 MPa, jednak wpływa niekorzystnie na 
ciągliwość osnowy. W latach siedemdziesiątych opracowano w Niemczech stal 
C-Mn-V oznaczoną 49MnVS3 przeznaczoną do produkcji kutych wałów korbowych i 
korbowodów bez konieczności stosowania ulepszania cieplnego [4]. Jest to stał 
średniociągliwa z dodatkiem wanadu oraz z podwyższoną zawartością Mn i S. Stale 
tego typu zostały szeroko zaakceptowane i wprowadzone w przemyśle maszynowym, 
a zwłaszcza motoryzacyjnym innych państw. 
Badania nad stalami do kucia, mającymi wysoką odporność na pękanie i stoso - 
wanymi bez obróbki cieplnej, prowadzone były równolegle dla szerokiego zakresu 
gatunków stali, zakładając osiągnięcie struktur końcowych od ferrytyczno-perlitycznej 
do bainityczno-martenzytyczncj. Dla umocnienia stali o strukturach ferrytyczno-perli- 
tycznych wykorzystano: 
a) mikrododatek V, który ma wysoką rozpuszczalność w zakresie temperatury kucia i 
powoduje umocnienie wydzieleniowe ferrytu w procesie chłodzenia, 
b) dodatek Si dla umocnienia roztworu stałego, 
c) kontrolę udziału objętościowego ferrytu i perłitu w strukturze. 
Zapewnienie odpowiedniej odporności na pękanie bez jednoczesnego spadku 
wytrzymałości uzyskano poprz!;:z: 
a) rozdrobnicnie mikrostruktury przez niedopuszczcnie do rozrostu ziarna austenitu w 
czasie nagrzewania przed kuciem na gorąco, 
b) przyspieszenie przemiany perlitycznej. 
Od początku lat osiemdziesiątych rozwijana jest druga generacja mikro- 
stopowych stali do kucia [5]. Są to stale o niskiej zawartości węgla (0,06 -o- O, I 5 %). 
W celu zwiększenia hartowności i umocnienia roztworu stałego do tej grupy dodawane 
są pierwiastki stopowe Mn, Mo, Cr i B oraz wspomniane wcześniej mikrododatki, a 
zwłaszcza niob. W porównaniu ze stalami pierwszej generacji, stale te mają po 
chłodzeniu na powietrzu strukturę ferrytyczno-bainityczną lub bainityczną i oznaczają 
się zarówno wysoką wytrzymałością jak i dobrą udarnością. Wytrzymałość tych stali
>>>
Modyfikacja wtrąceń.... 


21 


zależy głównie od temperatury przemiany bainitycznej Bs, natomiast udarność od 
efektywnej wielkości ziarna obrabianego cieplno-plastycznie austenitu. 
Wytrzymałość stali o strukturze bainitycznej lub bainityczno-martenzytycznej 
jest regulowana poprzez dobór składu chemicznego oraz kontrolę prędkości chłodzenia 
po kuciu. Odpowiednią odporność na pękanie uzyskano poprzez [3]: 
a) rozdrobnienie ziarna austenitu, w wyniku czego otrzymano drobnoziarnistą strukturę 
bainityczną, 
b) optymalizację prędkości chłodzenia po kuciu. 
Uplastycznienie mikrostruktury otrzymano w wyniku jej rozdrobnienia. W celu 
rozdrobnienia ziarna austenitu, wprowadzono do stali przed przemianą zarodki sprzy- 
jające przemianie ferrytycznej i dodatkowo przyczyniające się do rozdrobnienia stru- 
ktury. Wzrost ziarn hamowany jest skutecznie w temperaturze kucia (12007 1300 OC) 
jedynie poprzez drobne wydzielenia TiN i MnS, które nie rozpuszczają się w stoso- 
wanych temperaturach nagrzewania. 
Odmienne podejście do zagadnienia wiąże się z wyborem tych wydzieleń, które 
mogą się pojawić w czasie operacji obróbki plastycznej na gorąco i skutecznie opóźniać 
szybkość rekrystalizacji austenitu. Metoda ta zapewnia otrzymanie drobnego austenitu 
przed przemianą, do czego przyczyniają się wydzielenia Nb (C, N). Wielkość ziarn 
austenitu kontrolować można obróbką plastyczną w niższych temperaturach. Utrzy- 
mując końcową temperaturę przeróbki plastycznej tuż poniżej temperatury przemiany 
zmniejsza się siłą napędową do wzrostu ziarn austenitu po rekrystalizacji. a otrzymana 
struktura jest drobniejsza. 
Znaczną poprawę ciągliwości średniowęglowych stali niskostopowych uzyskano 
między innymi poprzez rozdrobnienie ziarna za pomocą tytanu. Wyniki dotychcza- 
sowych badań wskazują, że uzyskanie stali o lepszych właściwościach, tj. wyższej wy- 
trzymałości i wysokiej odporności na pękanie, jest możliwe poprzez poszukiwanie ma- 
teriału o wielofazowej strukturze ferryt-bainit-martenzyt oraz zastosowanie nowoczes- 
nych metod i warunków obróbki cieplno-plastycznej [6]. 


2. SKRA W ALNOŚĆ STALI MIKROSTOPOWYCH 


Proces obróbki skrawaniem pozostaje nadal powszechną metodą ostatecznego 
kształtowania kutych części maszyn z mikrostopowych stali konstrukcyjnych. Wysokie 
koszty obróbki skrawaniem, sięgające według analiz [7-9] od 30 do 70 % ogólnych 
kosztów wytwarzania, są przyczyną ciągłego zainteresowania ośrodków naukowych 
i przemysłu maszynowego oraz poszukiwania sposobów obniżenia nakładów finan- 
sowych. Proces obróbki skrawaniem jest kontrolowany przez szereg parametrów zwią- 
zanych ze złożonym systemem: materiał obrabiany - narzędzie - obrabiarka. Materiał 
poddany obróbce wiórowej odgrywa w tym systemie rolę dominującą, gdyż jego 
właściwości oraz mikrostruktura są najczęściej narzucone poprzez założenia i rozwią- 
zania konstrukcyjne. W tym kontekście umiejętność sterowania technologiczną cechą 
materiału, określaną mianem skrawalności, przy równoczesnym spełnieniu wymagań 
konstrukcyjnych obrabianej części, nabiera pierwszoplanowego znaczenia aplika- 
cYJnego. 
Skrawalność jest najogólniej rozumiana jako podatność materiału do 
kształtowania na drodze obróbki wiórowej przy zastosowaniu odpowiednich narzędzi
>>>
22 


Stanisław M. Pytel, Anna M. Kadłuczka 


i warunków technologicznych procesu. W trakcie wieloletnich eksperymentów doty- 
czących skrawalności rozwinięto szereg metod badawczych pozwalających dokonać 
ilościowej oceny tej właściwości materiału. Metody te oparte są głównie na pomiarach 
zużycia ostrza skrawającego, prędkości skrawania lub obciążeń występujących na 
krawędzi tnącej [10-12]. 
Pojęcie skrawalności jako cechy technologicznej stali mikrostopowych ma 
niewątpliwie charakter kompleksowy. W pierwszej kolejności musi być odniesione do 
składu chemicznego i fazowej budowy materiału oraz wynikających z niej właściwości 
fizyko-chemicznych. W dotychczasowych badaniach, dotyczących skrawalności stali 
mikrostopowych ustalono, że kluczowe znaczenie w kształtowaniu ostatecznej charakte- 
rystyki tej grupy materiałów w procesie obróbki skrawaniem posiadają wtrącenia 
niemetalicme. CZą$tki te wpływają na mechanizm tworzenia się wióra oraz warunki 
zużycia ostrza skrawającego, przy czym sposób oddziaływania zależy głównie od ich 
morfologii. Na podstawie badań opracowano szereg technologii polegających na 
zastosowaniu pierwiastków modyfikujących wtrącenia, w wyniku czego uzyskano 
poprawę skrawalności stali. Do tych głównych modyfikatorów należą takie pierwiastki, 
jak: Ca, Te i Se, a także Pb lub Bi; przy czym w stalach mikrostopowych, które są 
odtleniane aluminium, a zawartość siarki nie może przekroczyć rzędu 0,057 0,06 %, 
jako modyfikatory stosuje się przede wszystkim wapń oraz teIlur. Jakkolwiek nagro- 
madzono w literaturze np. [13, 14] obszerną informację o wpływie wtrąceń na proces 
skrawania, to jednak wyniki wcześniejszych badań odnoszą się generalnie do wpływu 
zmian w składzie chemicznym stali, a nie do wyjaśnienia, jak zmiany parametrów 
geometrycznych i zjawisk mikrostrukturalnych w obrębie cząstek niemetalicznych 
oddziaływują na skrawalność materiału. Dopiero wprowadzenie mikroanalizy rentge- 
nowskiej oraz komputerowych analizatorów obrazu pozwoliło na zastosowanie ilościo- 
wych eksperymentów dotyczących wpływu fazowej budowy i geometrii wtrąceń [I5, 
16]. Należy jednak podkreślić, że w dostępnych publikacjach wyniki badań ilościowych 
omawiane są sporadycznie. W szczególności zaś nie opracowano ilościowych związków 
(tzw. funkcji materiałowych) pomiędzy wskaźnikami skrawalności a parametrami cha- 
rakteryzującymi skład chemiczny i geometrię wtrąceń (w tym przede wszystkim ich 
ilość, wymiar oraz kształt). Dotyczy to zwłaszcza mikrostopowych oraz stopowych stali 
konstrukcyjnych przeznaczonych na średnio lub silnie obciążone elementy maszyn. 
W materiałach tych morfologia wtrąceń niemetalicznych musi być ściśle kontrolowana 
nie tylko ze względu na skrawalność, ale także w związku z koniecznością otrzymania 
odpowiedniej odporności wyrobów na pękanie [17- I 9]. W następnej części niniejszej 
pracy przedstawiono syntetycznie jakościowe oraz ilościowe zmiany 7Achodzące w 
morfologii wtrąceń modyfikowanych wapniem lub teIlurem oraz przedstawiono iloś- 
ciowe związki pomiędzy wskaźnikami skrawalności a parametrami charakteryzującymi 
geometrię i właściwości fizyko-chemiczne wtrąceń niemetalicznych przy określonym 
składzie chemicznym i mikrostrukturze stali konstrukcyjnych. 


3. WYNIKI BADAŃ 


Materiałem do badań były mikrostopowe stale konstrukcyjne gatunku SAE 8620 
pochodzące od kilku dystrybutorów amerykańskich. Serię próbek ze stali gatunku SAE 
8620 modyfikowanych wapniem lub tellurem przygotowano w trakcie stażu naukowego
>>>
Modyfikacja wtrąceń.... 


23 


na Uniwersytecie w Pittsburgu, USA. Próbki te pochodzą zarówno z wytopów pro- 
dukcyjnych przeprowadzonych technologią tradycyjną jak również systemem ciągłego 
odlewania. Otrzymano w ten sposób materiał badawczy o szerokim zakresie 
geometrycznych i fizyko-chemicznych właściwości wtrąceń niemetalicznych. W mikro- 
stopowych stalach odtlenianych aluminium występowały typowe wtrącenia nieme- 
taliczne siarczków manganu II rodzaju w postaci silnie wydłużonych włókien (rys. I) 
oraz bardzo twarde i zwarte mikrocząstki tlenku aluminium przedstawione przykła- 
dowo na rysunku 2. Po modyfikacji stali dodatkiem wapnia lub telluru wtrącenia nie- 
metaliczne doznały wyraźnych zmian w składzie chemicznym oraz strukturze fazowej, 
tworząc ostatecznie cząstki o budowie złożonej, jak to przykładowo przedstawiono na 
rysunku 3 oraz na rysunku 4. Jako wynik modyfikacji wapniem w rdzeniach wtrąceń 
utworzyły się kompleksowe związki oparte na bazie układu CaO-AI203-Si02 otoczone 
powłokami (Mn,Ca)S, przy czym w zależności od ilości wapnia występującego w stali 
stwierdzono istotne różnice w geometrii i właściwościach tych wtrąceń po obróbce 
plastycznej na gorąco. Ponadto przy i powyżej zawartości rzędu 20 ppm Ca w stali 
zanotowano zanik jednofazowych cząstek AI 2 0 3 . W przypadku modyfikacji stali tellu- 
rem stwierdzono występowanie złożonych wtrąceń siarczkowych z powłokami MnTe 
oraz niewielką zawartością telluru w rdzeniach wtrąceń. Do ilościowego opisu tych 
zmian zastosowany został komputerowy analizator obrazu po opracowaniu specjalis- 
tycznego programu pomiarów cząstek dwu lub wielofazowych. Szczegółowe omówienie 
wyników badań przedstawiono we wcześniej opublikowanych pracach [20 , 2 I]. 
Zastosowana w badaniach skrawalności stali mikrostopowych metodyka bazuje 
na założeniach normy wprowadzonej w szwedzkim koncernie Volvo Flygmotor [20]. 
Istotą tej próby jest wyznaczenie bezwymiarowego wskaźnika skrawalności Bj na 
podstawie znormalizowanej procedury, przy czym jedyną zmienną pomiarową jest 
szybkość skrawania. Próba ta cechuje się prostotą, powtarzalnością"oraz odtwarzalnoś- 
cią wyników pomiarów. Omawiana metoda, która od szeregu lat stosowana w firmie 
Volvo, znalazła również uznanie w Wielkiej Brytanii, Niemczech i ostatnio w USA 
(Bethlehem Steel Corporation, Mac Steel, Chrysler, University of Pittsburgh) [8,20,21]. 
Wyniki badań przedstawiono graficznie w postaci zależności wskaźnika skrawalności Bi 
od tzw. wskaźnika geometrii wtrąceń niemetalicznych, zdefiniowanego jako stosunek 
ułamka objętości Vy do współczynnika kształtu. Jak wynika z rysunku 5 pomiędzy tymi 
parametrami istnieje wyraźny związek liniowy. 



.,'. 


/Ł:
 ,. 
 
.;.;; J:j
C}. 
 ;
 
- .,,' . .. . . u1...'1}flflJl.
 .. " . ": . " 
. ,,' :..ł .J;.!;,.,.....; =':
.łS
. 
.... 
r 
\



::
r\
,:,g'ij 
..2
,1J
{.1
,
 


t 



, 


'0 

';r' ': 


..
1,. 


,łt'
""'" \- '.o. ..._ 
, ., '. 
 ': . .
!
:-

 ,::- 
". . ''''
',':'.ł;f'' 
, ..,Ił,. ' h" 
t.łr 
 
. ....
-'"(;,t' 
., 
 
. '
"11 
I"
 
! 10pm 
ł---'-ł 


Rys.] .Wydłużony MnS w stali 
niemodyfikowanej 


Rys.2. Zwarty A1203 w stali 
niemodyfikowanej 


..
>>>
24 


F#.:

-
 - 


-. 
.',:...
. . 


Stanisław M. Pytel. Anna M. Kadłuczka 


- 
-::-: 


ftt ,,, 
'. 
- 
Lt-
. ..: l' 
"l. 
 -"+. 
 f 
"lJ. 
.,.,. :"c' :i-i. S 
. .ł-łJfl
.., .' ,f.
J'., 


Rys.3. Złożony tlenko-siarczek w stali 
modyfikowanej 


RysA. Złożony MnS + MnTe w stali 
modyfikowanej 


70 


m' 
U 
'1/) 
O 
Z 
...J 
oc:( 

 
oc:( 
oc 
:ol 
I/) 
:ol 
Z 
'N 
oc:( 
:ol 
I/) 

 


50 


40 


30 


o STAL A 


.02 


.04 


.10 


.06 


.08 


.12 


.14 


WSKA1NIK GEOMETRII WTRĄCEN- VvlA 


Rys.5. Zależność wskaźnika odkształcalności od geometrii wtrąceń 


4. PODSUMOWANIE WYNIKÓW 


Wprowadzenie dodatku wapnia lub telluru do stali mikrostopowych wyraźnie 
zmienia morfologię wtrąceń niemetalicznych. Ilościowe zmiany są ściśle powiązane z 
ilością tych pierwiastków w obrębie mikrocząstek. W wyniku badań skrawalności 
metodą Volvo stwierdzono korzystny wpływ obu dodatków na zmniejszenie zużycia
>>>
Modyfikacja wtrąceń.... 


25 


narzędzia skrawającego. Otrzymane informacje badawcze w postaci zależności fun- 
kcyjnych pomiędzy wskaźnikiem skrawalności stali a geometrią wtrąceń niemetalicz- 
nych mogą być wykorzystane w praktyce metalurgicznej oraz w przemyśle maszyno- 
wym do oceny warunków skrawania stali mikrostopowych. 


LITERA TURA 


[11 Gunnarson S., Ravenshorst H., Bergstrom C-M.: Fundamentais of Microalloying Forging 
Steels. Proc. lntem. Symp. Golden, Co, p.325, 1986 
[2J Thewlis G., Naylor DJ.: Advances in the Physical Metallurgy and Appiications of Steels. 
Univ.of Liverpool, The MetaIs Society, Book 284, p.331, 1982 
[3] Koyasu Y., et al: High strength and toughness microalloyed forging steel for fabrica- 
tion of automobiJc underhody parts without subsequent heat treatment. Nippon Stee] 
Technical Report, No 47/1990 
[4] Frodl c., Randak A., Vetter K.: Harterei-Technische Mitteilungen 29. s.169,3 (1974) 
[51 Tsuchida N., Suzuki T.: Akasawa SAE TechnicaJ Papcr 830635, 1983 
[6] Garcia CJ., De Ardo AJ., et al: The Proc. of the Int. Conf. on Proces sin g Microstructurc 
and Properties of Mircoalloyed and othcr modem High Strcngth Low Alloy Steels ISS, 
Warrendale P.A. p.395, 1992 
[7] Tonshoff H.K., Kacstner W.: Machinability of Steel forgings and their Economic 
Prediction. Proc. of Intemationa1 Conference and Workshop on the Factors Influencing 
Machining, Cincinatti, Ohio USA, 12-14 September, 1989 
[8] De Ardo AJ., et al: A Bctter way to Asess Machinability. American Machinist, 5, 1993 
[9] 1'001 and Manufacturing Engineers Handbook. Vol.!, Machining, 1986 
[lO] Groover S., Mikell P.: A Survey on the Machinability of Metais. SME Technical Papers, 
1976 
[II] Murphy D.W., Aylward Pl'.: Machinability of Steel. Report of Homer Research 
Laboratories, Bethlehem Steel Corporation, March, 1980 
[12] Eriksson U.: Thc Quantitative Assesment of Machinability. Proccedings of the Inter- 
national Conference on Processing. Microstructure and Properties of Microalloycd and 
Other Modem High Strength Low Alloy Steels, Pittsburgh, PA, USA, June 3-6, 1991 
[13] AppIe C. A. : Thc Relationship betwcen lnclusions and the Machinability of Steel. Report 
ofHomer Research Laboratories, Bethlehem Steel Corporation, PA, USA 
[14] Kicssling R., Lange N.: Non-metallic Inclusions in Steel. The Metal Society, London 
1974 
[15] Yaguchi H.: Effect of MnS lnclusion Size on Machinability of Low Carbon Leaded 
Resulfurized Free-Machining Steel. 1. Applicd Metal Working, Vo1.4, No. 3, 1986 
[16] Pytel S.M., Rudnik S.: The role of Inclusion Morphology on Machinability of Structural 
Bar Steel. Proceedings of the Intemational Confercnce on Processing, Microstructurc and 
Properties of Microalloyed and Other Modem High Strength Low Alloy Stecls, 
Pittsburgh, PA, USA. Junc 3-6, 1991 
[17] Subramanian S.V., Kay D.A.R.: Microstructural Engineering for Improved Machinability 
CSIRAIISIJ Japan/Canada. Seminar Tokyo, December 3-4, 1985 
[18] Mauti R.: Machinability of SAE 8620 with and without Machining Enhancers SAE 
Technical Paper Series. Intemationa1 Congress and Exposition, Detroit, Michigan, 
February 25-March I, 1991 
[l9J Ravenshorst H., Gunnarson S., Akerstrom G.: A Survey of Precipitation Hardened 
Pearlitic-Ferritic Steels in Forged Automotive Components with Specia1 Emphasis on 
Machinability . Report of Laboratory for Metallic and Ceramic MateriaIs, AB Volvo 1987 
[20] Pytel S.M., et al.: SAE Technical Papers Series, 930964, 1993
>>>
26 Stanisław M. Pytel, Anna M. Kadłuczka 


[21] Pytel S.M., Kadłuczka A.M.: Procccdings of thc 14th Intcmationa] Scicntific Confcrcncc 
Advanccd Matcrials &. Tcchnologics. Gliwice - Zakopanc, Poland, May 17-21, 1995 
[22] Thc Volvo Standard Machinability Tcst. Std.IOI8.712, Thc Volvo Laboratory for Mgf 
Rcscarch, Trollhattcn, Swcdcn, 1989 


NON-METALLIC INCLUSIONS MODlFICATION IN LOW-ALLOYED 
STEELS 


Summary 


In thc papcr is prcsented the dependence between the incIusions sizc and morphology 
upon the steel technological properties with particular emphasis on the steel rnachinability. The 
addition ofCa and Te couse thc changes in sulphides and oxygens inclusions morphology. The 
authors have reached the con]usion that owing to the changes in inclusions geometry the 
machinability prospects of the steel can be higher.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM: JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


ANALIZA ZMIAN STĘŻENIA WĘGLA W AUSTENICIE W 
TRAKCIE PRZEMIANY BAINITYCZNEJ W STALI O,2C-IV-2Mn 


Zd:tislaw Ławrynowicz 


Akademia Techniczno-Rolnicza, Katedra Matcriałoznawstwa i Technologii Metali 
ul. Ks. A. Kordeckiego 20, 85-225 Bydgoszcz 


W artykule przedstawiono analizę zmian stężenia węgla w nieprzemienionym 
austenicie zachodzącą w trakcie przemiany bainitycznej w stali 0,2C- I V -2Mn. 
Wykorzystano do tego celu badania dylatometryczne oraz metalografię ilościową. 
Stwierdzono, iz dwic różne morfologie nieprzemienionego austenitu (pasemkowa 
i blokowa) zawicrają różllą koncentrację węgla. Wykonane badania świadczą o 
niejednorodnym ro7mieszczeniu węgla w nieprzemIenionym austenicie 
istniejącym po zahamowaniu pu.cmiany bainityczHej. 


l. WPROW AnZENIE 


Przemiana bainityczna zachodzi w stosunkowo wysokich temperaturach i jakikol- 
wiek nadmiar węgla w fcrrycie może zostać usunięty poprzez wydzielanie węglików 
wcwnątrz f c Tl)1u lub w \ryniku dyfi.17ji węgla do nicprzemienionego austenitu. Te dwa 
mechanizmy usuwania nadmiaru wcgla w ferrycie zachodzą zazwyczaj jednoc:t..eśnie, 
przy dominacji jcdncgo lub drugiego w zależności od temperatury i składu chemicznego 
stali . 
Bainit w stalach na ogół rośnie w postaci skupisk małych równoległych płytek o 
ogranicl.Onej wielkości I.nanych jako "sublistwy" (substructural units) tworzących 
wiązki [I,21. Pojcdyncze sublistwy wewnątrz wią/ki odil.Olowane są od siebie cienką 
warstw,t nieprzemicnioncgo austenitu, szczególnie w stalach, w których zahamowane 
jest wydzielanie węglików. Gdy natomiast zostanie zablokowany wzrost rosnących w 
różnych kierunkach wiązek bainitu, prowadzi to do powstania dużych nieregularnych 
bloków nicprzcmienionego austenitu 13). Na rysunku l przedstawiono te dwa rodzaje 
obs:t.arów nieprzemienionego austenitu.
>>>
28 


Zdzjsław Ławrynowicz 


Ponieważ cienkie warstewki austenitu występującego mi
dzy sublistwami ferrytu w 
pojedynczej wiązce są w znacznym stopniu odizolowane od siebie prJ:ez otaczający je 
ferryt, to stopień koncentracji węgla w tym austenicie może osiągnąć wartość znacznie 
wyższĄ od poziomu zakładającego jednorodne rozmieszczenie węgla w austenicie [3]. 
Takie "7..atrzymanie" nadmiaru węgla w odizolowanych cienkich warstewkach austenitu 
powinno prowadzić do zwiększenia stopnia przemiany bainitycznej, gdyż koncentracja 
węgla w dużych blokach nieprzemienionego austenitu powinna być wtedy niższa na 
każdym etapie przemiany. 
a) 
nieprzemieniony 
austenit w formie 
bloków 


b) 


wiązki bainitu 


granica ziarna 
austenitu 


l / 
/ 


sublistwy ferrytu bainitycznego 
// 
'''''-., 


", 


" obszary austenitu silnie wzbogaconego 
węglem występujące między 
sublistwami ferrytu bainitycznego 


Rys.l. Umicjscowicnic nieprzcmienionego austenitu w strukturzc bainitycmcj [2,3]: 
a) w formie bloków między wiązkami bainitu, 
b) w formie cienkich warstcwek silnie w1.bogaconych węglem oddzielających pojedyncze 
sublistwy w wiązce bainitu 


Dotychc7..as IStl1lCJą bardzo nieliczne dowody pośrednio potwierdzające 
niejednorodne rozmieszczenie węgla w nieprLCmienionym austenicie po zakończeniu 
izotermicznej przemiany bainitycznej [4,5]. Badania wykonane przez Bhadeshię [4J, 
polegające na analizie zawartości węgla w austcnicie za pomocą mikrosondy rtg 
polączonej ze spektrometrem wysokiej rozdzielczości \\)'ka7..ały istnienie niejednorod- 
nego rozkładu węgla w austenicie szczątkowym. Wiadvmo jest, iż węgiel powoduje 
ekspansję parametru sieci austenitu, stąd, Matas i Hehemanri [5] z..aobserwowali 
występowanie dwóch różnych parametrów sieci austenitu szczątkowego, odpowiadają- 
cych ró7J1ym stę7.eniom węgla w austenicie w obszarze jednej próbki. Jednakże w wielu 
przypadkach austenit, który jest stosunkowo ubogi w w
giel, ulega przemianie
>>>
Anali7
 zmian stęi.enia węgla... 


29 


martenzytycznej w trakcic dochładzania do temperatury otoczenia. Zatem, jakiekolwiek 
późniejsze pomiary koncentracji węgla w austenicie (Xy) przy użyciu metod 
rentgenowskich, mogą prowadzić do przeszacowania wartości Xy przy założeniu, że 
węgiel rozmieszczony był równomiernie w nieprzemienionym austenicie, który istniał w 
temperaturzc przemiany izotermicznej. Np. dla bainitu górnego w wysoko krzemowej 
stali, badania dyfrakcyjne wykazały, że koncentracja węgla w austenicie w temperaturze 
otoczenia wynosiła 1,7% C, podcz
s gdy z pomiarów zmian objętości uzyskano 
1,35% C w austenicie istniejącym w temperaturze przemiany bainitycznej [61. Zatem 
rentgenograficznie określona zawartość austenitu szczątkowego oraz koncentracja 
węgla w próbkach dochłodzonych do temperatury otoczenia nie oddaje stanu 
rzeczywistego istniejącego w temperaturze przemiany. 
Podjęte badania mają na celu zweryfikowanie hipotezy o niejedno rodnym stężeniu 
węgla w nieprzemienionym austenicie po zakończeniu przemiany bainitycznej. Jeżeli 
hipoteza ta jest prawdziwa, to dwie ró:iJle morfologie nieprzemienionego austenitu o 
różnej koncentracji węgla powinny posiadać odmienne temperatury początku przemiany 
martenzytycznej, możliwe do wyznaczenia przy użyciu odpowiednio precyzyjnej metody 
dylatometrycznej. Ewentualne stwierdzenie istnienia dwóch różnych temperatur Ms 
nieprzemienionego austenitu istniejącego po zahamowaniu przemiany bainitycznej 
byłoby pierwszym bezpośrednim dowodem na występowanie zróżnicowanej koncentracji 
węgla w austenicie szczątkowym będącej rezultatem postępu przemiany bainitycznej. 


2. MA TERlAł
 I METODYKA BADAŃ 


Nominalny skład chemiczny eksperymentalnego wytopu badanej stali podano w 
tablicy 1. Niska zawartość węgla pozwalała oczekiwać, iż nieprzemieniony austenit, 
pozostały po zatrzymaniu pr:t
miany bai ni tycznej pomimo wzbogacenia węglem, będzie 
ulegal przemianic martenzytyczJ1ej podczas dochladzania w temperaturze wyższej od 
temperatury otoczenia, eliminując kłopotliwe \\-ymrai..anie. Ponadto w wybranym 
materiale wydzielanie węglików w bainicie zachodzi w bardzo ograniczonym zakresie. 
stąd fakt ten nic komplikuje w istotny sposób analizy zmian stężenia węgla w 
nieprzemienionym austenicie [7]. . 


Tablica l Skład chcmic.lI1Y badanej stali w % wagowych 


Stal 
0,2C-1 V-2Mn 


Badania dylatometryczJ1e wykonano w dylatometrze Adamel Lhomargy LK-02 
umożliwiającym realiz..ację szybkich przebiegów nagrzewania i chłodzenia. W celu 
uzyskania dużej prędkości chlodzenia (300 K s-l) stosowano próbki o wymiarach I l, l 
x 13 mm. Po z..atrzymaniu przemiany bainityczncj próbki były hartowane do temperatu- 
ry otoczenia w cclu wyznaczenia Ms' Do oceny stopnia przemiany bainitycznej 
stosowano metalografię ilościową (metodę siatki punktów). Próbki do tego celu 
trawiono w nitalu.
>>>
30 


Zdzisław LaWl)'nowicz 


3. WYNIKI BADAŃ I ICH DYSKUSJA 


Temperatura początku przemiany martenzytycznej wyznaczona dylatometrycznie 
wynosiła: Ms = 368°C. W celu weryfikacji wykonano obliczenia temperatury początku 
tworzenia się bainitu Bs oraz temperatury początku przemiany martenzytycznej Ms 
wykorzystując metodę opracowaną przez Bhadeshię [8,9J. Według tej metody obliczone 
temperatury mają wartość: Ms = 368, Bs = 524°C, czyli występuje duża zgodność z 
wynikami doświadczalnymi. Na rysunku 2 przedstawiono przykładowe krzywe zmian 
wydłużenia w czasie dochładzania próbek do temperatury pokojowej po zakończonej 
przemianie izotermicznej w temperaturach 490 i 400°C. W przypadku temperatury 
490°C obserwuje się wyraźne wystąpienie dwóch temperatur Ms (rys.2a). 


6 


- - 
 ------ 
Tj = 490 'b 
----
 - -- --- 



 


.ó. 
 x1 0- 3 a) 
L 


4 
I 
2 I ._---
 --- 
M s 1 
J 
o 100 200 300 400 Oc 500 


.ó. !- X10- 3 I b - T ----------r ---------i 
L l Tj = 400 'b 
61-- -- . nu -1-- ----- u 
4 1 
I 
2 l -- 


M S1 ! _ I 
" I I 
- 
J______ - -

----.-L--6--J 
200 300 400 C 500 


----
-I 


o 


100 


Rys.2. Charakter zmian wydłw.cnia podclas hartowania po zatrzymaniu izotennicmcj prłemiany 
bainityc:711ej w temperaturze" a) 490°C, b) 400°C
>>>
Analiza zmian stężenia węgla... 


31 


Badania dylatometryczne zrealizowano austenityzując próbki w temperaturze 
1000 oC w czasie 10 minut, a następnie chlodząc z różnymi prędkościami celem 
wyznaczenia temperatury Ms (chłodzenie ciągłe odbywało się w atmosferze helu lub 
argonu) oraz podchładzając do temperatury przemiany izotermicznej w zakresie 
bainitycznym i \\)1rzymując w tej temperaturze przez czas odpowiednio długi, 
konieczny do zatrł:ymania przemiany bai ni tycznej. Próbki dylatometryczne były 
hartowane do temperatury otoczenia po zakOliczeniu izotermicznej przemiany 
bai ni tycznej , gdy dalsze długotrwale \\)1rzymywanie nie prowadziło do jakichkolwiek 
przyrostów wydłużenia, a krzywe wydłu:ł.enia miały zerowe nachylenie. 
Dla naj niższej temperatury izotennicznej przemiany bai ni tycznej (370°C) nie 
wyznaczono Ms z powodu jej niskicj wartości, prawdopodobnie ni:ł.5zej od temperatury 
otoczenia. Na wykresach (rys2) każde odchylenie od linii prostej reprezentuje początek 
przcmiany martenzytyc7J\ej, tak więc możliwe jest wyznaczenie temperatury początku 
przemiany martenzytyc/.nej M sl2 w czasie hartowania po zakończonej pr7.emianie 
bainitycznej. ' 
Na rysunku 3 przedstawiono przykładowe krzywe zmian wydłużenia w czasie chło- 
dzenia ciągłego z prędkościami mniejszymi od prędkości krytycznej. W tym przypadku 
przemiana bainityczna poprzedzała przemianę martenzytyczną. Charakterystyczne jest 
wystąpicnie dwóch temperatur 
 po chlodzeniu ciągłym z odpowiednio dużą 
prędkością, mniejszą jednak od prędkości krytycznej (rys.3a). Wyniki badań 
dylatometrycznych po przemianic izotermicznej i chłodzeniu ciągłym zamieszczono w 
tablicy 2. 


Tablica 2. Wyniki badań dylatometrycznych po przemianie izotennicZl1ej i chłodzeniu ciągłym 


Temperatura Steven 
przemiany, oc 
 i Haynes 
&/L x 10. 3 Bs' oC Ms]' oC M s2 ' oC V RT Ms1'oC 
Chłodzenie % wag. 
ciągłe, V = Ks.1 
370 3,63 - - - 0,86 ł,03 -117 
400 3,12 - ]45 - 0,74 0,57 142 
433 249 - 264 ]47 0,59 0,37 255 
463 1,69 - 328 ł92 0,40 0,26 317 
490 ],03 - 356 215 0,24 0,21 345 
V = ok. 300 Ks. 1 - - 368 - - - 
V=ok. 80 Ks. 1 - 456 342 ]90 - - 
V=ok. 50 Ks. 1 - 462 180 - - - 


&/L - maksymalna względna znuana wydłużenia próbki dylatometryc7J1ej, 
M s1 . 2 - temperatura początku prLCmiany martenzytyc7J1cj wyznaczona dylatometrycznie po 
7.akończeniu przemiany bainitycznej, 
VET - stopień przemiany bainitycznej 


Rezultaty badań dylatomctryc:t.nych po przemianie izotcrmicznej wykorzystano do 
oszacowania stężenia węgla w nieprzemienionym austcnicie w momencie zahamowania
>>>
32 


Zdzisław Ławrynowicz 


przemiany bai ni tycznej. Do tego celu wykorzystano optyczną metalografię ilościową, z 
pomocą której stwierdzono, iż struktura uzyskana po przemianie izotermicznej w 
temperaturze 400°C i następnym hartowaniu zawiera ok. 74% ferrytu bainitycznego 
(rys.4a). Z badań dylatometrycznych uzyskano dla tej temperatury przemiany (400°C) 
maksymalną zmianę wydłużenia względnego ó.LIL = 3,12 x 10- 3 , czyli ta zmiana 
wydłu:l.enia odpowiada objętościowemu udziałowi ferrytu bainitycznego VB400 = 0,74. 


I-M s 2 I 
_______ l ____ 1
_ 
100 



 L _Lx10-3Ib ) -
 ---1 -
] --- i-- 
L. Chłodzenie ciągle V = ok 50 Kls 
6 1 
I 
4 I --
--- --- 


d L -3 I 
T X10 6 
 


4 


J 


o 


2 


I 
O 


___
_m --i------r-u 
Chłodzenie ciągłe V = ok. 70 K/s 


_
u 


Mst 


I 
I
 ---I 
I +-_1 
_-L-Bs_L J 
400 Oc 500 600 


200 


300 


l 
-
1 
:' I " 
i '. (l I 
+--- +-=:=: +-- -i 
I I; I 
--
i-Iu-Bs J - __I 
I I 
100--,,00.- 3
0 - 400 "C; 500- 600 


i 
, 
-----J 
M s1 " , 


Rys.3. Charakter zmian wydłw..enia względnego próbki ze stali 0,2C-1 V-2Mn podczas 
chłodzenia ciągłego z prędkością: a) 70 Ks- 1 , b) 50 Ks-I
>>>
Analiza zmian stężenia węgla... 


33 


Stąd przyjęto. że zale7110ść między zmianą wydlużenia i objętościowym udzialem ferrytu 
bainitycznego uzyskana w temperaturze przemiany 400°C może być ekstrapolowana 
przez caly badany zakres temperatur przemiany bainitycznej, czyli od 370 do 490°C. 


RysA. Mikrost"lktura stali O,2C-1 V-2Mn po izotennicznej przemianie bainityc7l1ej w 
tcmpcratu.rlc: a) 4()()OC wClllsie 2h. h) 49()OC w czasie 4h (l - oznacza wiązkę 
bainitu z austenitem o morfologii pasemkowej, 2 - 07J1aOll obs711ry austenitu o 
morfologii hlokowcj występującego między poszczególnymi wiąlkami bainitu, który 
ulcgl pw;mianie martcnzytyczncj podczas dochladzania po zahamowaneJ 
prlcmianie bainityclJ1cj). 


Zatem zawartość ferrytu bainitycznego w mneJ temperaturze przemiany 
izotermicznej wynosi:
>>>
34 


Zdzisław Ławrynowicz 


0,74 M, 
V = (--)(-) 
BT 3,12.10-3 L T 


(1) 


Podany uproszczony sposób określania objętościowego udziału bainitu był 
wielokrotnie z powodzeniem wykorzystywany [9-12] lecz trzcba mieć świadomość, iż 
wyniki tak uzyskane obarczone są pewnym blędem. Błąd ten wynika z faktu, iż ó,LIL 
dla danego procentu przemiany zmienia się z temperaturą z powodu różnych 
współczynników rozszerzalności cieplnej ferrytu i austenitu. Stąd, w celu kalibracji, 
obliczono metodą metalografii ilościowej stopień przcmiany bainitycznej w najwyższej 
badanej temperaturze, tj. 490°C, który wynosi ok. 25% (rys.4b). Jest to zatem wynik 
zbliżony do otrzymanego z wykorzystaniem badań dylatometrycznych (tab.2). 
Ponieważ przemiana bainityczna w każdej z badanych temperatur nie zachod7iła do 
końca, a jak wyka7--ano [10,11) końcowa zawartość węgla w ferrycie bainitycznym jest 
bardzo mała, wynosząca maksymalnie 0,03%, 7.awartość węgla w austenicie tuż po 
zakończeniu przemiany można obliczyć z bilansu substancji z 7--ale7..I1ości (l0J: 


_ VBT(x-s) 
xy=x+ l-VBT (2) 
gdzie: średnia zawartość węgla w stali x = 0, 17% wag. C, a s = O,03%wag. 


Zawartość objętościową bainitu w zależności od temperatury przemiany 
izotermicznej wraz z obliczonym stężeniem węgla w nieprzemienionym austenicie 
przedstawiono w tablicy 2. Obliczeń stężenia węgla w austenicie dokonano przy 
założonym jednorodnym jego rozmieszczeniu w nieprzemienionym austenicie po 
zakończeniu izotermicznej przemiany bai ni tycznej. W n.eczywistości morfologia 
austenitu szczątkowego zmienia się od formy blokowej do cienkich warstw uwię7ionych 
między sublistwami ferrytu (rysA), który jest w/.bogacony węglem w większym zakresie 
w bezpośrednim sąsiedztwie ferrytu lub w obs71łfach ro7Al7.icIąjących sublistwy ferrytu 
bai ni tycznego [3). Świadc74 też o tym wyniki badań dylatometrycznych 7Amieszczone w 
tablicy 2. Zgodnie z oczekiwaniami, uzyskano wyiS7-C wartości temperatury M sl2 dla 
próbek po izotermicznej przemianie na bainit w wyższych temperaturach, gdzie w fniarę 
wzrostu temperatury przemiany uzyskiwano mniejszy ułamek utworzonego bainitu. 
W stosunkowo ""ysokich temperaturach, w których tworzy się bainit, jakikolwiek 
nadmiar węgla w ferrycie może zostać szybko ""ydalony do nieprzemienionego 
austenitu. Stąd, w miarę postępu przcmiany bai ni tycznej, rośnie jednocześnie 
koncentracja węgla w austenicie, czego dowodem są różne wartości temperatury M s l.2 
wyznaczone dylatometrycznie przy rM.nym stopniu pr7.emiany bainitycznej (tab. 2) 
Usuwanie nadmiaru węgla do otaczającego austenitu prowadzi do sytuacji, w której w 
miarę postępu przemiany bainitycznej kaiAla następna płytka ferrytu musi tworzyć się z 
austenitu coraz silniej wLbogaconego w węgiel [4). Zatem, przy braku innych przemian 
oddz.iaływujących na zmianę składu austenitu SZc7.ątkowego (wydzielanie węglików, 
przemiana perlityczna), przemiana bainityc7J1a 7Atrzyma się gdy 7.awartość węgla w
>>>
Analiza zmian stężenia węgla... 


35 


austenicie szczątkowym stanie się na tyle wysoka, aby uniemożliwić jego dalszą 
przemianę. 
Zakładając, że w trakcie przemiany bainitycznej nadmiar węgla usuwany jest do 
nieprzemienionego austenitu, z bilansu substancji (2) możliwe było wyznaczenie 
stężenia węgla w austenicie szczątkowym po zA.trzymaniu tworzenia się bainitu. 
Natomiast z zale7..fiości opracowanej przez Stevena i Haynesa [13] wiążącej temperaturę 
początku przemiany martenzytycznej austenitu szczątkowego ze stężeniem węgla w tym 
austenicie, można zweryfikować wartość temperatury Ms! \ryznaczonej 
dylatometrycznie (13): 


M sl 


Ms - 564 ("Y -x) 


(3) 


gdzie: 
x - średnia zawartość węgla w stali (%wag.), 
x., - stężenie węgla w nieprzemienionym austenicie tuż po z..3trzymaniu przemiany 
(%wag.), 
Ms - temperatura początku przemiany martenzytycznej stali (368°C) 


Wartości temperatury M s1 po zakończonej przemianie izotermicznej obliczone przy 
'rykorzystaniu zależności (3), zamieszczono również w tablicy 2. Widoczna jest w 
każdym przypadku WY7.sza wartość temperatury Ms określonej dylatometrycznie, stąd 
należy sądzić, iż wielkość stę7
nia węgla w austenicie szczątkowym tuż po zakończeniu 
przemiany została pr.leszacowana. Przyczyną tego faktu jest - prawdopodobnie istnienie 
dużej niejednorodności w rozmieszczeniu węgla w nieprzemienionym austenicie, którą 
potwierdziły badania dylatome!ryczne oraz uproszczona dylatometryczna metoda 
określania ułamka przemiany bai ni tycznej bez uwzględniania różnicy w wartościach 
współczynników roz.szerz..3lności liniowej ferrytu i austenitu. Tych czynników nic 
uwzględniono w wykorzystanej zale7..fiości (2) przy obliczaniu stężenia węgla w 
austenicie. 
Na rysunku 5 przedsta\\-lono zmodyfikowany dla zakresu bai ni tycznego schemat 
wykresu CTP stali O,2C- I V-2Mn uwzględniający zaprezentowane rezultaty badań i ich 
analizę. 
Powstaje pytanie dlaczego zaobserwowany efekt wystąpienia dwóch temperatur Ms 
nie został dotychczas dostrzcżony przez innych badaczy. Należy sądzić, iż zadecydowało 
o tym kilka istotnych czynników. Po pierwsze, przemiana martenzytyczna musi być 
poprzedzona częściową pfL.cmianą bainitycz..fią prowadzącą do powstania dwóch typów 
austenitu o zasadniczo odmiennej morfologii i o róż.nym stopniu wzbogacenia węglem. 
Po drugie, badany materia I musi posiadać odpowiedni skład chemiczny, z którym wiąże 
się hartowność jak i wartość temperatury Ms Przy dużej hartowności, czas potrzebny do 
uzyskania opisanego efektu może być bardzo dlugi, a ponadto temperatura MSl' a 
szczególnie M'2 może leżeć znacznie poniżej temperatury otoczenia. Natomiast dla stali 
niskowęglowych, o małej hartowności i bardzo \rysokiej temperaturze Ms, na 
uzyskiwany rezultat mogą się nakładać procesy związane z samoodpuszczaniem 
martenZ)'1u zaciemniające efekt zmian dylatacyjnych. Można zatem przypuszczać, iż 
zaobserwowane zjawisko zrÓi"llicowania stężenia węgla w nieprzemienionym austenicie
>>>
36 


Zdzisław ŁaWl)'nowicz 


w trakcie przemiany bainitycznej, dające w konsekwencji dwie różne temperatury Ms, 
jest zjawiskiem bardziej uniwersalnym \rystępującym również w innych stalach. 


B 
s 


BAINIT + y 1 + Y 2__ 


0% 
20% 


A3 
oC 


y 


n_____ 80% 


tv\; 


20% 


M s1 
B+ M 1 +y 
2 


80% 
MARTENZYT 


Logarytm czasu 


Rys.5 Schemat zmodyfikowanego dla zakresu bainitycmego wykresu CIP stali O,2C-1 V-2Mn 
(V l i V 2 odpowiadają prędkościom chłodzenia odpowiednio: 50 i 70 Ks-I, natomiast 
V 3 chłodzeniu z prLemianą izotennicmą w temperaturze 490°C) 


4. PODSłJMOW ANIE I WNIOSKI 


Kinetyka izotermicznej przemiany bainitycznej i mikrostruktura bainitu w stali 
O,2C-l V-2Mn badana była za pomocą metod dylatometryc7J1ych oraz mikroskopii 
optycznej. Badania te \rykazały: 
l. W trakcie przemiany bai ni tycznej następuje" zróżnicowanie koncentracji węgla w 
nieprzemienionym austenicie. Austenit w postaci cienkich warstw rozdzielających 
poszczególne sublist\ry w wiązkach bainitu, osiąga prawdopodobnie 7J1acznie 
\ryższą zawartość węgla od zawartości \rystępującej w austenicie o morfologii 
dużych nieregularnych bloków. 
2. Zjawisko \rystąpienia dwóch różnych koncentracji węgla w nieprzemienionym 
austenicie prowad7j do modyfikacji \rykresu CTP w zakresie odpowiadającym 
przemianie martenzytycznej, która to przemiana poprzedzona została częściową 
przemianą bai ni tyczną. 
3. Wraz ze wzrostem stopnia przemiany bainitycznej rośnie stężenie węgla w 
nieprzemienionym austenicie. 
4. Stopień przemiany bainitycznej maleje \ryrai..nie w mia[ę zbli:i.ania się do 
kinetycznej temperatury początku przemiany bainityc7J1cj Bs, co określane jest 
zjawiskiem niepełnej przemiany.
>>>
Analiza zmian stężenia węgla... 


37 


LITERA TURA 


[I] Hehemann R.F.: Phase transformations, 1970, s.397-432, Metais Park, OH, ASM 
[21 Ławrynowicz Z., Barbacki A: Archiwum Nauki o Materiałach, w druku 
[3] Rees G.I., Bhadeshia H.KD.H.: Mater. Sci. and Technol., vol.8, 1992, s.994 
[4] Bhadeshia H.KD.H., Waugh A.R.: Acta MetalI., vo1.30, 1982, s.775 
[5] Matas Sl., Hehemann RF.: Trans. Met. Soc AIME., vo1.22], 1961, s.179 
[6] Houillier RLe., et al.: MetalI. Trans., vol.2A, 1971, s.246S 
[7] Lawrynowicz Z., Barbacki A.: Archiwum Nauki o Materiałach, vol.9, 1988, s.301 
18] Bhadeshia HKD.H.: Acta MetalI., voL29, 1981, s.1117 
[9] Bhadeshia H.KD.H.: Metal Sci, voL 16, 1982, s.159 
[10] Bhadeshia H.K D.II , Edmonds D.V.' MetalI. Trans.A, vo1.10A, 1979, s.895 
[I I] Ali A et al.: MetalI Trans.A, voL24A, ] 993, s.214S 
[12] Young c.H., Bhadeshia H.K.D.H.: Mater. Sci. and Techno!., vo!.lO, 1994, s.209 
[131 Steven V, Haynes A.G.: J.Iron SteeI Inst, vo!.183, 1956, s.349 


ANALYSIS OF A CARBON CONCENTRATION IN AUSTENITE DURING 
BAINITE TRANSFORMATION IN O.2C-IV-2Mn STEEL 


Summary 


The non-uniform distribution of carbon in residual austenite in 0.2C-] V-2Mn steel has be en 
studied using high-speed dilatometry and optical metalIography. It is found that the carbon 
concentration trappcd in films of austenite between paralI el platelets of bainite is much larger 
than that in the larger blocks of austenite between sheaves of bainite.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 MECHANIKA (38) - 1995 


PROGNOZOWANIE WŁAŚCIWOŚCI MECHANICZNYCH 
PRĘTÓW ZE STALI 28G2A V NA ŁAŃCUCHY KOTWICZNE 


. 
Krzysztof Krzysztofowicz ,Zbigniew Zaczek 


Politechnika Gdańska, Katedra Metaloznawstwa i Obróbki Cieplnej 
ul. G. Narutowicza I I, 80-925 Gdańsk 


Przeprowadzono analizę wielokrotnej regresj i właściwości mechanicznych, składu 
chemicznego, średnicy prętów i temperatur ulepszania cieplnego 16 partii prętów 
ze stali 28G2A V, przeznaczonych na łańcuchy kotwiczne kategorii 3. Wykonano 
próbny wytop stali 28G2A V o zmienionym składzie chemicznym, uzyskany wle- 
wek przewalcowano w pręty o średnicy 76 mm i wyznaczono właściwości me- 
chaniczne prętów. Wykazano, że przyjęte równania pozwalają wystarczająco do- 
kładnie przewidywać właściwości mechaniczne prętów ze składu chemicznego 
stali, średnicy prętów i temperatur obróbki cieplnej prętów. 


l. WSTĘP 


Na właściwości mechaniczne prętów ze stali 28G2A V, w stanie po wyżarzeniu 
normalizującym, wpływają: udział objętościowy ferrytu, średnica ziarna ferrytu (rys. I) 
[1], umocnienie wydzieleniowe i roztworowe ferrytu, udział objętościowy perlitu, wy- 
miar ziarna perlitu, wymiar kolonii perlitu, odległość międzypłytkowa perlitu i grubość 
płytek cementytu w perlicie [2,3]. W przypadku ulepszania cieplnego tych prętów mia- 
rodajnymi dla ich właściwości mechanicznych przy strukturze górnego bainitu jest wy- 
miar byłych ziarn austenitu (rys.2) [4], a przy strukturze dolnego bainitu - szerokość 
igieł [5]. 


. Krzysztof Krzysztofowicz jest stypendystą Fundacji na Rzecz Nauki Polskiej w roku 
1995
>>>
40 


w 
C 
ClI 
N 
III 
X 

 

 
N 


Krzysztof Krzysztofowicz, Zbigniew Zaczek 


t 


o 
"iII 
o 
.! 
o 
"iII 
c 
..... 

 


Spo,",olność 


Plost y cz noic 


Zmniejszenie ziarna ferrytu _ 
Rys.1. Wpływ wymiaru ziarna ferrytu na właściwości stali r I] 


Wymiar ziarna austenitu. ,u m 


1.0 200 100 50 JO 20 15 
o 
I") o 
" 
.::: o 

 30 


20 


o 


o 


10 
O 


0.1 


0.2 

m 


O.J 


-0.5 


d- 0 . 5 
a ) 


Rys.2. Zależność energii łamania próbek KU od wymiaru byłego ziarna austenitu w stalach o 
różnych składach chemicznych: 0,32 - O, 44 % C: 0,69 -138 % Mn; 0,28 - 0,94 % Si; 
O, 10- O, I 5 % V; 0,008 - 0,019 % N; austcnityzowanych w zakresie temperatur 1050- 
1250 oC i chłodzonych z prędkościami 1- 9 oC/s w temperaturze 750 Oc [4] 


Związki ilościowe właściwości mechanicznych z cechami mikrostruktury stali 
C-M n-V są różnie zapisywane, jak to przedstawiono w pracy [6]. W niniejszej pracy
>>>
Prognozowanie właściwości.... 


41 


wyznaczono te związki równaniami analizy wielokrotnej regresji właściwości mecha- 
nicznych względem składu chemicznego, średnicy i temperatur obróbki cieplnej prętów 
w ogólnej postaci: 


R O . 2 
Rm 
As 
Z 
KVo 


a i + b, . C + c i . M n + d I . Si + e i . (A f, + V + N) 
aj' + b ( . C + c,' . M n + d( . Si + e ( . (A fe + V + N) + fi' . D 
a i" + b i" . C + (I" . M n + d,,, . Si + e/,,' (A fe + V + N) + h, . D + g/,,' T 


(I) 


w których: C, Mn, Si, Alc, V, N - zawartość pierwiastków w stali, % wagowy, 
D = ł I Id , d - średnica pręta, mm, 
T - stosunek tem,peratury odpuszczania do temperatury hartowania prętów. 


Równania te odnoszą właściwości mechaniczne prętów kolejno do składu che- 
micznego stali, średnicy prętów i stosunku temperatury hartowania do temperatury od- 
puszczania prętów. 
Jako znaczące pierwiastki składu chemicznego stali 28G2V przyjęto kryterium 
zawartość węgla i manganu, będące miernikiem udziału objętościowego perlitu fp w 
strukturze stali C-Mn-V. W badanych prętach udział manganu zawierał się w granicach 
1,46- 1,83 % i można przyjąć, że przynajmniej do zawartości ł ,40 % Mn będzie uczest- 
niczył w zwiększaniu udziału objętościowego perlitu w strukturze stali C-Mn-V [7]. 
Pozostała ilość manganu (0,06 - 0,43 %) może uczestniczyć w utwardzeniu roztworo- 
wym ferrytu w strukturze stali. 


42 
.S 
E 
-- 40 
o 
o 
rn 38 
c 
(1) 
N 
"O 36 
o 
E 
u 
.u 34 
. CI) 
o 
..: 
..CI 32 
-. 
N 
U) 
30 
O 50 100 150 200 
Średnica pręta, mm 


Rys.3. Szybkości chłodzenia prętów w temperaturze 750 Oc: w powietrzu w zależności od śred- 
nicy pręta [81 


Na udział objętościowy perlitu fp w strukturze stali wpływa też prędkość chło- 
dzenia prętów w po\',ietrzu i wymiar ziarna austenitu, związane ze średnicą prętów, 
Wyznaczoną w pracy [81 zależność prędkości chłodzenia w powietrzu od średnicy pręta 
przedstawiono na rysunku 3. Im mniejsza prędkość chłodzenia pręta i im większe ziarno
>>>
42 


Krzysztof Krzysztofowicz, Zbigniew Zaczek 


austenitu, tym większy jest udział objętościowy perlitu fp w strukturze stali. Prędkość 
chłodzenia pręta w powietrzu, a więc średnica pręta ma też udział w utwardzaniu wy- 
dzieleniowym ferrytu w strukturze stali, przy czym im większa średnica pręta, tym 
mniejsze utwardzenie wydzieleniowe ferrytu. Wreszcie średnica pręta ma wpływ na 
wymiar byłego ziarna austenitu, a stąd na wymiar ziarna ferrytu. lm mniejsza średnica 
pręta, tym więcej było jego przejść przez walce i tym mniejszy będzie wymiar byłego 
ziarna austenitu i powstających z niego ziaren ferrytu w strukturze prętów, jak pokazano 
na rysunku 4 [9]. 


300 


Temperatura, oC 
1095 1085 1070 1045 1005 aoo 
1100 1090 1080 1060 1025 980 
IWalcowanie
m blachy 
1Hs = 220 mm, 10 s między 
I przejŚciami.__.__ 


400 


E 

 
.3 
'c 
Q) 100i- 
U; 
;:) 
co 
co 70 - 
E 
co 
'N 50 
Lo. 
.
 40 
E 
- 
5: 30 


20 -------L 
O 2 3 l. 5 6 7 8 9 10 11 


Przejście nr 


RysA. Rozwój struktury austenitu stali C-Mn podczas walcowJnia prętów 191 


W konsekwencji średnica pręta, jako czynnik wpływu na właściwości mecha- 
niczne prętów, powinna być wprowadzona do członów równań (I) reprezentujących 
udział ferrytu (wyraz wolny), udział objętościowy perlitu (b).C te!. Mn) i utwardze- 
nie wydzieleniowe (ej .(Ale + V + N», co znacznie skomplikowałoby wzory. Dlatego 
średnicę pręta wprowadzono do równań (I) jako osobny czynnik wpływu w postaci 
D = 1/ .Jd , gdzie d - średnica pręta, mm, co nawiązuje do postaci ujęcia wymiaru ziarna 
ferrytu w równaniu Halla-Petcha na wyznaczanie granicy plastyczności stali [10]. 
Jak widać, człon równania (I) charakteryzujący umocnienie stali udziałem obję- 
tościowym perlitu fp w strukturze stali, nie uwzględnia wymiaru ziarna perlitu, wymiaru 
kolonii perlitu, odległości międzypłytkowych perlitu i grubości płytek.cementytu w per- 
licie. Stanowi to uproszczenie równań (I) i dlatego przedstawiają one tylko zależności 
przybliżone. 
Człon równań (I) ej .(Ale + V + N) reprezentuje utwardzenie wydzieleniowe
>>>
Prognozowanie właściwości.... 


43 


ferrytu w strukturze stali. Taki zapis utwardzenia wydzieleniowego stali C-Mn-V jest 
uproszczeniem. W rzeczywistości część dodatku aluminium (min. 20 %) zostaje zużyta 
na końcowe odtlenianie stali i nie uczestniczy w utwardzaniu wydzieleniowym ferrytu. 
W rzeczywistych warunkach w stali powstają głównie węgloazotki wanadu (C,N)V, a 
więc w utwardzeniu wydzieleniowym stali uczestniczy też część zawartości węgla. Przy 
odpowiedniej zawartości wanadu także w ferrycie mogą się wydzielać węgliki wanadu 
VC, dające utwardzenie wydzieleniowe ferrytu. 
Człon równań g J . T , gdzie t = tolth jest stosunkiem temperatury odpuszczania do 
temperatury hartowania, charakteryzuje umocnienie stali wywołane ulepszaniem ciepl- 
nym prętów. W zasadzie, w rozważanej stali 28G2A V ulepszanie cieplne w różnym 
stopniu zmienia udział objętościowy perlitu fp w strukturze stali i utwardzenie wydzie- 
leniowe ferrytu i powinno występować w członach równań (l). Stąd ujęcie jego wpływu 
na właściwości mechaniczne prętów tylko w jednym osobnym czynniku jest kolejnym 
uproszczeniem równań (l). 
Reasumując, przyjęte równania (I) zawierają kilka uproszczeń i dlatego opisują 
tylko w przybliżeniu właściwości mechaniczne prętów ze stali 28G2A V, zaleznie od 
cech mikrostruktury stali. 


2. METODYKA BADAŃ 


Z Huty Lucchini w Warszawie uzyskano atesty hutnicze na 16 partii prętów o 
średnicach 78, 105 i 117 mm, ze stali 28G2A V. W atestach podano składy chemiczne 
poszczególnych wytopów stali, parametry ulepszania cieplnego prętów (hartowanie z 
temperatury 850 oC w wodzie i odpuszczenie w temperaturach 600, 620, 630 i 640 0 C z 
chłodzeniem w spokojnym powietrzu) oraz właściwości mechaniczne prętów po ulep- 
szaniu cieplnym. Pręty zostały wykonane na zamówienie przemysłu stoczniowego ChRL 
z przeznaczeniem na łańcuchy kotwiczne kategorii 3. 
Poszczególne wytopy stali 28G2A V zawierały: 0,27 - 0,34 % C; 1,46 - 
1,83 % Mn; 0,27 - 0,52 % Si; 0,01 - O,] 1% V; 0,026 - 0,076 % Alc i 0,004 - 0,012 % N. 
Stosunek temperatury hartowania do temperatury odpuszczania prętów zmieniał się od 
],328 do J ,384. Współczynnik D charakteryzujący średnicę prętów zmieniał się od 0,92 
do ] , 13. Właściwości mechaniczne prętów stalowych m ieściły się w granicach: 
RO.2 = 525 - 695 MPa; Rm = 690 - 810 MPa; AS = 18,5 - 24,5 %; Z = 60,5 - 68,5 % 
i KVO = ] 05 - 182 J. 
Przeprowadzono analizę regresji wielokrotnej właściwości mechanicznych prę- 
tów względem składu chemicznego stali, średnicy prętów i temperatur obróbki cieplnej 
prętów, w układach, jak w równaniach (1). 
Z uzyskanych równań regresji (l) właściwości mechanicznych prętów względem 
składu chemicznego, średnicy i temperatury obróbki cieplnej prętów zaprojektowano 
skład chemiczny stali 28G2A V zmieniony tak, aby nic tracąc zbyt wiele z wytrzymało- 
ści uzyskać zwiększcnie udarności prętów po wyzarzaniu normalizującym 
(T = I) z chłodzeniem w spokojnym powietrzu. Przy tym składzie chemicznym stali i 
wyzarzaniu normalizującym prętów zgodnie z równaniami regresji (I) właściwości me- 
chaniczne prętów z nowo zaprojektowanej stali 28G2A V powinny spełniać wymagania 
okrętowych towarzystw klasyfikacyjnych dla łańcuchów kotwicznych kategorii 3. 
Zamówiona próbny wytop stali 28G2A V w Hucie Lucchioi w Warszawie i tamże 
uzyskany wlewek przewalcowano na gorąco w pręty o średnicy 76 mm.
>>>
44 


Krzysztof Krzysztofowicz, Zbigniew Zaczek 


Na maszynie do wytwarzania łańcuchów ogniwowych Miebach S45 w ZUO Se- 
zamor w Słupsku wykonano doczołowe złącze prętów zgrzewane iskrowo. Z prętów i 
ich doczołowych złączy zgrzewanych pobrano próbki wzdłużne i wykonano próby roz- 
ciągania i udarności z następujących stanów kwalifikacyjnych prętów i złączy zgrzewa- 
nych: surowym po walcowaniu na gorąco i zgrzaniu, normalizowanym 
870 °C/0,5 godz. z chłodzeniem w spokojnym powietrzu, normalizowanym 870°CIO,5 
godz. z chłodzeniem strumieniem sprężonego powietrza i ulepszonym cieplnie 
(hartowanie z temperatury 870 o CIO,5 godz. w wodzie i odpuszczanie 600 °C/2 godz. z 
chłodzeniem w spokojnym powietrzu). 
Z równań regresji (I) dla składu chemicznego znowelizowanej stali 28G2A V. 
średnicy prętów 76 mm i ulepszania cieplnego prętów (T = 0,6896) obliczono progno- 
zowane właściwości mechaniczne prętów i porównano je z rzeczywistymi wartościami 
właściwości mechanicznych prętów wyznaczonymi w próbach. Oceniono trafność 
przewidywania właściwości mechanicznych prętów według wyznaczonych równań re- 
gresji (I). 


3. WYNIKI BADAŃ I DYSKUSJA 


Wyniki analizy regresji wielokrotnej właściwości mechanicznych prętów ze stali 
28G2A V względem składu chemicznego, średnicy prętów i temperatury obróbki ciepl- 
nej prętów zestawiono w tabeli I. Porównanie równań regresji wyznaczonych bez i z 
uwzględnieniem średnicy prętów pokazuje, że zmiana średnicy pręta w zakresie od 78 
do l 17 mm istotnie wpływa na właściwości mechaniczne prętów. Równania regresji 
zwiększają współczynniki korelacji, zmniejsza się prawdopodobieństwo przypadkowego 
wyniku, regresja jest bardziej istotna. Porównanie równań regresji bez i z uwzględnie- 
niem stosunku temperatury odpuszczania do temperatury hartowania prętów pokazuje, 
że uwzględnienie stosunku tych temperatur i"stotnie wpływa na właściwości mechaniczne 
prętów. Równania regresji zwiększają współczynniki korelacji, zmniejsza się prawdo- 
podobieństwo przypadkowego wyniku, regresja jest bardziej istotna. Reasumując, do 
zaprojektowanego składu chemicznego znowelizowanej stali 28G2A V użyto równań 
regresji ujmujących obok składu chemicznego stali także średnicę prętów i temperatury 
obróbki cieplnej. 
W równaniach regresji (tabela I) widać, że udarności najbardziej szkodzi doda- 
tek węgla w stali w zastosowanych granicach 0,27 - 0,34 %. Dodatek manganu silniej 
zwiększa udarność stali niż dodatek krzemu. Spostrzeżenia te wzięto pod uwagę przy 
projektowaniu składu chemicznego kontrolnej stali 28G2A V tak, aby przy niewielkim 
spadku wytrzymałości uzyskać zwiększenie udarności stali. Skład ten zapisano w normie 
zakładowej ZN-93/3. Pręty okrągłe, do wyrobu łańcuchów kotwicznych, walcowano na 
gorąco z niestopowych stali jakościowych. Wykonany według tej normy wytop kontrol- 
ny stali 28G2A V w Hucie Lucchini w Warszawie podano w tabeli 2. 
Uzyskany wlewek przewalcowano na gorąco w Hucie Lucchini w Warszawie na 
pręty o średnicy 76 mm. Wyniki prób rozciągania i udarności prętów w różnych stanach 
obróbki cieplnej podano w tabeli 2. 
Zgodnie z równaniami regresji (wiersze 3, 6, 9, 12 i ] 5 w tabeli I), pręty o śred- 
nicy 76 mm z wytopu kontrolnej stali 28G2A V, w stanie po hartowaniu z temperatury 
870 °C/0,5 godz. w wodzie i odpuszczeniu w temperaturze 600 °C/2 godz. z chłodze- 
niem w spokojnym powietrzu, powinny mieć właściwości mechaniczne jak w tabeli 2.
>>>
'0' 
!:: 
c.. 
IIJ 
'u 

 
.o 
'0 
.. 
.o 
O 
.. 
;:3 
'i;j 
.. 
IIJ 
o. 
E 

 



 
"£ 
iIJ' 
.. 
o.. 
;-, 
u 
'c 
"O 
IIJ 
.. 
'11 
Ó 
00 
IIJ 
1:j 
u 
"e 
IIJ 
.:: 
u 
;:3 
"O 
'" 

 
'" 
.ć 
u 
;-, 
1:j 
u 
.
 
.:: 
u 
IIJ 
E 
"u 
.", 
o 

 
'u 
.
 

 


. i)' 
IIJ 
.. 
00 
IIJ 
.. 
.0' 
c:: 
C 
.. 

t:: 
-00 
"
 
 

:=: 
:.=:5 
'" '" 
a 
 

 
 
'c: '8 
;, iIJ' 
:?; es.. 


'" 
" 
.o 
'" 
f- 


:
 
IIJ 
en 

 
os 
'" 
IIJ 
U 
O 


Prognozowanie właściwości.... 


45 


ł- 


os os 
ił ił 
o o 
.:.: 
-g-g 
Q, Q, 


 
Q, Q, 
os os 
os os os.
 .
 os os os os 
SSS...."'SSS 

 .; .; 
 
 
 .; 
 .; 


os 
ił 
o 
.: 
-g 
Q, 

 
o. 
os 
.
 os os 
..SS 
cBB 
e .
 .
 


os os 
ił ił 
o o 
.:.: 
-g-g 
Q, o. 


 
o. Q, 
os os 
.
.
 os 
....S 
o o El 
E E "
 


, 
 
o 
 .: 
." o 
&
 c 
 ł- 00 ,,", N ł- .... lO o N N 00 V) 
." 

 
o 
 '" ł-, o V) o, 00 00. o '1 N ł- lO- 
Q, lO lO' Ó Ó Ó ci M N" o' 00 .'1 
." .", '1 - '1 Ó 
ił .
 
 o N - - - - 
eJ: Ol) 
Q, o 
p." ił 
-o os 
"" a .. V) '" lO lO .... ł- '" N .... N o '" 00 
o o O. ł- o ł-. N lO .... '" N .... lO '" 

 '" 
 V) ..... N" N' ,.; ..... .,.;- N' N" ....' ....,00 

 '1 ;: -' N" oci 

 i.i: 
o i
 o N V) o ...., V) lO ł- o N o '1 N '" ł- 
'c 
 .... lO "!. '1 00 00. o O. lO "'. ..... '" .... lO '1 
." ..c 
 ." ",' '1 ..: ..: - ..... - ó Ó lO' ..... 00 

 u tiI N N - N N - - - 
"O .
 
'1) o '" ." 
, .: , 
% c V) o '1 V) ł- ł- .... V) ł- '" '" V) V) '1 '" 
o .0' N .... .... N N '" '" V) .... lO N '1 '1 N 
c:: .. '1 ł- 00 '" lO ł- 00 ł- 00 '" lO 00 '" lO ł- '" 

 ;..,0 
 
N': o' Ó Ó Ó Ó Ó Ó o' o' o' Ó Ó Ó Ó Ó 
'-' 


.
 

 

 
o 
.
 
c:: 
ił 
-o 
c.: 


Q, 
...J 


f-:-o ł-:- 
gj f-:-o 
 0+ 
!:: VJ 
 "q 
M 

 
;:; o 0'.0 ';: 
 
- 


 
 oq o . 
-

 
N- 

 -.Dr: 
zz z 
 
+N V)_ '0 ....V)++ 

+ -+ 
ł- 0-»+ 
-z -. + -.. I I r-' + +  
z+z z -.-.z--.- -Z2.2"t 
++ + z+z z z -- 
 +   +   + +  + z
 + 
 
 :;;: 
+ u+ +  z.,:,
...,.., 
- +  +++...... 
.:d-...5:! ot..!:!t+ t + 2M .... 
v) 

::;:---
- + " 

'1 
...... ......-« - 

$,r-: N , 
I.r,M-r."¥'-r'r-................................-t: '0 

 ł- 
 
 ('f') S 
 
 
 ..........$ C'ł"! en 0 _ 
+ .
 + 
 r.;:. + 
 g 
 t: "I::t 
 ci'I 
 c- 
M .- VJ t(.) + + _ I I ' tri 0\ I M tr) 
 

sr::


0000i;
;r-: c:: 
+++"'lO+

oo"'!N"'


 
s:: s:: s:: ++ t: I







 









" C::$;;;; 
....-+'1.:..::: "'" 


, 'c) 
++ C) ,,",'1 + 00,00,' 'I:C)C)", 
VVoo++v

'":o
;
V)
 
"'ł-00C)C) " ". ,,'1N'" 
'1 N N",C)",C),,,,N'1lO 
tr);;::-:;OO


N
 V

M; 


&!:

!:h
:;:h


 
MM- ;:;:;::O
 
o\
 r---


M
 
1111 II V)'1-........ 0oci O';ą II II II:; 
II II II II II II ł- '" o 


 
 E E E V) V) V) II II 11 0 00::: 
c.: c.: c.: c.: c.: c.: -«NNN:,(:,(:,( 


f-:-o 
'" 
N 
ł- 


--M

"';\oci
ocio\
 


- N ('f') 
 tr,
>>>
46 


Krzysztof Krzysztofowicz, Zbigniew Zaczek 


: 

 
N 
" 
QO 
N 
] 
'" 
 
N 


-. ;u 
 .5
 .5 o 
I;:;; 
I::o 'D 00 
::;J :':0 E E'D 'DS 
o 
fi] ;f;J V) V) 
"O :! '" '" 
::J 

 ci '" I I I I I I . , 
'E 'E 
N
 M s:: o .5 CI "1!ą "111-: 'D 00 
EL -'s -.T E-.T 00 t- 00 00 ó
 
V) V) V) V) 'D 'D 
O) 

 t- r- 
.
 
 - - 1-:1": -.T N 

 '" '" °l-.T 00 o -.iN 
..c:: N N 
o E 'E N N - ..... ..... ..... 
O) 
S 

 E
 - cO .s a; Ol..... o,..... 00 V) 
 
o o:::
 - .- o- V) ..... V) o ..... t- 

 S'D E'D t- t- 00 00 r- t- "2 
 
 
'r,j o o c:o. 

 .. o -.T -.T 010- o,..... N..... U' 


 - o- t- V) 'D - o c 
ci ci -.T -.T 'D V) V) 'D "O..c:: 
's 's 1:1 » 
c .... 
0-= 
"'" o 

 
 o- °u Z Z u ZU 

 

 Z.::;J ::J .- o o 
c:o. Z ::J c; 
.- 

..o-= 
--ee 
,.:;,,: 0.'- 


 
I ._ o 
Z 00 I 

 1: 
SO c o 
o , 
1:; 
'" , g 
o 0 0 01 0 

'"5 
:;;:: r- NV) V) 'D 'w 
'c ' 
00 o o o
u 
= [/) 6 0 d d 
 ao::J 
O/) 

 o::: 
 - a 
"- S_ 
 

 N obN "$I
 '5 
 E N 
N ; 'D .. o
 c .. 
 o 
o 'c 60 o o 
 ....; N 
 
'E .!:! '2 ., .
 
c 
 g,,,,, 
., "O Ol) 
..c o 'r- 
 &.0,)0 
o ._ Ol) 
'" o-Ir- 
"O[/) V) N -.T -.T .. o 
.- 
.. : ci6 o d N -.- 
 
:;;: o 

 fa 
o c 
[/) "" O/) ;o,..c 
 
c g
 Ol'" 2 
 E 
 

 -.T 
 
 c:o. 
"':.= 
.....;- a .!J .. 
:.:; 
 E 
, 'c u g 
V",- °loc 
fa . 
u '" N'" '" N "00 
0"0 ci d ooz 
5 5 
 
a"t
 .. -g-g5 
c:o. r: 
 c:o.c:o.
 
3 VJ '" D.. - . .. 


 
N o::: o- OM-' N 
;O, Z 
g £3 
 "2'c 
 

 "- N N 
 
N 
-:E :s 

 
o 

 
 c 
, 
ci. - - '" M 
 v-; -.D 38z 
'"'" 



 


'D 
r- 
(9 
:s 
:8 
..,.. 
... 
o- 
 
f;j 
u 
'g 
.c: 
u 
O) 
E 
'u 
.'" 
o 
:s 
'u 
ia 

 
-. 
c:: 
N 
u 
'5 
.., 
..c 
u 
-o 
«S 
:2 
(/J 
N 
«S 
) 
.o 
oj 
f-
>>>
Prognozowanie właściwości.... 


47 


Z badań kilku gatunków stali C-Mn przeprowadzonych w Politechnice Gdańskiej 
wynikają następujące relacje właściwości mechanicznych prętów wyżarzonych normali- 
zująco do prętów ulepszonych cieplnie: 


Re (N) "" (0,71-0-0,85) RO 2 (Ue) 
Rm (N) "" (0,88-0-0,94) R
 (UC) 
AS (N) = (I ,09-0-1, I 2) A5 (Ue) 
Z (N) 
 (0,93-0- 0,96) Z (Ue) 
KYo (N) = (0,45-0-0,76) KYo (Ue) 


(2) 


Przyjmując odpowiednie relacje obliczono właściwości mechaniczne prętów o 
średnicy 76 mm z kontrolnej stali 28G2A V w stanie po wyżarzeniu normalizującym, jak 
podano w wierszu S tabeli 2. 
Z porównania prognozowanych z równań regresji i rzeczywistych wartości wła- 
ściwości mechanicznych (z prób kontrolnych) prętów z kontrolnej stali 28G2A V po 
ulepszaniu cieplnym wynika, że te ostatnie odchylają się od prognozy w granicach od 
-15,3 % do +2,5 %. W przypadku prętów z kontrolnej stali 28G2A V po wyżarzaniu 
normalizującym rzeczywiste wartości właściwości mechanicznych odchylają się od 
wartości prognozowanych w granicach od -29,5 % do +2,3 %. W obu przypadkach naj- 
gorsze korelacje prognozowanych i rzeczywistych wartości wystąpiły dla udarności stali 
KYo (-IS,3 % i -29,5 %), przy czym prognoza okazała się zbyt optymistyczna. 
Z porównania rzeczywistych wartości właściwości mechanicznych prętów z kon- 
trolnej stali 28G2A V z wymaganymi właściwościami mechanicznymi łańcuchów ko- 
twicznych kategorii 3 wynika, że pręty ulepszone cieplnie spełniają te wymagania, a nie 
spełniają ich pręty wyżarzane normalizująco, wbrew przyjętemu założeniu, przy projek- 
towaniu nowelizacji stali. Jest to prawdopodobnie spowodowane przekroczeniem przez 
Hutę Lucchini w Warszawie dopuszczalnych maksymalnych zawartości manganu i 
krzemu w stali (tabela 2, wiersz 2). 


4. WNIOSEK 


Wyniki przeprowadzonych badań i obliczeń właściwości mechanicznych ulep- 
szonych cieplnie prętów okrągłych ze stali 28G2A V pozwalają stwierdzić, że w oparciu 
o analizę regresji wielokrotnej właściwości mechanicznych względem składu chemicz- 
nego, średnicy prętów i temperatur obróbki cieplnej prętów, można prognozować wła- 
ściwości mechaniczne stali C-Mn o nieco zmienionym składzie w stosunku do analizo- 
wanej stali 28G2A V z zadowalającym prawdopodobieństwem. 


LITERA TURA 


[I] Hcrt7.berg R. W.. Goodcnow R 1-1.: Fracturc toughness and fatigue-crack propagation in 
hot-rolled microalloyed stec I. Procccdings Microalloying 75. Ed.M.Korchynsky, Ohio 
Union Carbidc. 1977
>>>
48 


Krzysztof Krzysztofowicz. Zbigniew Za czek 


[2] Gladman T.: Basic metalIurgy o" medium/high carbon steels. Proceedings of the Interna- 
tional Symposium MicroalIoyed Vanadium Steels. Ed.M.Korchynski. S.Gorczyca. 
M.Blicharski. SITPH-STRATCOR, Kraków 1990 
[3] Garbarz 8.: Stale mikrostopowe przeznaczone na wyroby kute. Prace IMŻ. nr 3 - 4, 1991 
[4] Roberts W. et al.: Prediction of microstructure development during recrystalIization hot 
rolIing of Ti- V steeIs. Proceedings of HSLA SteeIs - TechnoIogy and Applications, ASM. 
Ohio 1983 
[5] Lotter U.. Kawalla R.: Einfluss der Bainitausbildung auf die Ziihigkeit von un1egierten 
Baustiihlen. Steel Research. No 10, 1990 
[6] Krzysztofowicz K., Zaczek Z.: Związki mikrostruktury z właściwościami mechanicznymi 
niestopowych stali na łańcuchy kotwiczne. Z.N. Politechniki Gdńskiej. nr 509, Mechanika 
LXXII. 1994 
[7] Lagneborg R.: Optimization of microalIoyed ferrite-pearIite forging steels. Proceedings of 
the International Symposium MicroalIoyed Vanadium SteeIs. Ed.M.Korchynsky. 
S.Gorczyca. M.B1icharski. SITPH-STRATCOR. Kraków 1990 
[8] Zaczek Z.. Krzysztofowicz K.: Analiza przydatności stali C-Mn na łańcuchy kotwiczne 
kategorii 3a nie wymagąjące ulepszenia cieplnego. Część IV. Politechnika Gdańska, 
Gdańsk 1994 
[9] Siwecki T., Sandberg A. Roberts W.: Report No IM-I858, Swedish Institute for MetaIs 
Research, Stockholm 1984 
[10] Staub F. i inni: Metaloznawstwo. Wyd. Śląsk. Katowice 1979 


PREDlCTlON OF MECHANICAL PROPERTIES OF 28G2A V STEEL BARS 
FOR ANCHOR CHAIN CABLES 


Summary 


Multiple regression analysis of mechanical properties, chemical composition and heat 
trcatment temperatures of 16 batches of 28G2A V grade stecl bars, assigned for grade 3 anchor 
chain cables. was carried out. Experimental hea1 of steel of liUIe changed from 28G2A V chemical 
composition were made. Obtained slab was rolIed into 76 mm diameter bars. For those bars ten- 
sion and CYN impact tests were carried out. Conclusion that muItiple regression analysis equ- 
ations couId be used for prediction of mechanical properties of 28G2A V grade stcel bars was 
presented.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


EKONOMICZNE STOSOWANIE RUR ŻAROWYTRZYMAL YCH 
W PIECACH CHEMICZNYCH 


Krzysztof Krzysztofowicz *, Zbigniew Zaczek 


Politechnika Gdańska, Katedra Metaloznawstwa i Obróbki Cieplnej 
ul. G. Narutowicza I l, 80-925 Gdańsk 


Przedstawiono, odnotowany w latach 1960-1990, rozwój stopów austenitycznych 
na żarowytrzymałe rury pieców do przetwarzania węglowodorów w przemyśle 
chemicznym i petrochemicznym. Dla stabilizacji mikrostruktury austenitycznej 
zwiększono zawartość niklu, zmniejszono zawartość węgla i wprowadzono do- 
datki niobu, tytanu i aluminium. Odlewane odśrodkowo rury ze staliw austeni- 
tycznych zostały częściowo zastąpione walcowanymi na gorąco, wyciskanymi lub 
kutymi rurami ze stali austenitycznych. 


l. WPROWADZENIE 


W eksploatacji pieców do cieplnego rozkładu węglowodorów najważniejszym 
wskaźnikiem jest czas bezpiecznej i sprawnej pracy, określany jako trwałość dyspo- 
zycYJna. 
W związku z dużymi kosztami przestoju instalacji, zwykle pracujących w ruchu 
ciągłym, coraz większego znaczenia nabiera wybór odpowiedniego materiału rur pie- 
ców, przy czym mniej istotny staje się koszt budowy instalacji, natomiast wzrasta zna- 
czenie wskaźnika mierzonego stosunkiem ceny rur do ich trwałości dyspozycyjnej. Sto- 
sowane materiały rur muszą spełniać nie tylko wymagania stawiane danej instalacji, ale 
też utrzymywać wymagane właściwości przez możliwie maksymalnie wydłużony okres 
eksploatacji pieca. 


. Krzysztof Krzysztofowicz jest stypendystą Fundacji na Rzecz Nauki Polskiej 
w roku 1995.
>>>
50 


Krzysztof Krzysztofowicz, Zbigniew Zaczek 


2. WARUNKI PRACY PIECÓW CHEMICZNYCH 


Rury pieców do przetwarzania węgl()wodorów pracują w temperaturach od 800 
do 1150 oC, przy ciśnieniu wewnątrz rur od 2 do 4 MPa. Dla długotrwałej pracy rur 
ważne jest utrzymywanie stabilnych warunków pracy. Przeprowadzone w latach sie- 
demdziesiątych w USA inspekcje wykazały, że każdego roku w jednym na pięć pie- 
ców do parowego reformingu metanu wystąpiły nieoczekiwane zniszczenia przez peł- 
zanie rur katalitycznych wskutek przegrzania [I]. Rysunek ] pokazuje, jak zmienia się 
trwałość rur ze staliwa HK-40 w piecu do parowego reformingu metanu ze zmianą tem- 
peratury i ciśnienia w rurach. Punkt A na rysunku pokazuje standardową trwałość ]0 lat 
pracy rur w temperaturze 950 oC, przy ciśnieniu wewnątrz rur 2,4 MPa. Wzrost tempe- 
ratury o 55 Oc powyżej temperatury projektowej może skrócić trwałość rur do 1,4 roku 
(punkt B). Podobnie wzrost ciśnienia o 0,7 MPa może skrócić trwałość rur do 3,2 roku. 


o 
o 
111 
... 
::J 

 
... 
CI) 
c. 

 1000 
f- 


900 - 


, . 


I 
I 
I 
I 
.. I I I 
I I I I '1 -1-ł-------L-.LLJ.L.LL 
11,4 3,2 102030 
Trwałość rury piecowej, lala 


0,1 


Rys.]. Małe zmiany ciśnienia i temperatury silnie wpływają na trwa10ść rur ze staliwa 
HK-40 w parowym reformingu metanu [I] 


Przegrzanie ścian rur reformerów metanu może być CZęSCIOWO spowodowane 
zniszczeniem katalizatora i stąd blokowaniem przepływu gazu syntezowego [2]. Dlatego 
duże znaczenie ma ścisła kontrola przebiegu katalizy, a zwłaszcza częstotliwość regene- 
racji katalizatora, ustawienie palników itp. Przegrzanie ścian rur pieców do pirolizy mo- 
że być spowodowane blokowaniem przepływu ciepła przez osady sadzy na wewnętrz- 
nych powierzchniach rur. Osady sadzy oprócz podwyższania temperatury ścian rur ob- 
niżają temperaturę reakcji pirolizy i przez to zmniejszają wydajność picca, stąd dużc 
znaczenie ma częstotliwość czyszczenia rur z osadów sadzy. . 
Obok pełzania dalszym zagrożcniem trwałości rurjest ich utlenianie, zmęczenie i 
nawęglanie. 
Zużycie korozyjne powierzchni rur zmniejsza czynny przekrój rury i powoduje 
wzrost naprężeń w pozostałym przekroju, co przyśpiesza pełzanie. Na zimnych końcach 
rur reformerów metanu mogą występować pęknięcia wywołane korozją naprężeniową.
>>>
Ekonomiczne stosowanie rur... 


51 


Zmęczeniowe uszkodzenia rur pieców są spowodowane pulsacją ciśnienia we- 
wnątrz rur, zmianami temperatury rur i wstrząsami cieplnymi powstającymi przy włą- 
czaniu i wyłączaniu pieca z pracy. W latach sześćdziesiątych inspekcje w USA wykaza- 
ły, że jeden na cztery piece do parowego reformingu metanu każdego roku miał nie- 
oczekiwane zniszczenia rur katalitycznych, rur rozgałęźnych i wylotowych rur kom- 
pensacyjnych, spowodowane cyklicznymi naprężeniami cieplnymi, występującymi 
zwłaszcza przy rozruchu i wyłączaniu pieca [I]. To może być głównym problemem w 
piecach do pirolizy etylenu, które wymagają częstego wyłączania dla oczyszczenia rur z 
sadzy. 
W czasie eksploatacji pieców do przetwarzania węglowodorów obserwuje się 
też nawęglanie ścian rur, zwłaszcza rur pirolitycznych, głównie idące od powierzchni 
wewnętrznej rur. Nawęglanie rur zubaża osnowę stopu Cr-Ni w chrom, który wydziela 
się w postaci węglików chromu [3]. Stop Cr-Ni w obszarze nawęglonym staje się podat- 
ny na utlenianie (idzie ono po granicach ziaren austenitu w głąb m.teriału), ma większą 
objętość i mniejszy współczynnik rozszerzalności cieplnej niż stop w obszarze niena- 
węglonym, co w wysokich temperaturach wzbudza naprężenia, ma mniejsze przewod- 
nictwo cieplne oraz mniejszą plastyczność i wytrzymałość na pełzanie, co przyczynia się 
do powstawania mikropęknięć. Prędkość nawęglania ostro zwiększa się w temperaturach 
powyżej 1000 oC, (rys.2), co tłumaczy się rozpadem ochronnej warstwy tlenków chro- 
mu na powierzchni rury. 


3. RURY ŻAROWYTRZYMALE W PIECACH CHEMICZNYCH 


Stopy żaroodporne na rury pieców do przetwarzania węglowodorów, w kolej- 
ności ich wprowadzenia do produkcji rur w latach 1960 - 1990, zestawiono w tabeli I. 
Podane w tabeli rury były lub są produkowane w zakładach Inco Alloys International, 
INC w Huntington w USA, Manoir Industries Co w Pompey we Francji, Schmidt und 
Clemens GmbH w Niemczech i Blaw-Knox Ud w Pittsburgh w USA. 
Podstawową metodą produkcji rur pieców chemicznych jest odśrodkowe odle- 
wanie w maszynach odlewniczych z poziomą (głównie) lub pionową osią obrotu. Przy 
tym sposobie odlewania powstaje gruba, dendryt}czna, kolumnowa struktura ścian rur, 
która jest odporniejsza na pełzanie niż struktura drobnych, równoosiowych ziarn aus- 
tenitu w ścianach rur kształtowanych plastycznie [8]. Należy stosować możliwie dużą 
prędkość chłodzenia odlewu rury. Im większa jest prędkość chłodzenia odlewu rury, tym 
większe są kolumnowe ziarna austenitu, tym mniej wydziela się w strukturze eutek- 
tycznych węglików, tym więcej jest węgla rozpuszcz.onego w austenicie, tym większy 
jest parametr sieci austenitu, tym większe są kolumny dendrytów, tym większa jest wy- 
trzymałość rur na pełzanie (rysJ) i stąd większa tJwałość rur przy zadanych warunkach 
pracy lub możliwość podniesienia parametrów pracy rury i zwiększenia przez to wydaj- 
ności pieca [9 J. 
Wewnętrzną powierzchnię odlewu rury obrabia się mechanicznie, ponieważ 
zwiększa to odporność rury na utlenianie i nawęglanie, występujące zwłaszcza w rurach 
pieców do pirolizy [2J. 
Jako pierwsze w odlewanych odśrodkowo rurach piecowych zastosowano stali- 
wo HK-40. Jak pokazuje rysunek I pozwała ono na uzyskanie lO-letniej trwałości rur 
przy pra(;y w temperaturze 950 Oc i ci
nieniu wewnątrz rur 2,4 MPa. .leżeli nawet praca
>>>
52 


Krzysztof Krzysztofowicz, Zbigniew Zaczek 


rur przebiega w projektowanych warunkach, temperatura pieca jest często niejednolita i 
wzrasta o 20 Oc. Także na grubości ściany rury temperatura nie jest jednakowa, a ter- 
mopara przyłożona do zewnętrznej powierzchni rury pokazuje wyższą temperatu- 
rę.Te trudności powodowały, że albo trzeba było obniżać temperaturę procesu o 20 oC 
poniżej temperatury projektowej, albo zastosować na rury staliwo odporniejsze na peł- 
zanie, których kilka opracowano. 
3.0 


2.5 
"S- 
2.0 

 
CD 
'c 1.5 
'" 
o, 
1' 
3: 1.0 
'" 
z 
0.5 
0.0 
800 850 900 950 1000 1050 1100 1150 


Temperatura, 'C 
Rys.2. Nawęglanie stopów austenitycznych Cr-Ni zależnie od temperatury [4]: 
I - stal X5CrNiNb 199, 2 - staliwo G-X40CrNiSi 25 20 z 1,1% Si, 3 - staliwo 
G - X40NiCr 35 25, 4 - staliwa G-X40CrNi 25 20 z 2.4% Si i G - X40NiCr 30 30, 
5 - staliwo G - X40NiCr 3328 z 3,7% Si 


12 
co 11 
a. 

 
o 
o 
o 
..- 10 
-- 
o 
o 
o 
o 

 9 
a:: 
8 
O 


I 


/0 
.--o 


200 


400 


600 


800 


1000 


Prędkość chłodzenia, .C/min 
Rys.3. Wpływ prędkości chłodzenia odlewu rury ze staliwa I-łK-40 na Rz/IOOOOO rury [9] 


Rysunek 4 pokazuje ulepszoną wytrzymałość na pełzanie tych staliw w tempera- 
turach pracy reformerów [I], Staliwo 24/24 Nb może albo pracować przy naprężeniu w 
rurze o ok. 30 % większym niż staliwo HK-40 w temperaturze 955 Oc (punkt B w 
stosunku do punktu A dla HK-40 na rysA) lub umożliwić prowadzenie reformingu w
>>>
Ekonomiczne stosowanie rur... 


53 


temperaturze o 30 Oc wyższej (punkt C). Przy stosowaniu rUf ze staliwa 24/24 Nb 
w temperaturze 955 Oc i przy ciśnieniu 2,4 MPa zwiększa się trwałość rur powyżej 
20 lat[I]. 


m 
o.. 

 


o 
g 11 
o 
o 

 10 
er: . 9 


13 
12 


8 
7 
6 
5 
4 
900 


1000 


950 


1050 


Temperatura, oC 


Rys.4. Staliwa na rury reformerów, posiadające większą wytrzymałość na pełzanie w stosunku do 
staliwa HK-40 [1] 


Staliwo 24/24 Nb jest tylko o 5 % droższe od staliwa HK-40, pozwala na sku- 
teczne zwiększenie parametrów procesu i daje większą pewność bezawaryjnej pracy. To 
staliwo zostało szeroko zastosowane w Europie i Japonii z dobrymi wynikami. 
Tendencja do ulepszania doprowadziła do opracowania staliwa 25/35 Nb. Dla rur 
o tej samej grubości ściany, rury ze staliwa 25/35 Nb mogą pracować w temperaturze o 
55 Oc wyższej niż rury ze staliwa HK-40 (punkt E), a w temperaturze 955 Oc wytrzy- 
małość ich na pełzanie jest większa o ok. 65 % (punkt D) niż rur ze staliwa HK-40. 
Koszt staliwa 25/35 Nb jest tylko o ok. 20 % większy niż staliwa HK-40, przy czym 
daje ono pewne dodatkowe korzyści: 
I) wykorzystanie większej wytrzymałości stopu na pełzanie pozwala zastosować rury o 
cieńszych ścianach. Zużywa się mniej metalu, co równoważy jego zwiększoną cenę; 
2) zwiększa się wydajność pieca. Zastąpienie rur ze staliwa HK-40 rurami ze staliwa 
25/35 Nb o tej samej średnicy zewnętrznej, lecz o większej średnicy wewnętrznej, 
może zwiększyć o 30 -o- 40 % miejsce na katalizator, co redukuje spadek ciśnienia
>>>
54 


Krzysztof Krzysztofowicz, Zbigniew Zaczek 


przez krótsze łożysko katalizatora lub zwiększa wydajność pieca przy tej samej dłu- 
gości łożyska katalizatora; 
3) użycie cieńszych rur daje większą prędkość przepływu ciepła. Cienkie rury lepiej 
znoszą naprężenia podczas rozruchu i wyłączaniu pieca. Większa zawartość niklu 
(35 % zamiast 20 %) zmniejsza współczynnik rozszerzalności cieplnej staliwa, co 
ułatwia przenoszenie naprężeń cieplnych. W sumie może to dwukrotnie zwiększyć 
trwałość rur [10]. 
Wobec częstych przypadków nieoczekiwanych zniszczeń rur rozgałęźnych pie- 
ców, spowodowanych cyklicznymi naprężeniami cieplnymi, w latach sześćdziesiątych 
powstało przekonanie, że rurom odlewanym ze staliwa brakuje wystarczającej plastycz- 
ności i odporności na wstrząsy cieplne, co jest potrzebne zwłaszcza dla rur rozgałęźnych 
i rur kompensatorów na wylocie gazów z pieca. W latach sześćdziesiątych badano, czy 
obniżenie zawartości węgla w odlewach rur ze staliwa HK-40 wystarczająco ulepszy ich 
plastyczność i spawalność. Jednak tabela 2 pokazuje, że już po starzeniu 850 o C/500 
godz. udarność staliwa HK-40 z obniżoną zawartością węgla jest równie zła, jak udar- 
ność staliwa z normalną zawartością węgla 0,45 % []]. Związane to jest z pojawieniem 
się w strukturze stopu starzonego kruchej fazy sigma. 


Tabela 2. Wpływ zmniejszenia zawartości węgla na właściwości mechaniczne i strukturę 
staliwa HK-40 [13] 


Zawartość C Właściwośei mechaniczne Udarność. J Faza sigma 
Lp. 
% Re Rm A5 Z po od- 850 °CI 850 °CI 500h 
MPa MPa 
/o % laniu 500h % 
I 2 3 4 5 6 7 8 9 
I 0,04 242 475 43.0 36.0 IOl 6 38 
2 0,18 250 480 27.4 28,5 5 I (, 18 
3 0.31 268 490 17.6 18.4 21 7 8 
4 0.45 268 480 14.2 13.8 8 7 O 
5 0.60 268 480 9.2 8.0 8 7 O 
6 0,90 272 495 3,2 4,5 8 7 O 


Dopiero opracowanie odlewniczej wersji stopu 800H (24/32 Nb) z 0,10 % C i 
0,5 -o- J ,5% Nb, dało odlewy rur o ulepszonej plastyczności, dużej wytrzymałości powy- 
żej 900 Oc i małej tendencji do wzrostu kruchości przy starzeniu. Został on szeroko za- 
stosowany w Europie. Jest on tańszy niż stop 800H do przerÓbki plastyu:nej ze względu 
na większą wytrzymałość na pełzanie. 
Rury rozgałęźne są wykonywane przez odlewanie odśrodkowe. Stosunkowo mały 
współczynnik rozszerzalności cieplnej odlewów 20/32 Nb daje dobre zachowanie się 
rury przy cyklicznych naprężeniach cieplnych. Rury te są w eksploatacji już ponad 15 
lat i brak dotychczas doniesień () ich pękaniu lub zniszczeniu. Stop ma doskonałą spa- 
walność, dobrą plastyczność i odporność na wstrząsy cieplne. Wydłużenie nowego stopu 
wynosi 25 %, a po starzeniu stopu - 15 % [1 J. Porównanie właściwości mechanicznych 
stopów HK-40 i 20/32 Nb pokazano na rysunku 5. 
Stop 20/32 Nb stał się normą dla wysokotemperaturowych rurociągów. Łączy 
dobrą wytrzymałość na pełzanie z dużą plastycznością i wytrzymałością na niskocyklo- 
we zmęczenie cieplne, nawet po długim okresie eksploatacji rury.
>>>
Ekonomiczne stosowanie rur... 


55 


W rozwoju stopów, dla zwiększenia odporności staliw na nawęglanie, wprowa- 
dzono w ich skład krzem. Odporność staliwa na nawęglanie można porównać przy uży- 
ciu wskaźnika K 
 5Ni t 9 % Si. Podjęto też rozwiercanie i honowanie otworów rur 
odlewanych do Ra = 0,63 -;- ł ,25 Jlm. Korzystne okazało się też utworze n ie odnawial- 
nego filmu tlenków Cr, Si i Al na powierzchniach wewnętrznych rur piecowych. Zmiany 
te pozwoliły zmniejszyć wrażliwość stopów Ila nawęglanie, jak to przedstawiono na 
rysunku 6. 


III 
(L 
:? 
E 
er: 


600 
, 
500 \ 
\ 
, 
, 


100 


60 
AS 50 
40 
AS 
 
o 
-- 30 li 
{ 
20 
Re Rm 10 
I I O 
700 750 800 850 900 


ID 
o:: 


O 


Temperatura, oC 
Rys.5. Wła.
ciwości mcchaniczne staliw HK-40 i 20/32 Nb [I] 


Oprócz modyfikacji stali 800l-1 na S\Dp odlewniczy lub kuty, opracowano kilka 
stali żaroodpornych na walcowane na gorąco lub wyciskane rury piecowe typu Cr-Ni, o 
ulepszonej wytrzymałości na pełzanie w stosunku do stali 18-8 i o znacznie ulepszonej 
plastyczności i wytrzymałości na zmęczenie w stosunku do rur ze staliwa HK-40. Stale 
te podano w tabeli l. Stosuje się je głównie na rury walcowane na gorąco, pracujące 
poza skrzynią ogniową pieca, a więc rury rozgałęźne, wylotowe rury kompensacyjne i 
rury przesyłowe. Ze względu na warunki pracy rury te mogą mieć nieco mniejszą wy- 
trzymałość na pełzanie od rur odlanych odśrodkowo, natomiast muszą mieć dobrą plas- 
tyczność i wytrzymałość na zmęczenie. 
Ostatnim problemem do rozwiązania w rozwoju stopów na rury pieców chemi- 
cznych było ograniczenie osadzania sadzy na wewnętrznych powierzchniach rur, zwła- 
szcza rur pieców do pirolizy. Ograniczenie osadzania sadzy w rurach zmniejsza często- 
tliwość wyłączania pieców dla czyszczenia rur, a więc zmniejsza zmęczenie cieplne rur. 
Według niektórych poglądów stopy odporne na nawęglanie są jednocześnie odporne na 
osadzanie sadzy. Istnieje natomiast miernik odporności stopu na osadzanie sadzy, który 
wymaga aby % Cr + 2 % Si  24 [I]. Tak więc wprowadzenie krzemu do stopu Cr-Ni 
na rury piecowe daje zwiększenie odporności rur na osadzanie sadzy. 
Jak widać, w rozwoju żaroodpornych stopów Cr-Ni na rury piecowe zwiększo- 
no w nich zawarto
ć niklu oraz wprowadzono w ich skład dodatkowe pierwiastki: ko- 
balt, wolfram, miedź, krzem, tytan, niob i aluminium. Nikiel i kobalt promują powsta-
>>>
56 

 
a- 

 
f- 
.. 
 
"" 
::E o 
8 00 
a- 
g I- 
o 
 
J 
 
f- 

 
o 
-.o 
.... 
- 
u 
c 
..s 


c;;' 
-b. 
..., 



 


:::. 


co 
a- 
a- 


ó 
'" 
a- 


;a 
:;; 
'" 


..c 
" 
'" 
1! 



 

 

 
o 
-'" 
o 
." 
2 
CI. 
-5 

 
.'! 
E 
... 
-5 

 
-o 
" 
... 
'0. 
C 
2 
'" 
c 
... 
c 
Q 
.;;; 
o 
o 

 
'" 
. 
a. 
o 
Vi 


--'- 


...; 


'" 
-;:; 
.D 
co 
I- 


- 
o.. 
...J 


Krzysztof Krzysztofowicz, Zbigniew Zaczek 


a- - 
NM 


N"If'OOf"-o No-. -o 
..,.6N,.,..i-o" M
'..,...,.i""; 


.o 9 
:z1 + "".+ 
f-] on 

 ..,.
. 

 QIQ
O
 v;)QIQ 
z

::












!: 

 ; --N
 



 ..,.. 
.... I- 
 
E u o '" 


"'





"'



"'OO

QIQ 
-5: U :::JNMM........,.M. N""'MO..,.NMł"""IN"7'N 

 NNNNN
 NNNN MM 
I- 




-'" 

 



 f"-o


O 


on ,..... f"-o - 
--N ..., 



;::;;::;
 


ł-OOOONN 
--NMN 


N 00 
N N 


- o M." 
M M '-O \O 


a- N 
... .... 


...0 
'" -.o 


:;;: 


-.o 
,., 


E=f= 


o 
U o 

+-.o
 + ł== 
..,.- 


I- 



 


++ + +
. 


." 
.; 


I- 


"'. 



 


+ + + 


c 
::E 


8888g



8
g 5;8 




N




N

8

N
 
...;ggg

g
888

N"';88"'; 
_" ...:...: E E _" E ...: ...; _' o E ...; ...: 


I- 


Vi 





:;;:g8 g8g8 8g 


















 
...;gggg
8-gg8g ...:g8"': 
. . R . C - .... _._" 



 


u 


""1r."'0"'0 0000 "'....... 
"'''''''V'lMon -0-0"""\.0 .."... 


















 
MMMNNM MMM..,. M"It 
o" o" o' o' o" o" 0- 0- a 0- o' o' 


I- 



 
u 


o o 
.- -- .- ..o.D ..o - ..c U U ._ 
 ..o .- 
 





;;






,...,

oo 
"''''




'''


''''''



..". 
NN.,.,,,,.,.,..,,...,.N.,,
,,,

oo.,,.,,oo 
NNNNN NNN.".",MM,.....MN 
N N 


u 
.
 
 

- 
d] 


." 

 00 

 '::! 
 
 
 
u. 
 cd 
 
8'" cd :.:'" 
ł 
r---Z Z onZ 
f-z 
o 



 o 


o
o
xo 

;









8:=

8 




o

o



oo=::E::Eo 


-M






O=






 


o 

: 


i 
.. ! 
N N 
 

=ł 

 o o 
 

f'łNo:: 
- 


000 
N-" 


I-- 


.... ... 
..'; ro"I" 


N N -.o \Q 
. "I:t' 
 . - 

 .,...,.. V"I 


'-- 


::O\


 


'-- 


'" a- 
,., M 



N...o...o...o 
N N 
 ro"I..... 


I-- 


.... 
o 
VI 
ł:; 
 


i- 
....o. o _ _ 
9......N.f-
 
- 11"'1 QCI - 'n 

"
:
'
.
.2 
:f

i:i 

"
n"
 
.A 00 


'-- 


o' 


" " 
U U 


'" ." 
.... .... 
o" ci 

 
 
E E 


- 


- on." 
Ot;łNN"7Nr-;'N
 
Nao.ro"Iro"I
ro"I
ł"""\ro"I 


-.o ,.,,., 
......N_ONQMOO 
N;.tNN
N
NN 



.Ę 


o '" O 
8
-

:-
:,,
 
N
o"o"
o"
O'o 
C E E 


- 




 


M 8 g 
...... - 11"'1 ".,.. "'1"\ O 



"ci
"
6-

"
. 
E E 


- 


o O 
0"0. 


""..... O := 
.,... o'  
 o' 
 ci 
 V'I 
c;

d
d;gdo" 
E C E c:i 


- 


.c 
ZN 
N
 

O 

N 


OUi
NNNr=r=r- 

ONC!C!
NN
 
V"I
(:')OOO
(:')O 
N......ONI"łNOON 
N N N N 


'-- 


." 
U 
- 00 
3cE 
:r: 


 
I-- 
- N 



 
O N 

"::! 
Ni- 
V;:;:: 
:zu 

uz 8 !;

 
oor.
8
8g
g 
;:;;XXoo
oooo
oo
>>>
Ekonomiczne stosowanie ruI'... 


57 


wanie austenitu, zmniejszają wrażliwość stopu na tworzenie się przy starzeniu kruchej 
fazy sigma, zwiększają wytrzymałość stopu na pełzanie. Krzem i aluminium zwiększają 
odporność stopu na utlenianie. Krzem daje umocnienie roztworowe stopu. Wolfram 
tworzy trudno rozpuszczalne węgliki i przez to utrudnia powstawanie węglików chromu, 
zubożających w chrom obszary przyległe do granic ziarn austenitu i ułatwiających koro- 
zję między krystaliczną. Podobnie działają niob i tytan, tworzące węgliki i azotki. Wol- 
fram, niob i tytan dają utwardzenie wydzieleniowe stopu. Nikiel z tytanem i aluminium 
tworzy związki międzymetaliczne Ni3(TiAI), utwardzające stop, Miedź zwiększa odpor- 
ność stopów na działanie kwasów. 



 
o 


II 
O) 
I' 

 
.u 
. CI) 
o 
1:: 
II 

 
II 
N 


o 


2 


3 


4 


Odległość od powierzchni, mm 


Rys.6. Nawęglanie stopów Cr-Ni w temperaturze 1100 oC przez 520 godz. w granulowanym 
węglu. Widać korzystną rolty Ni. Si i Cr [I] 


4. PODSUMOWANIE 


W piecach chemicznych stosuje się głównie odlewane odśrodkowo rury ze sta- 
liw austenitycznych. W dążeniu do zwiększenia trwałości eksploatacyjnej rur obecnie 
coraz szersze zastosowanie znajdują walcowane na gorąco, wyciskane lub kute rury ze 
stali austenitycznych, które charakteryzują się w porównaniu z rurami odlewanymi ze 
staliwa większą plastycznością, odpornością na korozję i odpornością na niskocyklowe 
zmęczenie. Zwiększenie zawartości niklu, wprowadzenie krzemu, zmniejszenie zawar- 
tości węgla i wprowadzenie dodatków kobaltu, wolframu, miedzi, niobu, tytanu i alu- 
minium, zwiększa w określonych zastosowaniach, trwałość dyspozycyjną ruI'.
>>>
58 


. Krzysztof Krzysztofowicz, Zbigniew Zaczek 


Opracowane nowe stopy Cr-Ni na rury piecowe, w stosunku do wyjściowego 
stopu HK-40, posiadają większą wytrzymałość na pełzanie, dobrą plastyczność, większą 
wytrzymałość na niskocyklowe zmęczenie cieplne, odpowiednią stabilność struktury 
(brak fazy sigma po starzeniu), mniejszy w
półczynnik rozszerzalności cieplnej, większą 
odporność na utlenianie, nawęglanie i osadzanie sadzy. Wytrzymałość na pełzanie prze- 
stała być jedynym kryterium doboru stopu na rury piecowe. Podstawowe znaczenie uzy- 
skało kryterium wyrażone stosunkiem ceny rury do jej trwałości dyspozycyjnej. Nowe 
stopy są droższe (do 20 %), co jednak w znacznej części może być zrekompensowane 
mniejszym zużyciem stopu przez pocienienie ścian rur. 


LITERA TURA 


II] Schillmollcr C.M.: Solving high-temeperature probleme in oil refineries and pertochemi- 
cal plants. Chemical Enginecring, Vo1.93, No 1,1986 
[2] Herda W.R., Swales G.L.: Nickellegierte Werkstoffe im Chemicofenbau. Werkstoffe lI. 
KOITosion, B.22, H.9, 1971 
[3] Harrison J.M. et al.:The gaseous carburisation of austenitic steels. Werkstoffe u.Korro- 
sion, B.30, H. 10, 1979 
[4] Steinkusch W.: Aufkohlung von Schleuderguss-rohren in der pertochemischcn Indu- 
strieund Erk11l.rung dieses Verhaltens durch Laborversuche mit Chrom-Nickel 
Stahlen und-Werkstoffen im Temperaturbereich von 800-1150°C. Werkstoffe u.Korro- 
sion, B.28, H.I, 1977 
[5] Herda W.R., Maylor 1.B.: Die wirtschaftliche Verwendung von hitzbesutn-dingen 
Werkstoffen in ProzessOfen der Petrochemie. WerkstofTe u.Korrosion,B.28, H.2, 1977 
[6] Inco AlIoys International Ltd. Prospekty. Hereford, England, 1993 
[7] Manoir Industries Ltd. Prospekty. Paris, France. 1993 
[8] Evans R.K.: Centrifugal casting proves Its worth for critical components. Mctals and Ma- 
terials, May, 1979 
[9] Zaghloul M.B., Shinada 1'., Tanaka R.: Relation betwcen structure and creep rupture 
strength of centrifugally cast HK-40 steel.Transactions ofISIJ ,VoJ.! 7, 1977 
(I O] Jaske C.E., et al.: Predict reform er fumace tube life.l/ydrocarbon Processing, Vo1.62, 
No I, 1983 


ECONOMY USE OF HEA T RESIST ANT TUBBES 
IN CHEMICAL FURNACES 


Summary 


The developmcnt during 1960 - 1990 of austenitic alloy tubes used for chemical and pet- 
rochemical industry was presented. For the austenitic microstructure slabilisation nickeI content 
was growed, carbon content reduced and inlroduced additions of niobium, titanium and a]umi- 
nium. Centrifugally cast tubes were partially replaced hy hot workl
d austeniJ.ic al!oys tubes.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


BADANIE STRUKTURY ZGRZEWANEGO TARCIOWO 
ZŁĄCZA ŻELIW A SFEROIDALNEGO ZE STALĄ 
AUSTENITYCZNĄ 


Stanisław Dymski 


Akademia Techniczno-Rolnicza, Katedra Materiałoznawstwa i Technologii Metali 
ul. Ks. A. Kordeckiego 20, 85 - 225 Bydgoszcz 


Przedstawiono badania strukturalne i mikrotwardości złącza zgrzewanego tarcio- 
wo żeliwa sferoidalnego ze stalą I H 18N9T. Stwierdzono, że łączenie austenitu 
żeliwa z austenitem stali jest korzystne przy tworzeniu się struktury osnowy że- 
liwa w strefie wpływu ciepła. Pojawienie się ferrytu siatkowego na tle perlitu 
w osnowie żeliwa powinno zwiększyć wytrzymałość złącza zgrzewanego tarcio- 
wo. Optymalizacja warunków zgrzewania i ewentualna obróbka cieplna może 
wpIynąć pozytywnie na wytrzymałość złącza. 


I. WPROWADZENIE 


Ciepło powstające przy zgrzewaniu tarciowym i stygnięcie oddziaływują na 
strukturę w złączu i strefie wpływu ciepła. Struktura ta z kolei wpływa na właściwości 
mechaniczne złącza. Tarciowe zgrzewanie wykorzystuje się do łączenia odlewów w jed- 
ną część lub łączenia odlewów z półwyrobami wykonanymi inną technologią. Obecnie 
w technologii spajania nabiera większe znaczenie zgrzewanie tarciowe odlewów z pół- 
wyrobami stalowymi [3, 6]. Realizuje się próby łączenia sarnego żeliwa sferoidalnego, 
a także żeliwa za pomocą przekładek stalowych [J, 5J. Właściwości mechanic7.J1e żeliwa 
sferoidalnego są bardzo korzystne, stąd najlepiej nadaje się ono, jako tworzywo odlew- 
nicze, do łączenia za pomocą tarcia. 
W procesie zgrzewania tarciowego łączone materiały, w złączu i strefie wpływu 
ciepła, nagrzewają się do wysokiej temperatury przekraczającej temperaturę krytyczną. 
Najwyższa temperatura występuje na powierzchni zgrzewania. Świadczy o tym obe- 
cność w osnowie żeliwa mikroobszarów ledeburytu płytkowego w pobliżu zgrzeiny [5]. 
Ten fakt niewątpliwie dokumentuje, że temperatura procesu iTjoze być bliska I 150 oc. 
1. Hirsch [3] zgrzewając tarciowo zeliwo sferoidalne gatunek 400 -15 (GGG - 
40.3) ze stalą KJO (St 35.8) podaje, że w osnowie znajdował się perlit, nie było nato- 
miast ledeburytu i martenzytu.
>>>
60 


Stanisław Dymski 


Autorzy publikacji [6] informują o istnieniu w żeliwie martenzytu w próbkach o 
średnicy 2 mm i perlitu z troostytem (troostyt hartowania) oraz ferrytu przy graficie w 
próbkach o średnicy 80 mm. Cementyt wtórny natomiast występował na granicach ziarn 
eutektycznych. Po stronie stali z kolei była struktura perlityczno-troostytyczna z iglas- 
tym i siatkowym cementytem wtórnym, a po niej - ferryt i perlit. 
W strefie wpływu ciepła tuż przy linii zgrzewania złącza z żeliwa sferoidalnego 
stwierdzono w strukturze osnowy perlit o dużej dyspersji (troostyt), siatkowy cementyt 
wtórny i ledeburyt [5]. 
Podczas zgrzewania tarciowego żeliwa sferoidalnego ze stalą I H 18N9T stwier- 
dzono, że w stali wydzielają się węgliki chromu [7]. 
W analizie struktury złącza zgrzewanego nie można pominąć obecności wydzie- 
leń grafitowych w żeliwie sferoidalnym. Z praktyki wiadomo, że grafit należy do tzw. 
tworzyw smarujących. A jaką rolę pełni w procesie zgrzewania tarciowego? 
Grafit zmniejsza współczynnik tarcia i ogranicza wzrost temperatury [6]. Pod- 
czas tarcia ulega rozdrobnieniu tworząc tzw. strukturę pasmową a sferoidy grafitowe od- 
kształcają się, ale spotyka się takie, które nie zmieniły kształtu [5]. 
Uwzględniając przebieg zmian struktury w złączu zgrzewanym tarciowo autorzy 
publikacji [3, 5, 6] wyrażają tezę, że w procesie zgrzewania żeliwa sferoidalnego za- 
chodzi zjawisko dyfuzji. Przyczyną tego zjawiska jest niewątpliwie gradient stężenia 
węgla. 
W Katedrze Materiałoznawstwa i Technologii Metali Wydziału Mechanicznego 
A TR w Bydgoszczy od szeregu lat są prowadzone próby zgrzewania tarciowego żeliwa 
sferoidalnego pod kierunkiem Prof. nadzw. dr. hab. inż. Henryka Oleszyckiego. Wy- 
korzystywane są różne sposoby mające na celu otrzymanie wytrzymałości złącza prze- 
kraczającej wytrzymałość samego żeliwa sferoidalnego. 
Podczas prób ksztahowania czoła rury stali I H 18N9T w celu jej zamknięcia, 
przy pomocy narzędzia z żeliwa sferoidalnego, zachodziły przypadki trwałego łączenia 
obu materiałów [2]. Wobec tego powstała idea połączenia żeliwa sferoidalnego ze stalą 
austenityczną. 
Z analizy stanu zagadnienia wynika, że struktura złącza i strefY wpływu ciepła, 
w szczególności żeliwa sferoidalnego, odgrywa niezwykle ważną rolę w kształtowaniu 
właściwości mechanicznych. Uwzględniając to i powstałą ideę postanowiono wykonać 
badania strukturalne złącza żeliwa sferoidalnego ze stalą austenityczną. 


2. METODYKA BADAŃ 


Parę w złączu zgrzewanym tarciowo stanowiły żeliwo sferoidalne gatunek 
550 - 3 i stal kwasoodporna l H 18N9T. Żeliwo miało następujący skład chemiczny: 
3,51 % C; 3,03 % Si; 0,4 % Mn; 0,) 3 % P i 0,007 % S i zostało wytopione w żeliwiaku 
kwaśnym z grzanym dmuchem. Żeliwo odlewano do wilgotnych form piaskowych. Os- 
nowa metalowa zawierała 68,5 % perlitu i resztę ferrytu. Grafit w stosunku do całkowi- 
tej powierzchni wynosił 12 %. Wydzielenia grafitowe sklasyfikowano jako: Gf9 (95 %) 
i Gw45. 
Próbki żeliwne o średnicy 20 mm wycięto z dolnych części wlewków próbnych w 
kształcie Y typ II. Próbka okrągła na czole miała występ w Rostaci czopa o długości 
3 mm i średnicy 6 mm. Koniec tego czopa zatoczono na stożek.
>>>
Badanie struktury zgrzewanego ... 


61 


Próbka stalowa Q średnicy 20 mm została odcięta z pręta walcowanego. Na jej 
czole od strony powierzchni zgrzewania wykonano nakiełek, w kształcie stożka o kącie 
wierzchołkowym 90 o. Przygotowanie czół wykonano tak jak w pracy [1]. 
Próby zgrzewania wykonano na zgrzewarce tarciowej ZT4-13 przy param et - 


rach: 
- siła tarcia Pt = 29 kN, 
- czas tarcia tt = 120 s, 
- siła spęczania P sp = 34 kN, 
. czas spęczania t sp = 3 s. 
Warunki zgrzewania ustalono opierając się o badania wstępne podane w pracy 
[1]. W próbie zgrzewania próbki żeliwne mocOWano w uchwycie wrzeciona zgrzewarki, 
a w imadle suportu - próbki stalowe. 
Próbę rozciągania przeprowadzono na maszynie wytrzymałościowej ZD-40. 
Z próby rozciągania wyznaczono maksymalną siłę rozciągającą. Próbki rozciągano 
bez usunięcia wypływki. 
Przełomy próbek obserwowano na mikroskopie stereoskopowym MST-30, a na- 
stępnie fotografowano. 
Do badań strukturalnych wykonano zgład metalograficzny na przekroju wzdłuż- 
nym z próbki zgrzewanej poddanej rozciąganiu. Obserwacje mikroskopowe przeprowa- 
dzono na całej powierzchni złącza, a fotografowano tylko w niektórych częściach złą- 
cza. 
Na zgładach metalograficznych, wzdłuż prostej prostopadłej do powierzchni 
zgrzewania, oddalonej od tworzącej walca 2,5 mm, wykonano pomiary mikrotwardości 
na twardościomierzu PMT-3 przy obciążeniu 0,49 N (0,05 kG). 


3. WYNIKI BADAŃ 


Po zgrzewaniu tarciowym większe wypływki posiadały próbki żeliwne. Śred- 
nica zewnętrzna wypływki na obu próbkach wynosiła około 36 mm. Na jej obwodzie 
były promieniowe pęknięcia (rys. I). 
Złącze próbki I uległo pęknięciu przy Fm = 119,7 kN, a złącze próbki 2 przy 
Fm = 109,9 kN. 
Zerwanie próbek nastąpiło po stronie żeliwa w pewnej odległości od linii 
zgrzewania. Powierzchnia przełomu próbki I jest ziarnista, szara (rys. I a). W środku 
próbki 2 widoczny jest prawie gładki, szary wycinek kołowy. Jest to pozostałość po 
zdeformowanym czopie próbki żeliwnej. Grubość materiału żeliwnego zgrzanego do 
próbki stalowej wynosiła ok. I mm. 
Struktura osnowy żeliwa bezpośrednio przy linii zgrzewania jest perlityczna. 
Szerokość tej części struktury wynosi ok. 0,04 mm. Za nią na tle perlitu widoczna jest 
siatka ferrytu (rys.2). 
W odległości około 2 mm od linii zgrzewania osnowa żeliwa jest perlityczna, 
przy wydzieleniach grafitowych są bardzo wąskie otoczki ferrytu (rys.3). Na granicy 
ziarna eutektycznego oprócz mikropor (ciemne punkty) i wtrąceń azotków tytanu Uasne 
punkty) na tle perlitu jest również cementyt wtórny w formie cienkiej siatki i płytek. 
W dalszej części strefy wpływu ciepła w odległości około 4 mm od linii zgrze- 
wania struktura osnowy składa się z perlitu i ferrytu (rysA). Na granicy ziarna eutek- 
tycznego widoczny jest na tle perlitu cementyt wtórny.
>>>
62 


Stanisław Dymski 


a b 
Rys. I. Przełom próbki żeliwnej: a) próbka l, b) próbka 2. Pow. 2x 


Na rysunku 5 pokazano strukturę w osi próbki zgrzewanej po stronie żeliwa tuż 
przy linii zgrzewania (strona prawa). Struktura fragmentu czopa z bardzo drobnymi wy_ 
dzieleniami grafitowymi ułożonymi pionowo. Grafit otoczony jest ferrytem. Chara- 
kter tej struktury jest pasmowy. Między pasmami jest perlit. 
Struktura stali przy linii zgrzewania przedstawiona jest na rysunku 6. Linia 
zgrzewania (lewa strona) jest falista, tuż za nią w prawo na tle bardzo drobnych węgli- 
ków (szara barwa) są kulkowe i płytkowe wydzielenia węglików Gasne). Dalej struktu- 
ra składa się z węglików o dużej dyspersji wewnątrz ziarn (ciemne) i dobrze wy- 
kształconej siatki węglików. Pogrubione granice ziarn biegną jeszcze dalej, lecz z coraz 
mniejszą ilością drobnych węglików na tle austenitu. Struktura żeliwa po stronie lewej 
jest bardzo ciemna (przetrawiona). Jest to wynik zastosowania odczynnika ujawniają- 
cego strukturę stali austenitycznej. 
Przebieg zmian mikrotwardości złącza i w strefie wpływu ciepła przedstawiono 
na rysunku 7. Struktura węglikowa przy linii zgrzewania posiadała najwyższą twar- 
dość 557 JlHVO,05. W miarę oddalania się od tej linii twardość stali gwahownie się ob- 
niża, a po stronie żeliwa twardość zmniejsza się systematycznie. Pomiary twardości 
wykonano do miejsca, w którym zmian strukturalnych w osnowie żeliwa nie było.
>>>
Badanie stnJktu 
ry zgrzewanego o-o 


8 
.,., 


':r 


". 


....: 
.


 
" . -\",,, 
dO ,:' ,..,«1"; . .. 
 
.. 
. w .
..:.rr :
 '. .
 :"" :ł.:.- . '"ił 
J.o" ". 
 o." " 
F
" t:: 
-.-';;'
'" ,., 


,. 


.
-.'.; 

"1 
.' . r 
:10 

'-.-'.
 


...............;.;.. .:.-" 
I" 
;-: ,;.
." 
.i ,''. .' 

 
.:w' ,,
. f -Cj' 
. 'I i,"\"
 


..... 

 
o. 
co 
u 
:g 

 

 ::-ł- 
.
 

 

 

 
E 
tI) 



 ",,- 

!,
'. "p 


o . . . .:
 . ' '
 . '. 
:1:. 


... .. 
.... 


'. \,. 


., 


,..; 
on 
t2 



 
Co 
'" 
.
 
"O 
oN 
f! 
::J 

 
E 
. V) 


... 


......,.
.. 


l.: :. 


ł
';+
. .,. 
-- ..

 - 



.......
Iur I" 


..., 



 
- !J 


J t 




 . 

 r' ... 


1:- 


,-: 


63 


" 


[ 
",łoi 
 

 
N 
'r;; 
o 

 
cI 
.
 
:3 x 
e8 
I
: 
g 
 
V)IJ,. 



'.
5- 
'I-. .l
'
 ... 


.- 


V- 
on 
t2 



, 


". 


,,, 


..... 


, , 

 


'

I
 
... 
 
co 
U 
,1 
 

 
cI 
,
 
"O 
oN 
f!
 
::J ...... 

N 
...oc ' 
g 
 
V)IJ,. 
..; 
on 
ti 


'. .'1 


..., 



.ł.' 
 .
. 



:.....! 


...
>>>
64 


Stanisław Dymski 


Ij
. .:
:: ,i 
, 
 .
. 
.,.:. 
'.'ł.
'.ri".:.' ri.
t" 
... ,l:-ł"..;' "'
'f ;to' .., 
: .."' r 
'" 
 -1.:... .... " tJ. 
"... . 
 " , 
'. -
, .. 
1'1 _ '. -
 ,'. · 
. 
""".. 
.' ", 
'l
;' :, . 
"'
 l. I Ij. 
. .
't\ 
,.rl., , 


Rys.6. Struktura stali IHI8N9T przy linii zgrzewania. Pow. 500x. Trawienie odczynnikiem 
o składzie: HN0 3 - I cz, HCI - 2 cz, C 3 H 5 (OH)3 - 2 cz, H202 - I cz. 


600 
550 stal 
SW 
.,.. 
o 
o' 450 

400 
'U. 
"" 350 
o 
"O 

 300 

 


250 
200 


150 
N N N N N N N - N \&) \&) 
 N on 0\ Q() N 
 00 
 
 on .,., \&) 
o ..... \&) 00 - r- ..... - 
 r-. - - N. q 00 \&) on ..... - ...., ci 
'lS .,.;- -.i" ..,; ..,; N N N - ci ci ci ci ci ci ci ci ci 
Odległość, mm 


Rys.? Mikrotwardość złącza zgrzewancgo : żcliwo sferoidalne - stal I H 18N9T, 
V - wskazuje mikrotwardość obszarów granic ziarn eutektycznych 


4. ANALIZA STRUKTURY I TWARDOŚCI 


Badania strukturalne złącza i strefy wpływu ciepła, uważane za miejsca decydu- 
jące o wytrzymałości połączenia spajanego, wyjaśniają procesy zachodzące podczas 
zgrzewania tarciowego, a także podczas studzenia. Pomiary m ikro twardośc i połączenia
>>>
Badanie struktury zgrzewanego ... 


65 


zgrzewanego stanowią potwierdzenie występujących w nim składników strukturalnych. 
Na podstawie uzyskanych wyników i przeprowadzonych obserwacji mikroskopowych 
zilustrowano skład strukturalny osnowy metalowej żeliwa i stali lH18N9T (rys.8). 
Wydzielenia grafitowe w części środkowej próbki, tam gdzie znajdował się czop, 
uległy fragmentacji tworząc w tej części złącza strukturę pasmową. Ten typ struktury 
został dokładnie opisany w pracy [5]. Można więc przypuszczać, ze względu na miejsce 
powstałego przełomu próbki 2, że ten fragment istniejący na linii zgrzewania decydo- 
wał o jej wytrzymałości. Pojawienie się rozdrobnionego grafitu, otoczonego ferrytem, 
w strukturze pasmowej należy uznaĆ za strefę materiału, która na pewno odznacza się 
zmniejszoną wytrzymałością na rozciąganie. Ograniczenie tej strefy powinno spowodo- 
wać wzrost wytrzymałości złącza. 
Niektóre sferoidy grafitowe w pozostałej części przekroju złącza uległy odkształ- 
ceniu plastycznemu (spłaszczeniu). Im dalej od linii zgrzewania, tym stopień odkształ- 
ceniajest mniejszy. 


:E+
 

 
 



 
1i 
p.. 


. 
E5 
ll3
 
&..: ij 
t:Hu 

' ! f 
II 8 
+ 
 
:E 
 u 

 


I 
I 
I 
I u "I P'
 a I 
" 

 l
1 :'Fo.
 I 
.:J 

 .A
1 .H
I i
 


I 
ł:' i
 
;3:e1 g.

1 
 
1:;.1 -a 
 I r se 


I 
 I iJj
 
I I 


Żeliwo 


Stal 


Rys.8. Ilustracja struktury złącza zgrzewanego tarciowo żeliwa sferoidalnego ze stalą 


Odkształcenie to zostało spowodowane spęc7Amiem materiału. Plastyczny aus- 
tenit żeliwa silnie się odkształca, a znajdujące się w nim sferoidy pod naciskiem osnowy 
1JI1ieniają swój kształt w kierunku płynięcia materiału. W tej części złącza na linii zgrze- 
wania nie ma struktury pasmowej. 
W stali przy linii zgrzewania utworzyły się pojedyncze większe węgliki na tle 
bardzo drobnych (rys.6). Oddalając się od linii zgrzewania węgliki znajdują się na gra- 
nicach ziarn austenitu tworząc siatkę węglikową. Wewnątrz ziarn znajdują się bardzo 
drobne węgliki. Ta struktura zanika im dalej od linii zgrzewania. Obecność węglików w 
austenicie stali potwierdza mikrotwardość tej strefy złącza. 
Powstanie fazy węglikowej w stali austenitycznej niezbicie dowodzi o istnie- 
niu procesu dyfuzyjnego podczas zgrzewania. Temu procesowi towarzyszy ruch masy 
węgla z austenitu żeliwa do austenitu stali. W tym przypadku w dyfuzji węgla istotną 
rolę odgrywają pierwiastki stopowe stali. Wpływ składników stopowych wiąże się ze 
skłonnością do tworzenia węglików. Węglikotw6rczy chrom zwiększa energię aktywa- 
cji, co przyczynia się do hamowania dyfuzji węgla w austenicie stali. Nikiel natomiast 
ten proces przyspiesza. 
Po stronie żeliwa przy linij zgrzewania na niewielkiej szerokości jest bardzo ści- 
sły perlit o twardości 466 jlHYO,05. W pracy [l] wyżarzanie ferrytyzujące dwusto- 
pniowe złącza żeliwa sferoidalnego z przekładką ze stali austenitycznej przyczyniło się
>>>
66 


Stanisław Dymski 


do powstania tuż przy linii zgrzewania, po stronie żeliwa, sferoidalnych węglików na tle 
ferrytu. Stąd można uważać, że chrom ze stali przemieszcza się do austenitu żeliwa. 
Pojawienie się w osnowie żeliwa siatki ferrytu na tle perlitu o dużej dyspersji 
(381- 487 IlHVO,05) jest związane z proce-:m dyfuzji węgla. W tej części strefy wpły- 
wu ciepła, na granicach ziarn austenitu, ze względu na sąsiedztwo austenitu' stali, zacho- 
dzi ruch dyfuzyjny węgla. Jest on wynikiem istniejącego gradientu stężenia węgla wabu 
austenitach. Z uwagi na ten proces granica ziarna jest mniej nasycona węglem niż jego 
wnętrze. I podczas studzenia, po przekroczeniu temperatury ArJ' przemienia się w ferryt 
przed przemianą eutektoidalną. W zachodzącym procesie dyfuzyjnym określoną, dodat- 
nią rolę pełni substruktura odkształconego plastycznie austcnitu w wysokiej temperatu- 
rze. Zaistnienie w osnowie żeliwa ferrytu siatkowego wpływa korzystnie na złącze 
zgrzewane. 
Cementyt płytkowy i siatkowy na granicach ziarn eutektycznych pojawił się w 
strefie wpływu ciepła za perlitem z siatką ferrytu. W tej części strefy wpływu ciepła, 
oddalonej od linij zgrzewania, austenit został nasycony węglem zgodnie z linią ES ukła- 
du Fe - Fe3C. Studzenie tego austenitu, oddalonego od gratitu, wywołało utworzenie 
na granicach ziarn eutektycznych cementytu siatkowego i płytkowego. W centrum ziar- 
na eutektycznego wokół wydzieleń grafitu powstał ferryt. 
Studzenie osnowy żeliwa o niższym nasyceniu austenitu węglem spowodowało 
powstanie struktury perlityczno-ferrytycznej w centrum ziarna eutektycznego, zaś na je- 
go granicy pojawiły się płytki cementytu wtÓrnego na tle perlitu. Wokół grafitu nie po- 
wstały otoczki ferrytu (rys. 4). 
Występowanie w osnowie żeliwa sferoidalnego cementytu siatkowego i płytko- 
wego obniża jego wytrzymałość na rozciąganie. 
Przemiany strukturalne w strefie wpływu ciepła wpływają na właściwości me- 
chaniczne, a w szczególności na twardość, wytrzymałość i plastyczność złączA'! zgrze- 
wanego tarciowo. Chcąc poprawić właściwości tej strefy należy złącze poddać obróbce 
cieplnej. 


5. ZAKOŃCZENIE 


Badania struktury i mikrotwardości z!ącza zgrzewanego tarciowo stanowią przy- 
crynek do spajania żeliwa sferoidalnego. Otrzymane wyniki i ich analiza pozwalają 
stwierdzić, że: 
- istotny wpływ na wytrzymałość złącza zgrzewane!',o tarciowo ma struktura złącza 
i strefy wpływu ciepła po stronie żehwa w pobliżu linii zgrzewania, 
- istnienie gradientu stężenia węgla w zgrzewanych malerialach jest czynnikiem pozy- 
tywnym, 
.. wy
tępowanie ferrytu siatkowego w osnowie żeliwa korzystnie wpływa na wytrzy- 
małość złącza zgrzewanego, 
granice ziarn eutektycznych, które pełnią istotną rolę w kształtowaniu wytrzymałości i 
plastyczności żeliwa, powinny być pozbawione cementytu wtórnego, poprzez np. 
zmniejszenie zawartości Mn w żeliwie, 
- struktura pasmowa na linii zgrzewania jest strukturą niekorzystną i należy ją ogra- 
niczyć, 
- faza węglikowa w staJ i nie wpływa na wytrzymałość złącza, lecz kOIzystnie oddziały- 
wuj e na tworzenie struktury osnowy żeliwa w złączu podczas zgrzewania,
>>>
Badanie struktury zgrzewanego ... 


67 


- optymalizacja warunków zgrzewania tarciowego powinna zagwarantować jak naj- 
mniejszą odkształcalność sferoidów grafitowych, dzięki czemu mOźIla będzie zacho- 
wać niektóre właściwości żeliwa. 


LITERA TURA 


[I] Cyranowski P.: Własności obrobionego cieplnie złącza: zeliwo sferoidalne - stal auste- 
nityezna - żeliwo sferoidalne. Praea dyplomowa, Wydział Mechaniczny, ATR w Rydgo- 
szezy, I 994 
[2) Dymski S., Smarzyński S.: Ksztahowanie czoła rury ze stali kwasoodpornej za pomocą 
tarcia w eelu jej zamknięeia. XXXV Krajowa Konferencja Spawalnicza pt. "Postęp w 
teehnologiach, urządzeniach i materiałach do spawania i napawania". Sekeja Spawalnictwa 
SIMP w Częstoehowie. Politeehnika Częstochowska, Częstoehowo., s. 15 I - 159, pai- 
dziemik 1992 
[3] Hirseh J.: Konstruktionssehwcissen von Gusseisen mit Kugelgraphit (Sphfiroguss) 
mit BaustahL Konstruieren und Gicsscn, t.13, nr 2, s. 13, 1988 
[4] Kacprzak W., Lassociński 1.: Badania możliwośei zgnewania tarciowego żeliwa sferoi- 
dalnego. Przegląd Spawalnictwa, nr 9, s. 205, 1976 
[5] Oleszycki H., Karu Iski 1'.: Zgrzewanie tarciowe żeliwa sferoidalnego. Zeszyty Naukowe 
ATR Bydgoszez, Meehanika 36, Nr 184, s. 5, 1994 
[6] Riehter H., Pa1zkill A.: Reibsehweissen von Stahl mit Gusseisen mit Kugelgraphit. Kon- 
struieren und Giessen, t.II, nr 2, s. 33,1986 
[7] Szykowny T., Smarzyński S.: Zgrzewanie i kształtowanie tarciowe żeliwa z.e stalą 
IHI8N9T. Przegląd Spawalnietwa, nr9, s.I7, 1993 


AN INVESTlGATION OF THE STRUCTURE OF THE FRICTION WELDED 
COUPLE OF SPHEROIDAL CAST IRON WITH AUSTENITIC STEEL 


Summary 


Structural and mino hardness analyses of a [riction wdded couple of spheroidal cast 
iron with I H 18N9T steel have bcen studied. It has been observcd that coupling of austenite iron 
and stec l is advantageous whcn iron matrix strueture in the heat influence zonc is bcing created. 
The appearanec of ferrite network with pearlite in the hack ground should improve the strength 
of the frietion welded eouple. The optimalization of ,he we1ding conditions and additionaI heat 
treatment may havc positive impact on the strength ofthe couple as weB.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


STRUKTURA A WŁAŚCIWOŚCI MECHANICZNE ŻELIW A 
SFEROIDALNEGO HAR TO W ANEGO Z PRZEMIANĄ 
IZOTERMICZNĄ 


Stanisław Dymski 


Akademia Techniczno-Rolnicza, Katedra Materiałoznawstwa i Technologii Metali 
ul. Ks. A. Kordeckiego 20, 85 - 225 Bydgoszcz 


Przedstawiono warunki hartowania z przemianą izotermiczną i jego wpływ na 
strukturę i właściwości mechaniczne żeliwa sferoidalnego z podwyższoną zawar- 
tością Mn, wytopionego w żeliwiaku przemysłowym. Struktura w obszarach gra- 
nic ziarn eutektycznych odgrywa istotną rolę w kształtowaniu właściwości me- 
chanicznych żeliwa sferoidalnego. 


l. WPROWADZENIE 


Żeliwo sferoidalne hartowane z przemianą izotermiczną najeży do tworzyw 
konstrukcyjnych, które kojarzą wysoką wytrzymałość i dobrą plastyczność. W zasadzie 
w żeliwie to skojarzenie jest zależne od wzajemnego udziału bainitu i austenitu szcząt- 
kowego oraz innych czynników w jego osnowie. 
Szczególnie korzystne właściwości wytrzymałościowe ma żeliwo sferoidalne 
zawierające podwyższoną zawartość pierwiastków węglikotwórczych, ale równocześnie 
ma ono obniżoną plastyczność i udarność [2,4,5, 12, 13]. Pierwiastkami tymi są man- 
gan i molibden. Tłumaczy się to tym, że mikrosegregacja pierwiastków przy krystali- 
zacji wywołuje niejednorodność składu chemicznego i struktury [I - I 7]. 
Na granicach ziarn eutektycznych tworzą się obszary o mieszanej strukturze 
martenzytyczno-austenitycznej, które mogą również zawierać węgliki eutektyczne. Wła- 
śnie te obszary obniżają właściwości wytrzymałościowe i plastyczne żeliwa sferoidalne- 
go hartowanego z przemianą izotermiczną [2,3,4,5, 7, 15, 17]. 
Molibden przyczynia się do powstania na granicy ziarn eutektycznych węglików 
i mikroporowatości. Wzbogacenie granic w mangan powoduje, że przemiana izoter- 
miczna austenitu w bainit przebiega później niż w centrum ziarna [l, 3,12,13]. 
Zawartość manganu do 0,3 % (lub 0,55 %) gwarantuje wysoką plastyczność
>>>
70 


Stanisław Dymski 


żeliwa sferoidalnego hartowanego z przemianą izotermiczną [2, 4, 13]. Wyższą wytrzy- 
małość natomiast uzyskuje żeliwo, gdy zawiera ono około 0,8 lub 0,9 % Mn [2]. Mo- 
libden przyczynia się do wyższej wytrzymałości, lecz stosunkowo niskiego wydłużenia. 
Wzrost zawartości Mn i Mo zwiększają hartowność i strukturalną niejednorodność oraz 
obniżają plastyczność i powodują kruchość. Żeliwo uzyskuje wyższą plastyczność - gdy 
zawiera Ni i Cu - nawet w obecności małej ilości manganu i molibdenu [4, ]2, 13]. 
Nikiel i miedź obniżają wytrzymałość [13]. Obniżenie zawartości Si z 2,88 do 1,57 % 
przyczynia się do pogorszenia udarności niezależnie od warunków hartowania z prze- 
mianą izotermiczną [19]. 
J.F. Janovak i współautorzy [8] uważają, że mikrosegregację można ograniczyć 
przez zwiększenie liczby sferoidów grafitowych, zwiększoną szybkość krystalizacji i 
odpowiedni dobór pierwiastków stopowych. 
M. Nili Ahmadabadi, T. Ohide i E. Niyama [14] prezentują podobny pogląd jak 
w publikacji [8] i oświadczają, że zmniejszenie odległości pomiędzy wydzieleniami 
grafitu sprzyja zmniejszeniu mikrosegregacji Mn, co w konsekwencji przyspiesza prze- 
mianę i zmniejsza ilość austenitu nieprzemienionego. 
E. Dorazil wraz z współautorami [3] uważa, że niejednorodność strukturalna 
może być uznana za główny czynnik obni:.i'.ający wytrzymałość i plastyczność. 
Otrzymanie wyższej plastyczności żeliwa uniemożliwia martenzyt występujący 
wspólnie z austenitem nieprzemienionym na granicach ziarn eutektycznych [2]. Obe- 
cność martenzytu w osnowie zwiększa skłonność do pęknięć żeliwa [4,13, ]4]. 
Przemiany strukturalne podczas odpuszczania żeliwa sferoidalnego hartowa- 
nego z przemianą izotermiczną spowodowały zwiększenie właściwości mechanicznych 
żeliwa [7]. Stąd operacja odpuszczania może przyczynić się do złagodzenia niejedno- 
rodności strukturalnej. 
Udarność niestopowego żeliwa o strukturze dolnego bainitu jest do trzech razy 
wyższa niż niskostopowego żeliwa o takiej samej strukturze, a żeliwa o strukturze gór- 
nego bainitu dwa razy [3,4]. 
Austenityzowanie również wpływa na właściwości mechaniczne. Wzrost tempe- 
ratury austenityzowania powoduje, że wydłużenie i wytrzymałość na rozciąganie obniża- 
ją się [4, 12]. Przy przedłużeniu czasu austenityzowania udarność ulega pogorszeniu 
[ 19]. 
Przedłużenit: czasu wychładzania wpływa na zmniejszenie wydłużenia bez wy- 
raźnych zmian wytrzymałości [4]. Wynika to z obniżenia udziału austenitu szczątko- 
wego w osnowie. 
Powiększona zawartość węgla w austenicie szczątkowym i związane z t)m zmia- 
ny strukturalne można uważać za istotny czynnik obniżający wytrzymałość i plastycz- 
ność żeliwa [4]. 
W pracy [J l] przedstawiono koncepcjlt optymalnego doboru czasu przemiany 
izotermicznej w celu uzyskania jak najlepszej udarności. Autorzy podkreślają, ze os- 
nowa powinna ?.awierać minimalną ilość nieprzemienionego austenitu i znikomą ilość 
cementytu. Właściwości plastyczne są odwrotnie proporcjonalne do ilości nieprze- 
mienionego austenitu. Zwiększenie zawartości manganu przyczynia się do powiększe- 
nia udziału nieprzemiellionego austenitu i tym samym obniża plastyczność i wytrzy- 
małość [12, 13]. 
W kształtowaniu plastyczności żeliwa sferoidalnego hartowanego z przemianą 
izotermiczną kluczową roję odgrywa jednorodność osnowy metaJicznej. Obecność wad
>>>
Struktura a właściwości mechaniczne ... 


71 


wewnętrznych, takich jak: mikroporowatość, wtrącenia żużlowe i niemetaliczne, mikro- 
segregacja i obecność węglików, jest czynnikiem niekorzystnym [12, 17]. 
T. Kobayashi i H. Yamamoto [10], w celu podniesienia udarności, przeprowa- 
dzili próby umocnienia miejsc inicjujących pękanie, do których zaliczono granicę grafit 
- osnowa i granice ziarn eutektycznych, wykorzystując do tego mikrosegregację pier- 
wiastków stopowych w osnowie żeliwa. 
Z przeglądu literatury wynika, że żeliwo do badań zostało wytopione w elek- 
trycznych piecach indukcyjnych [1-3, 5,6, 161. W niektórych pracach przed hartowa- 
niem z przemianą izotenniczną żeliwo sferoidalne poddano operacjom ciephym: nor- 
malizowaniu lub wy.i.arzaniu ferrytyzującemu [2, 3, 19]. Tymczasem w niniejszej pracy 
podjęto się badaó żeliwa sferoidalnego o podwyższonej zawartości manganu, wytopio- 
nego w żeliwiaku przemysłowym, a przed hartowaniem nie wykonano dodatkowej ob- 
róbki cieplnej. 


2. METODYKA BADAŃ 


2,1. Materiał 


Niestopowe żeliwo sferoidalne zostało wytopione w przemysłowym żeliwiaku 
kwaśnym z gorącym dmuchem. Sferoidyzację żeliwa przeprowadzono, za pomoeą 
stopu magnezowego ML5, w zbiorniku żeliwiaka. Na rynnie spustowej ciekły metal 
modyfikowal!o FeSi. Żeliwo odlano do wilgotnych [onn piaskowych. Analiza składu 
chemicznego żeliwa wykazała następujące zawartości pierwiastków: 
- żeliwo l: 3,47 % C, 2,3] % Si, 0,82 % Mn, O, 10% P i 0,007 % S, 
- żeliwo 2: 3,18 % C, 2,69 % Si, 0,84 % Mn, O, 10% P i 0,008 % S. 
Osnowa m
talowa żeliwa I i 2 składała się z perlitu - 85 % i ferrytu - 15 %. Po- 
nadto w osnowie znajdowały SIę śladowe ilości cementytu. Wydzielenia grafitu odpo- 
wiadały wzorcom Gf9 i Gw 45, przy czym żeliwo 2 posiadało około 5 % Gf8. 
Właściwości mechaniczne żeliwa sferoidalnego określone na próbkach wy- 
ciętych z wlewków próbnych, oddzielnie odlewanych, pozwalają go zaliczyć do gatun- 
ku550-3. 


2.2. Badania strukturalne 


Badani.1 filikroskopowe i dyfrakcji rentgenowskiej wykonano na próbkach wycię- 
tych z żeliwa J. Z dolnej czękI wlewka próbnego o kształcie Y wycięto próbki o wy- 
miarach JO x 10 x :0 mm. 
Austcnityzowanie przeprowadzono \\' temperaturze Ty
. 900 oC i cz.asie 
ty'" 60 minut 'ń' piecu elektI)cLl1ym sylitowym typ PSK-3. Do nagrzanego pieca ła- 
dowano pojemniki n:rowe z próbkan-:i. Pojemniki te dopełniano węglem drzewnym, po 
czym zaślepiano korkiem azhcstow}m. Miało to n3 celu zabezpieczenie próbek przed 
utlenieniem. Wahaf\ia temperatury w komorze pieca wynosiły ::t5 K. Po wyładowaniu 
próbek z pojemników w;-zucon.: Je do koszyków drucianych i następnie zanurzono Vi 
kąpieli solnej SD 140 'vi' piec:.. wannowym typ PEW- J. 
Przemianę izotermiczJ1ą realizowano w temperaturze Tpi 
 250, :)00, 350; 
400 Oc oraz czasie 'pi = 15, 30, 60 i 240 minut Wahanie temperatury kąpieli solnej
>>>
72 


Stanisław Dymski 


zawierało się w przedziale :t5 K. Po określonym czasie wychładzania, wynikającym 
z założeń, próbki po wyjęciu z kąpieli solnej dochładzano woleju o temperaturze oto- 
czenia. Niektóre próbki poddano odpuszczaniu w celu ujawnienia martenzytu. Ob- 
serwację struktury wykonano przy użyciu mikroskopu świetlnego. Badania struktury 
wykonano również na replikach węglowych dwustopniowych w transmisyjnym 
mikroskopie elektronowym. Rentgenowską analizę strukturalną na dyfraktometrze 
DRON-1.5, przy promieniowaniu CoKa o napięciu anody 38 kV, wykonano na zgła- 
dach metalograficznych. Rentgenogramy rejestrowano w zakresie kątowym 2e od 49 do 
55 o. Rejestrowano linie interferencyjne fazy a (110) i fazy y (I I I), (200). W bada- 
niach dyfraktometrycznych wyznaczono: udział fazy y i stężenie węgla w austenicie. 
Do wyznaczenia tych wielkości wykorzystano wzory podane w pracy [18]. 


2.3. Badania właściwości mechanicznych 


Badania właściwości mechanicznych obejmowały określenie wpływu temperatu- 
ry i czasu przemiany izotermicznej na umowną granicę plastyczności RO 2, wytrzyma- 
łość na rozciąganie Rm' wydłużenie As i twardość HV oraz udarność KC- Do badań 
wykorzystano żeliwo 2. Z dolnej części wlewków Y odcięto trzy prostopadłościenne 
pręty. Dwa z nich miały wymiary 25 x 20 x 180 mm. Z tych właśnie prętów wykonano 
próbki do próby na rozciąganie o średnicy pomiarowej I ° mm, które posiadały główki 
do uchwytów pierścieniowych. Próbę rozciągania przeprowadzono na maszynie wy- 
trzymałościowej ZD-40 z użyciem tensometru MKe. 
Z trzeciego pręta, o wymiara'ch 25 x 13 x 180 mm, wycięto cztery próbki do 
badania udarności. Próbki, bez karbu, obrobiono na wymiar 10 x 10 x 55 mm. Próbki te 
zostały wycięte ze stref brzegowych pręta. Badanie udarności wykonano na młocie 
udarowym typ PSW-5 o energii 49 J (5 kGm). 
Strukturę i twardość badano na próbkach pobranych z części pomiarowej ze- 
rwanych próbek do próby na rozciąganie. Strukturę oceniono za pomocą mikroskopu 
świetlnego. Pomiary twardości wykonano według metody Vickersa przy obciążeniu 
981 N (100 kG). Na próbce wykonano trzy pomiary. 
Wybrane przełomy próbek udarnościowych poddano badaniom fraktograficznym 
przy użyciu transmisyjnego mikroskopu elektronowego o napięciu przyśpieszającym 
80 kv. Badania zrealizowano na dwustopniowych replikach węglowych. 
Obróbka cieplna próbek do próby na rozciąganie i udarność miała następujący 
przebieg: austenityzowanie w temperaturze Ty = 900 oC i w czasie ty = 60 minut w 
elektrycznym piecu typ PSK-3. Do pieca ładowano pojemniki rurowe. W każdym po- 
jemniku umieszczono komplet próbek obrobionych na gotowo, składający się z trzech 
próbek do badań wytrzymałościowych i trzech do badania udarności. Pojemniki dopeł- 
niono węglem drzewnym, po czym na otwartą część rury układano wycinek blachy sta- 
lowej o grubości I mm Miało to na celu zabezpieczenie próbek przed ewentualnym 
utlenieniem. Wahania temperatury pieca miały zakres :t5 K temperatury nominalnej. 
Po wyładowaniu pojemników z pieca komorowego próbki zanurzano w kąpieli 
solnej SO I 40. Przemianę izotermiczną w temperaturze T pi = 250, 300, 350 i 400 Oc 
w cz.asie 'pi = 20, 60 i 180 minut wykonano w piecu PEW-I. Chłodzenie próbek 
przebiegało w taki sam sposób jak chłodzenie próbek do badań strukturalnych.
>>>
Struktura a właściwości mechaniczne ... 


73 


3. WYNIKI BADAŃ I ANALIZA 


3. I. Struktura żeliwa sferoidalnego 


Struktura osnowy żeliwa po przemianie izotermicznej składa się z bainitu i au- 
stenitu szczątkowego oraz martenzytu, przy czym jego ilość maleje wraz z przedłuże- 
niem czasu tpi' Bainit rozrasta się od centrum ziarna eutektycznego w kierunku jego 
granicy, kosztem obszarów martenzytycznych. W końcowej fazie przemiany w ziarnach 
eutektycznych jest bainit, lecz na jego granicach istnieją obszary składające się z baini- 
tu, martenzytu i austenitu. Cechy tego obszaru przedstawione są na rysunku l. W środku 
widoczny jest jasny obszar austenitu nieprzemienionego. Martenzyt na obrazie jest 
ciemny wokoło jasnego austenitu. Rysunek 2 pokazuje obszar graniczny ziarna eutek- 
tycznego, na którym widoczne są: płytki ferrytu bainitycznego (lewy dolny róg), mar- 
tenzyt odpuszczony z wydzieleniami węglików i austenit nieprzemieniony (prawy górny 
róg). 
Podczas przemiany izotermicznej w dolnym zakresie (T pi = 250, 300 oC) bainit 
dolny ma formę iglastą. Wewnątrz ferrytu bainitycznego wydzIeliły się węgliki (rys.3). 
Pomiędzy igłami znajduje się austenit. 
Hartowanie z przemianą izotermiczną w zakresie temperatury T pi = 350 
i 400 oC powoduje powstanie w osnowie żeliwa bainitu górnego. Bainit ten cechuje się 
płytkową formą ferrytu bainitycznego, bez wydzieleń cementytu. W płytkach ferrytycz- 
nych są pojedyncze wydzielenia cementytu, przy czym najczęściej znąjdują się one na 
brzegu (rysA). Pomiędzy ferrytem bainitycznym występuje austenit szczątkowy, który 
na obrazie widoczny jest jako wklęsły. 
Wyniki badań dyfrakcyjnych i odpowiednich obliczeń zawarte są w tabeli l. 
Wyznaczony parametr sieciowy austt'nitu ay posłużył do wyliczenia stężenia węgla w 
austenicie szczątkowym Cy- Obliczono całkowitą zawartość węgla w austenicie szcząt- 
kowym znajdującym się w osnowie żeliwa (V y" C y . 10- 2 ). 
Stężenie węgla w osnowie żeliwa podczas austenityzowania Ty = 900 0 C wyzna- 
czono z wyrażenia (I) wykorzystanego z publikacji [20]: 
T 
C: = 4;0 - 0,17 (% Si) - 0,95 (I) 
Według tego przybliżonego wzoru C y A = O,80'Y". Wartość tę wykorzystano do okreś- 
lenia zawartości węgla w martenzycie a', ferrycie bainitycznym a łącznie z wydzie- 
leniami Fe3C. Wynik obliczeń podany jest w ostatniej kolumnie tabeli l. 
Zmiany udziału austenitu szczątkowego V y w osnowie żeliwa sferoidalnego 
podczas przemiany izotermicznej są zgodne z kinetyką tej przemiany. W miarę podwyż- 
szania temperatury T pi procentowy udział austenitu szczątkowego rośnie. Pod wpływem 
czasu jego udział również rośnie do pewnego maksimum, lecz przy wydłużaniu czasu 
przemiany 'pi się obniża. 
Nasycenie austenitu szczątkowego węglem C y w badanym zakresie temperatury 
wraz ze wzrostem temperatury T pi i wydłużeniem czasu przemianytpi rośnie. Podobnie 
zachowuje się całkowita zawartość węgla w austenicie szczątkowym w osnowie żeliwa 
poza czasem 'pi = 240 minut przy temperaturze T pi = 300, 350 i 400 oc. W tych 
przypadkach zawartość węgla w austenicie jest wynikiem malejącego udziału austenitu
>>>
74 


Stanisław Dymski 


.\ , 


" 
" 
,.... 


. ... 


-5 
c 
'g 
o 

 
N 


'" '.i .
/
:

 
"I.;f 


,","I 


:; 
" " 


i" 
IJ", 

,
.' 
..fP:....:\. . 'I 
 


, 
"di
.. 


,.... 
"" 
-\:. 

"\: 


:,..
 
. lit . 
"

,I 


c. 
... 


\ 



;Iw"; 
l
._ 
. 
{. 



"1' :; 


u 
o 


.
 
 
.., 


'r l ' .'. " 
1";' ""'ilt:, Q. 
. 
r.




 E- 

 
::!:+ , o 
\. bO 
... 
a 
.1-: 
 
o 
I:S
;d I 
 
oC 
" ::-ł-' '" 
.:r
!ł;!, -'.' .
 
'I
.'\ " "O )( 
o 
-N o 
\, 1t . 
:,
  '" o 

ł.' . 
\
'
r i .... -D 
" ::s 

 

,,
 .. 2 
 
ci) o 
r, "'it.,
 "Ii;: a.. 
't- o ,I 
 :
;
:;:i':
: J' j. . -.i 
" ... vi 

 


u 
o 
o 
'r. 

, X 
"-
 
D-N 
E-. 

 6 
o a.. 
bO . 
"'u 

c 
6 8 
t::
 

 :: 

.
 
... 0:1 
C ... 


 
'e s. 

(3 

 ...; 
;$ ::s 

 .5 
-N E 
"'o 
5"-' 

 " 
2 a. 

 ... 
(/) .- 


E-D. 

 
o 
bO 
... 
r:: 
0:1 

 
o 

 
oC 
o 
bOx 
]8 
0:10 
-c 0'0 
.£ ,: 

 o 
",a.. 
'" .... 
.
 g 
]e 
"'o 
5"-' 

 II 
::s - 
.... c. 
- ... 
(/) .-
>>>
StmktUfa a właściwości mechaniczne ... 


75 


w osnowie żeliwa. 
W początkach przemiany izotermicznej oprócz ferrytu bainitycznego i austenitu 
jest również martenzyt, który powstał z nieprzemienionego austenitu. Stąd w krótkich 
czasach przemiany w osnowie żeliwa łączna zawartość węgla w martenzyCie i bainicie 
jest tak wysoka. Im wyższa temperatura T pi i dłuższy czas tpi zawartość węgla w 
nich maleje, za wyjątkiem 400 oC i 240 minut. Malejąca zawartość węgla \\'ynika rów- 
nież ze zmniejszenia udziału martenzytu w osnowie żeliwa. W koilCOwych czasach 
Tpi w temperaturze T pi = 250 i 300 Oc zawartość węgla dotyczyć może tylko bainitu, 
w którym ferryt bainityczny jest przesycony węglem i są wydzielenia cementytu. 
W ferrycie bainitycznym w temperaturze T pi = 350 i 400 Oc ilość wydzieleń cementytu 
jest mała lub nie ma ich w ogóle (T pi = 400 oC, tpi = 30 i 60 minut). Stąd i zawartość 
węgla w bainicie górnym jest mała. 
Wzrost zawartości węgla w bainicie górnym do wartości 0,52 % wynika z kine- 
tyki przemiany, ponieważ nastąpiła przemiana fazy y wg reakcji y -4 a + Fe3C. 


Tabela I. Udzial austenitu szczątkowego i zawartość węgla w osnowie żeliwa I 


Tpi 'pi Vy Cy Vy. Cy.IO-
 C(1' + C a + Fe 3 C 
0(, minuty % % % % 
15 13,1 0,67 0.09 0,71 
250 30 14,5 0,69 0,10 0,70 
60 30,7 0,78 0,24 0,56 
240 21,8 1,22 027 0,53 
15 33,3 0,89 0.30 0,50 
300 30 35,6 1,11 0,40 0,40 
60 29,6 1,39 0,41 0,39 
240 23,7 1,55 037 043 
- 
15 33,2 1,35 0,45 0,35 
350 30 40,9 1.46 0,60 0,20 
60 33,4 1,55 0,52 0,28 
240 33,7 1,52 0,51 029 
15 42.1 1,32 0,56 0,24 
400 30 47,3 1.39 0,66 0,14 
60 49,2 1,39 0,68 0,12 
240 ]9,6 1,43 0,28 0,52 


3.2. Właściwości mechaniczne żeliwa sferoidalnego 


Wpływ temperatury T pi i czasu przemiany tpi przemiany izotermicznej żeliwa 
sferoidalnego na właściwości mechaniczne podano w tabeli 2. 
Najwyższą wytrzymałość i twardość uzyskało żeliwo sferoidalne o strukturze 
bainitu dolnego. Właściwości plastyczne i udarność są dostateczne. Należy zwrócić 
uwagę na fakt, że żeliwo zostało wytopione w żeliwiaku przemysłowym. Uwzględniając 
procentowy udział austenitu szczątkowego, jako plastycmego składnika osnowy żeliwa, 
to jego wpływ powinien być efektywniejszy, gdyby nie oddziaływanie czynnika mikro- 
segregacyjnego. Badania na mikroskopie elektronowym ujawniły na granicach ziarn 
eutektycznych przełom mieszany składający się z przełomu kruchego i ciągliwego 
(rys. 5).
>>>
76 


Stanisław Dymski 


W centrum ziarna zaobserwowano przełom ciągliwy (rys.6). Takie zróżnicowa- 
nie przełomu w ziarnie eutektycznym jest wynikiem składu strukturalnego. W centrum 
ziarna występuje bainit i austenit szczątkowy, natomiast na jego granicach oprócz 
bainitu i austenitu jest również martenzyt. 


Tabela 2. Właściwości mechaniczne żeliwa sferoidalnego 
hartowanego z przemianą izotermiczną 


Tpi 'pi RO,2 Rm A5 KC Twardość 
°r min MPa MPa o/.. J/cm 2 HV 100 
20 - 633 0,3 7,5 524 
250 60 916 951 0,8 14,3 475 
180 - II34 0,3 172 470 
20 739 892 0,6 15,6 431 
300 60 857 1103 1,0 23,1 422 
180 908 1122 1,6 30,5 409 
20 727 845 2,7 14,7 400 
350 60 750 866 1,0 18,6 346 
180 748 803 1,7 23,2 338 
20 - 610 0,7 12,1 361 
400 60 - 604 1,8 14,4 334 
180 667 708 1,6 13,5 363 


Rys.5. Przełom mieszany na granicy ziarna eutektycznego żeliwa sferoidalnego hartowanego 
w Tpi = 300 oC, 'pi = 180 minut. Pow. 5000x
>>>
Struktura a właściwości mechaniczne ... 


77 


Rys.6. Prze/om ciągliwy w centrum ziarna eutektycznego żeliwa sferoidalnego hartowanego 
w T pi = 300 Oc. 'pi = ISO minut. Pow. 9000x 


4. PODSUMOWANIE I WNIOSKI 


Z badania strukturalnych wynika, że struktura osnowy jest niejednorodna. Na 
granicach ziarn eutektycznych są obszary martenzytyczno-austenityczne, tymczasem 
w ich centrum jest bainit i austenit szczątkowy. Przyczyną powstania tych obszarów jest 
podwyższona zawartość manganu w żeliwie. 
Badania dyfrakcyjne wskazują, że udział austenitu szczątkowego w osnowie jest 
zależny od temperatury i czasu przemiany izotermicznej. Nasycenie austenitu węglem 
C y zależne jest od parametrów przemiany. Podobną zależność wykazuje w osnowie 
całkowita zawartość węgla w austenicie szczątkowym V y' C y , z pewnymi wyjątkami, 
które są związane z przemianą wysokowęglowego austenitu szczątkowego na ferryt i 
węgliki. Austcnit szczątkowy powstały w zakresie przemiany bainitu górnego zawiera 
najwięcej węgla w osnowie. Utworzony w zakresie bainitu dolnego zawiera go najmniej. 
Zróżnicowanie jest konsekwencją kinetyki przemiany izotermicznej przechłodzonego 
austenitu . 
Martenzyt a' łącznie z ferrytem bainitycznym a i węglikami w początkowym 
stadium przemiany zawierają najwięcej węgla w osnowie żeliwa. Przedłużenie czasu 
przemiany powoduje zmniejszenie zawartości węgla w tych fazach. Jest to wynik postę- 
pującej przemiany, ponieważ węgiel przed frontem przemiany, sprzed tworzących się 
listew przesyconego ferrytu bainitycznego, przemieszcza się do austenitu szczątkowego 
wzbogacając go. Dzięki temu zmniejszają się obszary austenitu nieprzemienionego,
>>>
78 


Stanisław Dymski 


który po dochłodzeniuprzemienia się w martenzyt. Różnica zawartości węgla pomię- 
dzy dolnym i górnym bainitem, na korzyść tego pierwszego, jest spowodowana wydzie- 
laniem są węglików w ferrycie bainitycznym. Ferryt bainitu górnego, jak stwierdzono to 
w badaniach mikroskopowych, jest również roztworem przesyconym węglem, lecz nie 
zawiera węglików lub zawiera je w małej ilości. Dlatego w bainicie górnym, utworzo- 
nym przy T pi = 400 Oc i tpi = 30 i 60 minut, ferryt nasycony jest węglem w granicach 
0,12 - 0,14 %. Przy tej samej temperaturze i tpi = 240 minut nastąpił w tym stadium 
przemiany wzrost zawartości węgla w bainicie górnym, dzięki rozpadowi wysokowę- 
glowego austenitu szczątkowego. 
Właściwości wytrzymałościowe, plastyczne i udarność żeliwa sferoidalnego 
hartowanego z przemianą izotermiczną kształtują się w zależności od parametrów 
przemiany izotermicznej. Są one jednak niższe niż dla żeliwa sferoidalnego wytopio- 
nego w elektrycznym piecu indukcyjnym. 
W osnowie żeliwa I udział austenitu szczątkowego wynosił od około 30 do oko- 
ło 50 %. Żeliwo 2 w swoim składzie chemicznym zawiera nieco więcej węgla i krzemu. 
Wyższa zawartość krzemu przyczyniła się na pewno do mniejszego nasycenia austenitu 
węglem (ok. 0,74 % C) podczas austenityzowania. Chociaż według publikacji [4] 
mniejsze nasycenie węglem austenitu przy przemianie izotermicznej jest korzystne, 
podobnie jak większa ilość węgla w żeliwie (więcej wydzieleń grafitowych). W końcu 
ta różnica w zawartości węgla w austenicie (żeliwo I - ok. 0,8 % C) nie powinna w 
istotny sposób wpływać na udział austenitu szczątkowego w osnowie i nasycenie nim 
węglem. Stąd można uznać, że w próbkach do próby rozciągania i udarności osnowa 
żeliwa 2 cechowała się zbliżonym składem strukturalnym jak osnowa żeliwa I. 
Uzyskane wyniki i ich analiza pozwalają stwierdzić, że podstawowym i jedy- 
nym czynnikiem obniżającym właściwości wytrzymałościowe i plastyczne żeliwa 2 jest 
niejednorodność strukturalna, w [onnie obszarów martenzytyczno-austenitycznych, 
spowodowanych mikrosegregacją manganu. To stwierdzenie potwierdzają badania 
fraktograficzne, poniewaz w centrum ziarna eutektycznego znajduje się najwięcej au- 
stenitu szczątkowego i występuje przełom ciagliwy. Z kolei na granicach ziarn eutek- 
tycznych występuje przełom kruchy, a więc tam gdzie są zlokalizowane obszary marten- 
zytyczno-austen ityczne. 
Z rezultató\v można wnioskować, że ogólnie mniej korzystne właściwości me- 
chaniczne żeliwa sferoidalnego z podwyższoną zawartością manganu, wytopionego w 
żeliwiaku przemysłowym, pomimo dużej zawartości plastycznego składnika struktul) 
osnowy - austenitu szczątkowego, spowodowane są mikrosegregacją pierwiastka stopo- 
wego. 
Chcąc ograniczyć oddziaływanie obszarów martenzytyczno-austenitycznych na 
właściwości mechaniczne żeliwa 2, wykonano operację odpuszczania. Po niej to właśnie 
nastąpiło podwyższenie wszystkich właściwości, za wyjątkiem twardości, gdy przepro- 
wadzono ją w niskich temperaturach [7]. W strukturze żeliwa podczas odpuszczania 
nastąpiła jedynie przebudowa sieci krystalograficznej martenzytu, wskutek wydzielenia 
się nadmiaru węgla w postaci węglików Potwierdzają to badania mikroskopowe obsza- 
rów granicznych ziarn eutektycznych. 
Żeliwo sferoidalne wytopione w żeliwaku przemysłowym może być w pełni 
wykorzystane do hartowania z przemianą izotermiczną, o ile zmniej
zy się w nim od- 
działywanie mikrosegregacji manganu względnie wprowadzi się do składu żeliwa inne 
pierwiastki stopowe. ograniczające to zjawisko.
>>>
Struktura a właściwoścI mechaniczne ... 


79 


Z uwagi na znaczącą rolę niejednorodności strukturalnej w kształtowaniu wła- 
ściwości mechanicznych realizowane są badania nad sposobami ograniczającymi to 
zjawisko [5, 10, 14, 16,21]. 


LITERA TURA 


[I] Oarwish N., Elliott R.: Materials Science and Technology, t.9, nr 7, s. 572, 1993 
[2] Oorazil E., Crhak l , Barta B., Huvar A.: Slćvarenstvi, t.17, nr 2, s. 49, 1979 
[3] Oorazil E., 1I01zmann M., Crhak 1., Kohout 1.: Gicsserei-Praxis, nr 8 - 9, s. 109, 1985 
[4] Oorazi[ E.: Foundry, nr 7, s. 36, 1986 
[5] Oorazil E., Podrabsky T., Svajcar J.: Giesserci- Praxis, nr 3 - 4, s. 23, J 987 
[6] Oorazil E., Podrabsky T., Svajcar l.: Strojircnstvi, 1.40, nr 6, s.342, 1990 
[7] Oymski S.: Zeszyty Naukowe ATR Bydgoszcz, Mechanika, (w druku) 
[8] Janovak l F., Gundlach R.A.: AFS Transactions, nr 9 I, s.3 77, I 983 
[9] Janovak J.F., Morton P.A.: AFS Transactions, nr 92, s.489, 1984 
[10] Kobayashi T., Yamamoto H.: Metallurgical Transactions A, t. 19A, nr 2, s.319, 1988 
[I I] Moore 0.1., Rouns T.N., Rundmann K.B.. AFS Transactions, nr 94, s. 86, 1986 
[12] Moore D.1., Rouns T.N., Rundmann K.B.: AFS Transactions, nr 95, s.765, 1987 
[13] Morgan HL: Bril. Foundrym. 1.80, nr 2/3, s.98, 1987 
[14] Nili Ahmadabadi M., Ohidc T., Niyama E.: Cast Metais, t.5, nr 2, s. 62,1992 
[15] Pachowski M., Dymski S.: Metaloznawstwo, Obróbka Cieplna i Inżynieria Powierzchni, 
Nr 106-108, s.44, 1990 
[16] Podrabsky T., Svajcar l., Oorazil E., Barta B.: Slevarenstvi, t. 35, nr I, s.27, 1987 
[17] Róhrig K.: Giesscrei-Praxls, nr 3/4,5.34, 1988 
[18] Senczyk D.. Laboratorium z rentgenografii strukturalnej. Wyd. Uczelniane Politechniki 
Poznańskiej, Poznań 1974 
[19] Shea M.M., Rynitz E.F.: AFS Transactions, nr 94, s.86, 1986 
[20] Voigt R.C.: Cast MetaIs, t.2, nr 2, s.7I, 1989 
[21] Wadc N., Lu Ch., Ueda Y., Maeda T.: Trans. Japan Foudrymen's Society, t.4, s.22, 1985 


STRUCTURE AND MECHANICAL PROPERTIES AUSTEMPERED DUCTlLE 
IRON 


Summary 


Conditions of austempering and the impact on the structure and mechanical properties of 
austempered ductile iron with incrcased Mn-content cast in industrial receiver cupola have been 
presented. The structUl'e within the regions of cutectic gmin boundaries plays an important role in 
the formation of mcchanical properties ot" ductilc.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


ZGRZEW ANIE ŻELIW A SFEROIDALNEGO ZE STALĄ 


Henryk Oleszycki 


Akademia Techniczno-Rolnicza, Katedra Materiałoznawstwa i Technologii Metali 
ul. Ks. A. Kordeckiego 20, 85-225 Bydgoszcz 


Przeprowadzono badania mające na eelu wyeliminowanie z części żeliwnej złą- 
cza martenzytu, który jest jedną z przyczyn otrzymywania niskiej wytrzymałości 
złączy żeliwo - żeliwo i żeliwo - stal. Analiza wyników wcześniejszych badań do- 
prowadziła do wniosku o konieezności pogrubienia strefy złącza nagrzewanej w 
czasie zgrzewania do temperatury wyższej od AC]' Pogrubienie tej strefy nastąpiło 
przez znaczne zmniejszenie siły tarcia i równoczesne zwiększenie czasu tarcia. 
Doprowadziło to do prawie całkowitego wyeliminowania martenzytu. 


I. WPROWADZENIE 


Pomimo wcześniejszych opinii o niezgrzewalności żeliwa [l], w chwili obecnej 
zgrzewanie żeliwa ciągliwego ze stalą [2], a także zgrzewanie żeliwa sferoidalnego ze 
stalą [6-8] znalazło praktyczne zastosowanie. Wprawdzie zgrzewanie żeliwa ciągliwego 
ze stalą w wyniku odwęglenia odlewów (zarówno z żeliwa ciągliwego białego jak rów- 
nież z żeliwa ciągliwego czarnego) do zawartości węgla mniejszej od 0,3 % [2] można 
uważać jako zgrzewanie stali węglowej ze stalą krzemową, to w przypadku żeliwa sfe- 
roidalnego takiego odwęglenia nie stosowano [3,4,6-9]. Autorzy pracy [3] zgrzewając 
żeliwo sferoidalne ze stalą St3 otrzymali: dla żeliwa perlitycznego wytrzymałość 
Rm = 323 MPa, dla żeliwa perlityczno-ferrytycznego Rm = 275 MPa, a dla żeliwa 
ferrytycznego Rm = 244 MPa. Z kolei autorzy publikacji [4] zgrzewając żeliwo sfero- 
idalne w wałkach o średnicy 80 mm i wytrzymałości Rm == 536 MPa ze stalą konstruk- 
eyjną o Rm = 431 MPa, otrzymali w próbkach wyciętych z osiowego obszaru wałków 
wymymałość Rm = 170 MPa, z obszarów w odległości 15 mm od środka wałków 
426 MPa, a z obszarów w odległości 30 mm od środka 4 13 MPa. Autorzy pracy [9] w 
przeciwieństwie do prac poprzednich [3, 4, 6-81 zajmowali się zgrzewaniem żeliwa 
sferoidalnego z żeliwem sferoidalnym i osiągnęli dla złączy żeliwa perlitycznego 
(w stanie dostawy) wytrzymałość Rm = 290 MPa, a dla żeliwa ferrytyzowanego
>>>
82 


Henryk Oleszycki 


Rm = 240 MPa. Złącza żeliwa perlitycznego po wyżarzaniu normalizującym uzyskały 
wytrzymałość Rm = 497 MPa. 
W złączach żeliwo - stal i żeliwo - żeliwo zgrzewanych przy parametrach zbli- 
żonych do takich, jakie stosowane są przy 73rzewaniu stali, zwykle otrzymuje się struk- 
turę martenzytyczną w częściach żeliwnych złączy w najbliższej okolicy zgrzeiny. Do- 
tyczy to przypadków złączy o małej średnicy 8 i 20 mm [3,4,9]. Natomiast w złączach o 
średnicy 80 mm [4] martenzyt nie wyc;tąpił. Według autorów publikacji [31 główną 
przyczyną niskiej wytrzymałości złączy jest niszczenie i silne rozdrobnienie sferoidów 
grafitowych podczas tarcia. Autorzy ci uznali również, że wzrost wytrzymałości złączy 
żeliwo sferoidalne - stal jest związany z rodzajem osnowy; im więcej pcrlitu - tym wyż- 
sza wytrzymałość, oraz ze zwiększeniem się w części żeliwnej złączy udziału struktur 
hartowniczych (bainityc:t..no-martenzytycznych). Autorzy [3] nie stwierdzili wyraźnego 
wpływu parametrów zgrzewania na własności wytrzymałościowe złączy. W pracy [9] 
stwierdzono, "Z.e czas tarcia ma istotny wpływ na wytrzymałość; im dłuższy czas tym 
wyższa wytrzymałość, natomiast struktura osnowy nie ma wpływu. Stwierdzono rów- 
nież, że obecność martenzytu w części żeliwnej złącza pogarsza jego wytrzymałość, 
przeprowadzone bowiem wyżarzanie normalizujące złączy żeliwo sferoidalne w stanie 
dostawy - stal powoduje niemal dwukrotny wzrost wytrzymałości Rm . 
Drugą przyczyną niskiej wytrzymałości złączy żeliwa z żeliwem lub żeliwa ze 
stalą są naprężenia wewnętrzne, które nieodmiennie towarzyszą strukturze martenzy- 
tycznej i szybkiemu chłodzeniu. Według badań przeprowadzonych w pracy [5] stwier- 
dzono, że brak w złączach żeliwo szare zwykłe - stal 20 mierzalnej wytrzymałości spo- 
wodowany został naprężeniami w złączu, w strukturze bowiem zgrzeiny nie było mar- 
tenzytu, a w badaniu mikroskopowym stwierdzono, iż w bardzo wielu miejscach złom 
przechodził przez żeliwo. 
W pracy [9] badano wpływ 3 sposobów chłodzenia na wytrzymałość zlączy 
zgrzewanych żeliwo sferoidalne - żeliwo sferoidalne: a) w powietrzu, b) w osłonie z 
porowatego 5zamotu, c) w piecu rurowym. Stwierdzono, że sposób b), a szczególnie 
c), istotnie zwiększa wytrzymałość złączy. Jednak badanie struktury zIącza w przypadku 
sposobu e) wykazało występowanie pomartcnzytyczncj struktury sorbitu. A więc ani 
sposób b) ani c) nie utrudniał tworzenia się martenzytu, natomiast mógł zmniejszać 
naprężenia eieplnc i częściowo stmkturalne (sposób c). 
Przedstawiona wyżej analiza wyników różnych badań wskazuje, że przy projek- 
towaniu złączy żeliwo - żeliwo lub żeliwo - stal należy dążyć do pozbawienia w nich 
struktury m
rtenzytycznej. 


2. BADANIA 


Do badań użyto żeliwo sferoidalne wytopione w żeliwiaku kwaśnym z gorącym 
dmuchem i odlane we wlewki Y2. Skład chemiczny żeliwa był następujący: C = 3, I 0%; 
Si = 2,40 %; Mn 
 0,94 %; S 
= 0,007 %; P = 0,10 %. Osnowa żeliwa składała się 
z: 19, 4 % ferrytu; 80,3 % perlitu i 0,3 % cementytu. Drugą część złącza stanowiła 
stal 20.
>>>
Zgrzewanie żeliwa sferoidalnego ... 


83 


2,1. Badania wstępne 


Z wlewków Y2 wycięto pręty o średnicy 20 mm. Z prętów tych wykonano 
próbki do zgrzewania o wyglądzie i wymiarach przedstawionych na rysunku I. 


Q - 


G 
-fO
__--! 


Rys. l. Kształt czół próbek żeliwnych i stalowych 


Zgrzewanie próbek wykonano przy parametrach, które w pracy [9] zapewniły 
złączom żeliwo - żeliwo maksymalną wytrzymałość, a mianowicie: Pt = 29,6 kN; 
tt'= 23 s; P sp '= 36,8 kN; t sp '= 3 s. 
Zgrzewanie wykonano na zgrzewarce ZT4-13. umieszczając próbkę żeliwną we 
wrzecionie, a stalową -. w uchwycie. Wykonano 10 złączy (seria I), które wykazały wy- 
trzymałość Rm = 252 1: 16 MPa. Rysunek 2 przedstawia obraz makrostruktury 
złącza. 


() 


Rys.2 Zgład makroskopo\\oy złącJ'.a /. serii I 


W zasadzie powinno być sprawą obojętną, ktÓrą z dwóch części próbek, żeliwną 
czy stalową, umieszcza się we wrzecionie, a którą w uchwycie. Przeprowadzono jed- 
, nak Ił serię prób, w którcJ próbka stalowa 7Jlajdowała się we wrzecionie a żeliwna- 
w uchwycie. S-elemcntowa próba przyniosła wytrzymałość Rm
 204 1: 25 MPa. Nic 
analizowano przyczyny tak istotnic różnych 'Nartości Rrn' niemniej w dalszych bada- 
niach zawsze umieszczono próbkę zeliwną wc wrzecionie, a stalową - w uchwycie. 
Makroskopowy obraz złącza próbki z serii II był identyczny jak na rysunku 2. 
Autorzy pracy [3] usuwali wypiywką ze złączy przed badaniem wytrzymałości na 
rozciąganie, natomiast autorzy w pracy [91 pozostawili ją Dla wyja:inienja wpływu
>>>
84 


Henryk Oleszycki 


obecności lub nieobecności wypływki na wytrzymałość Rm złączy przeprowadzono 
odpowiednie badanie na 9-elementowej próbie. Otrzymany wynik Rm= 260 1:: 25 MPa 
nie wykazał statystycznie istotnej różnicy w stosunku do wyników I serii i wobec tego 
w dalszych badaniach nie usuwano wypływek. 
Przeprowadzono również zmianę ksztahu czół, mianowicie występ stożkowy 
wykonano na próbce żeliwnej, a wgłębienie - na stalowej, pozostawiając próbkę żeliwną 
we wrzecionie, a stalową w uchwycie. Wytrzymałość określona na 8- elementowej 
próbie serii IV, wykazała Rm = 2 I 6 :t 28 MPa, to jest wartość istotnie ni7-sza od wy- 
trzymałości serii I. W dalszych badaniach ksztahy'czół pozostawiono takie jak w serii I. 
Ponieważ badania makro- i mikroskopowe zgrzein wykazały, ze stożek o średni- 
cy 10 mm (rys.!) wywołuje dość znaczne zaburzenie struktury żeliwa w centralnej czę- 
ści próbki żeliwnej, zmniejszono go do średnicy 6 mm. Próba 6-elementowa serii V 
wykazała wytrzymałość złączy Rm= 277 1:: 39 MPa istotnie wyższą wytrzymalość od 
wyników w serii I. W dalszych badaniach stosowano występ stożkowy o średnicy 
6mm. 
Badania mikroskopowe zgrzein wykazały istnienie w żeliwnej części złączy 
strefy martenzytycznej widoc:mej na rysunku 3. Rysunek 4 przedstawia z kolei pomiary 
twardości w obszarze zgrzeiny na próbce z serii III. Według tych badań bezpośred- 
nio przy powierzchni zgrzewania występuje cienka warstwa perlitu i dopiero za nią 
martenzyt. 


Rys.3. Mikrostruktura zgrzeiny w próbce" serii I. Skraj pra.,vcj strony - lo stal, ciemna strefa 
na lewo - to perlit żeliwa, dalcj jaśniejs7.a - to martenzy\ w 7e\iwic. Skrajna Icwa strefa to 
obszar martenzytyczno-perlityczny. Czarne mikroobszary w żeliwie to nieodkształcone 
I odkształcone ziarna grafitu. Pow. 40x
>>>
Zgrzewanie żeliwa sferoidalnego ... 


85 


lIDO 
a50 
!iOD żeliwo stal 
150 
on «XI 

350 
ł= tli 
l 
!-2DO 
150 III 
100 ] 


50 
o 


m 
 
 
 
 . 
 N 


- 
 D 
 _ N n . 
 
 
 
 
 
ci Ó 


Odległość, nun 


RysA. Wykres pomiarów twardości HV5 wykonanych w odległości 5 mm od osi 
próbki z serii III 


2.2. Badania zasadnicze 


Powstanie struktury martenzytycznej w zgrzeinie żeliwo - stal po stronie żeliwa 
jest spowodowane z jednej strony niską wartością prędkości krytycznej chłodzenia 
(vkr), a z drugiej - dużą prędkością chłodzenia, przekraczającą prędkość krytyczną. 
Uniknięcie wystąpienia strefy martenzytycznej jest zatem możliwe przez: 
a) podwyższenie prędkości krytycznej żeliwa, 
b) zmniejszenie prędkości chłodzenia. 
W pierwszym przypadku jest to możliwe przez zmianę składu chemicznego żeli- 
wa, np. przez zmniejszenie zawartości manganu lub węgla. Stwierdzono, że tuż przy 
powierzchni zgrzewania występuje strefa perlityczna o grubości od O, l do 0,4 mm, a 
dopiero za nią strefa mart e n zyty c zna. W publikacji [9] uważano, że przyczyną tego 
zjawiska może być obniżanie zawartości węgla przez iskrzenie. Nie negując słuszności 
tej hipotezy, wydaje się, że bardziej prawdopodobnym jest obniżenie prędkości chło- 
dzenia w tej strefie. Z doświadczeń w pracy [9] wynika, że ani zastosowanie osłony 
szamotowej, ani chłodzenie złączy w piecu nie uniemożliwia powstania martenzytu w 
żeliwie. Wynika to stąd, że czynnikiem decydującym o prędkości chłodzenia zgrzein 
jest prędkość odprowadzenia ciepła od zgrzeiny do zimnych obszarów zgrzewanych 
próbek, natomiast promieniowanie i ruch powietrza mają małe znaczenie. Wiadomo 
powszechnie, że podczas chłodzenia przedmiotów prędkość chłodzenia w warstwie 
wierzchniej jest największa i maleje w głąb przedmiotów, oraz że im większa jest gru- 
bość przedmiotów tym mniejsza jest prędkość chłodzenia w warstwie wierzchniej i w 
każdej odległości od powierzchni. Zwiększenie zatem grubości warstwy nagrzanej po- 
wyżej Ac, może doprowadzić do zmniejszenia prędkości chłodzenia poniżej prędkości 
krytycznej i warstwa martenzytyczna nie powstanie. 
Można również zmniejszyć prędkość chłodzenia złączy przez wstępne pod-
>>>
86 


Henryk Oleszycki 


grzewanie próbek. Taką próbę przeprowadzono podgrzewająe próbki do 400 Oc i o- 
trzymano zwiększenie grubości strefy perlitycznej oraz zmniejszenie zawartości mar- 
tenzytu. Jednakże ten sposób unikania tworzenia się martenzytu jest niedopuszczalny, 
ponieważ podgrzane próbki odpuszezają utwardzone cieplnie elementy wrzeeiona i 
uchwytu zgrzewarki. ' 
Postanowiono zatem zmieniać tak parametry zgrzewania, ażeby zwiększyć gru- 
bość strefy nagrzania próbek do temperatury wyższej od ACI' Zwiększanie ilości ciepła 
przez zwiększanie siły tarcia prowadzi do szybszego uplastycznienia żeliwa, wywołuje 
zwiększenie wypływki i tym samym zmniejsza grubość warstwy nagrzewanej do tempe- 
ratury wyższej od ACI' Zmniejszenie wypływki wymaga zatem zmniejszenia siły tarcia, 
lecz jednocześnie zwiększenia ezasu tareia. 
Przeprowadzono szereg prób przy zmniejszanej sile tarcia i odpowiednio zwięk- 
szanym czasie tarcia. Przy sile tarcia 15,3 kN iezasietarcia 40 s otrzymano na 4- 
elementowej próbie serii VI wytrzymałość na rozciąganie Rm = 350 :t 17 MPa, istotnie 
większą aniżeli w serii I. Zgład makroskopowy 5 próbki pokazany jest na rysunku 5. Na 
rysunku jest wyraźnie widoczna krawędź powierzehni zgrzewania i resztki występu 
stożkowego próbki stalowej. Stożek został częściowo roztarty i zmieszany z żeliwem. 
Pierwsza strefa w próbce żeliwnej, ciemna, to perlit o grubośei 1,4 mm, za nią strefa 
jaśniejsza - to obszar struktury martenzytyczno-perlityeznej, następnie - eiemniejsza 
strefa to obszar struktury ferrytyczno-perlityeznej i z kolei jasna, wąska strefa, to obszar 
struktury o zwiększonej zawartości ferrytu i w końcu obszar struktury nie zmienionej 
przez eiepło zgrzewania. Strefa o podwyższonej zawartośei ferrytu jest obszarem ferry- 
tyzacji (grafityzacji) dokonująeej się pod wpływem temperatury niższej od Ael Jak więe 
widać, zmienione parametry zgrzewania doprowadziły do pogrubienia strefy perlitycz- 
nej i utworzenia strefy martenzytyezno-perlityeznej w miejsee martenzytycznej. 


'1 
\ 
J 


Rys.5. Zgład makroskopowy złącza z scrii VI. Lewa część - żeliwo, prawa - stal 


Dalsze zmniejszenie siły tarcia i odpowiednie zwiększenie czasu tarcia doprowa- 
dziło do zwiększenia strefy perlitu do grubośei 3 mm. Ponieważ powstawanie wy- 
pływki uważano za szkodliwe, przeprowadzono próbę serii VII, w której zmniejszo- 
no siłę spęczania z 36,8 kN do 26,5 kN, pozostałe parametry były następujące: 
Pt = 10,6 kN; 1:t =3 s; t sp = 3 s. W próbie tej otrzymano wytrzymałość średnią 
Rm = 414 :t 43 MPa, co jest wynikiem istotnie lepszym od wYCiików serii VI 
(350 :t 17MPa). Na r'Jsunku 6 przedstawiono zgład makroskopowy próbki z serii VII. 
Strefa perlityezna ma w tym przypadku grubość 4 mm, poza nią wystąpiła strefa perli- 
tyczno-martenzytyczna o zawartośei zaledwie 15 % martenzytu.
>>>
Zgrzewanie żeliwa sferoidalnego ... 


87 


Rys.6. Zgład makroskopowy złącza z serii VII. Lewa część - żeliwo, prawa - stal 


W strefach perlitycznych (przy grubości ponad 0,5 mm) stwierdzono występo- 
wanie cementytu wtórnego w formie ziarn zwartych i siatki, a także ledeburytu płytko- 
wego. Z tego powodu twardość tych stref jest znacznie podwyższona. Z rysunku 7 wi- 
dać, że twardość strefy perlityczno-martenzytycznej jest nawet nieco niższa od twardo- 
ści strefy perlitycznej z ziarnami cementytu wtórnego i ledeburytu. 


«XI 
31!0 tcl iwo stal 
.,.. 300 

 
J 2!0 '" 
l 
2DO 
'" 
150 ] 
100 

 :: 
 GO .. ... OD on 
 ... N -  - N ... 
 on .. ... .. GO 
 :: 
Odlcgło
, mm 


Rys.7. Wykres pomiarów twardości HV5 wykonanych na próbce, której obraz makroskopowy 
widoczny jest na rysunku 6 


Na zakończenie badań zasadniczych wykonano 3 serie badań 5-elementowych o 
zróżnicowanych parametrach zgrzewania: 
- seria VIII Pt = 8,2 kN; tt = 120 s; P sp = 26,5 kN, 
- seria IX Pt = 8,2 kN; tt = 150 s; P sp = 21,6 kN, 
- seria X Pt = 10,6 kN; tt = 100 s; P sp = 24,0 kN, 
.t sp we wszystkich seriach wynosił 3 s. Wynik badania wytrzymałości Rm był następu- 
Jący: 
w serii VIII : 390 :t 68 MPa, 
w serii IX : 386 1: 20 MPa, 
w serii X: 387 :t 75 MPa.
>>>
88 


Henryk Oleszycki 


3. OMÓWIENIE WYNIKÓW I WNIOSKI 


W rezultacie badań osiągnięto w złączach żeliwo sferoidalne - stal konstrukcyjna 
węglowa wytrzymałość Da rozciąganie Rm leżącą w dolnym zakresie wytrzymałości 
Rm żeliwa sferoidalnego (od 370 do ponad 900 MPa). 
Obserwacja zgładów makroskopowych i mikroskopowych wykazała istnienie 
obszarów nie zgrzanych, występujących zasadniczo w centralnym obszarze złomów albo 
słabo zgrzanych w innych obszarach, mimo znaczącej wytrzymałości na rozciąganie. Te 
miejsca charakteryzują się znacznym rozdrobnieniem kulek grafitowych do ziarn o 
wielkości kilku mikrometrów i ułożeniem ich w pasma ułożone równolegle do po- 
wierzchni zgrzewania. Uniknięcie tych obszarów będzie prowadzić do dalszego zwięk- 
szenia wytrzymałości złączy żeliwo sferoidalne - stal, jak również żeliwo sferoidalne z 
żeliwem sferoidalnym. 


LITERA TURA 


[I] Michalski R., Kamiński Z.: Zgrzewanie tarciowe.WNT, Warszawa 1975 
[2] Tolke P.: Schweissen von Eisen - Kohlenstoff - Gusswerkstoffen. Joumal de la Soudure, 
nr 10, 1975 
[3] Kacprzak W., Lasociński J.: Badania możliwości zgrzewania tarciowego żeliw sferoidal- 
nych. Przegląd Spawalnictwa (XXVIII), nr 9, 1976 
[4] Richter H., Patzkill A.: Obertragung von Mikroreibschweissversuchen auf bauteilgrosse 
Proben am Beispiel der Verkstoffkombination Baustahl/Gusseisen mit Kugelgraphit. 
Schweissen und Schneiden 37, Z.2, 1985 
[5J Ciechanowska-Brysi ak M.: Zgrzewanie tarciowe żeliwa szarego zwykłego. Praca dyplo- 
mowa. Wydział Mechaniczny, ATR, Bydgoszcz 1985 
[6J Richter H., Patzkill A.: Reibschweissen von Stahl mit Gusseisen mit Kugelgraphit. Kon - 
struieren + Giessen , 11, nr 2, 1988 
[7J Hirsch 1. von: Konstruktionsschweissen von Gusseisen mit Kugelgraphit (Spheroguss) mit 
Baustahl. Konstruieren + Giessen, 13, nr 2, 1988 
[8] Dette M., Hirsch I.von: Rcibschweissen von Konstruktionen aus Kugelgraphitguss mit 
Stahlteilen. Schweissen und Schneiden 42, Z. I I, 1990 
[9] Oleszycki H., Karuiski 1'.: Zgrzewanie tarciowe żeliwa sferoidalnego. Zeszyty Naukowe 
A TR nr 184, Mechanika 36, 1994
>>>
Zgrzewanie żeliwa sferoidalnego ... 


89 


WELDING OF SPHEROIDAL CAST IRON AND STEEL 


Summary 


Experimcnts have bcen pcrformcd to climinatc martenzitc from cast iron' in a couplc. 
Martcnzite is one of thc reasons of lowcring thc strcngth of cast iron - cast iron and cast iron - 
stccl couplcs. The analysis of carlier studics has Icd to a conclusion that it is ncccssary to increasc 
thc thickness of the zonc of the couple which is hcatcd during welding to a tempcraturc higher 
than A cł . The jncrcasc of thickncss rcsultcd from a radical dccrcasc of thc friction forccs and an 
incrcasc in thc friction timc. This Icd to an almost comp1ctc rcmoval of martcnzitc.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


WYTWARZANIE I SP A W ANIE ELEMENTÓW 
Z BIAŁEGO ŻELIWA CIĄGLIWEGO 


Jan Rączka, Adam Tabor, Wacław Ptak, Wiesław Dziadur 
Kazimierz Lewandowski* 


Politechnika Krakowska, Instytut Materiałoznawstwa i Technologii Metali 
Al. Jana Pawła II nr 37,31-864 Kraków 
* Instytut Odlewnictwa, Zakład Badawczy 
ul. Zakopiańska 73, 31-418 Kraków 


Przedstawiono technologię wytwarzania białego żeliwa ciągliwego w warunkach 
krajowych oraz ocenę jego własności z różnych wytopów i różnych cykli Wyża- 
rzania. Oceniano wyniki spawalności operacyjnej białego żeliwa ciągliwego, przy 
zastosowaniu prób klinowych, spawania złącz doczołowych metodą MAG i spa- 
wania ręcznego, łukowego elektrodami otulanymi. Wykonano badania metalo- 
graficzne i własności mechanicznych próbnych złącz spawanych z białego żeliwa 
ciągliwego oraz złącz spawanych tego żeliwa ze stalą niskowęglową. Dobrano 
optymalne parametry spawania metodą MAG odlewów "złączek" z białego żeli- 
wa ciągliwego. W zakończeniu artykułu przedstawiono podsumowanie, stwier- 
dzenia i wnioski. 


L WPROWADZENIE 


Żeliwo ciągliwe białe [1,2) przeznaczone na elementy spawane, o własnościach 
ujętych w polskiej normie PN-92/H-8322 I, zgodnej z normą ISO 5922- l 981, wymaga 
stosowania nieco odmiennego procesu jego wytwarzania od innych rod7.ajOW żeliwa 
ciągliwego. Przede wszystkim winno 0110 charakteryzować się obniżoną zawartością 
węgla (do 0,3 % C), krzemu i siarki, a podwyższoną zawartością manganu oraz wysoką 
czystością struktury [3-6,81. Poza tym sposób przeprowadzania obróbki cieplnej powi 
nico być tak dobrany, aby po spawaniu nie trzeba było stosować ponownego wyża- 
rzania [6]. 
Spawalność należy rozpatrywać od strony technologicznej, metalurgicmej i kon- 
strukcyjnl.':j [2-81. 
Spawalność technologiczną określają czynniki związ.ane z zastosowaną techno- 
logią spawania i ich wpływ na własności złącza, natomiast spawalność metalurgiczna 
obejmuje Lmiany i przemiany materiału rodzimego podczas spawania, które z kolei za-
>>>
92 


J.Rączka, A.Tabor, W.Ptak:, W.Dziadur, K.Lewandowski 


leżą od stopnia zanieczyszczenia, m.in. od wtrąceń niemetalicznych oraz struktury po 
procesie [1,2-8]. 
Wpływ konstrukcji elementu spawanego na jego spawalność wiąże się z czynni- 
kami zdolnymi do przystosowania się materiału spawanego do ewentualnych naprężeń, 
co pozwala na uniknięcie powstawania pęknięć i ich rozprzestrzeniania się [3,5,6 ]. 
Żeliwo ciągliwe spawalne nie było do tej pory wytwarzane w kraju. W związku z 
zaistniałym zapotrzebowaniem na odlewy z tego tworzywa w kraju i realizacji zamó- 
wień z zagranicy, w Politechnice Krakowskiej, wspólnie z Instytutem Odlewnictwa w 
Krakowie i AGH w Krakowie, podjęte zostały w tym kierunku prace badawcze, których 
celem było opracowanie technologii wytwarzania i spawania elementów z tego tworzy- 
wa i dostosowanie wyników tych prac do wdrożenia w warunkach przemysłowych. 
W tym celu została nawiązana współpraca z odlewnią Żeliwa Ciągliwego i Wytwórnią 
Łączników z Zawierciu. 


2. BADANIA WŁASNE 


2.1. Wytapianie, wyżarzanie, własności i struktura 


Próby wytapiania i wyżarzania próbek i odlewów prowadzono w warunkach 
OŻC i WŁ w Zawierciu [9,10]. 
Wytapianie żeliwa wyjściowego (białego) prowadzono w indukcyjnym piecu ty_ 
glowym typu PITS o pojemności ok. 4 t, z częściowym wykorzystaniem drugiego pieca 
indukcyjnego kanałowego typu OOC z którego zalewane były formy próbek, w tym 
wytrzymałościowych o średnicy 9 i 12 mm, zgodnie z normą PN-92/H-8322 I i klinów 
- rysunki l, 2, oraz odlewów "złączek" - rysunek 3. 


q 



 


zO() 


Rys.l. Zestaw klinów nr I do 
prób spawania 


Rys.2. Próbka klinowa nr 2 
do prób spawania
>>>
Wytwarzanie i spawanie elemeńtów ... 


93 


Rys. 3. Odlewy "złączek" 


Wyżarzanie prowadzono natomiast w elektrycznych piecach komorowych typu 
BirIec, stosując różne długości czasu wytrzymywania próbek i odlewów "złączek" w 
poszczególnych strefach komory pieca, przy opowiednim składzie mieszanki CO, COz 
i pary wodnej. 
Skład chemic7J1Y wytapianego żeliwa wyjściowego zestawiono w tabeli I. Jego 
struktura składała się z perlitu, cementytu i le de bury tu. 


Tabela I. Skład chemiczny badanego żeliwa 


Tempera- 
Nr Nr Skład chemiczny, % tura zale- 
wytopu kadzi wama 
oC 
C Si Mn P S Cr Al 
I 3.20 0.35 0.70 0,030 0,080 0.030 0,022 1480 
l 2 3,29 0.27 0,65 0.025 0,045 0,029 0,021 1430 
3 3 14 036 065 0,030 0,060 0026 - 1410 
2 2 3.03 0,35 0,30 0,030 0,050 0,040 0,022 1450 
3 3 3.01 0,56 0.20 0,050 I 0,010 0,019 0026 1440 
4 4 3.18 0.57 O 12 0037 r 0,039 0,017 0,033 1480 


Wyżarzane próbki wytrzymałościowe poddano próbie rozciągania i badaniom 
twardości, a po ich zerwaniu określono strukturę. Wyniki tych badań podaje tabela 2. 


2.2. Próby spawania i wyniki 


Próby obejmowały spawanie: próbek klinowych (rys. 1,2), odlewów "złączek" - 
rysunek 3, rozerwanych próbek wytrzymałościowych o średnicy 9 i 12 mm z czterech 
różnych, wcześniej omówionych wytopów.
>>>
94 


J.Rączka, A.Tabor, W.Ptak, W.Dziadur, K.Lewandowski 


Tabela 2. Wyniki badań próbek wytrzymałościowych z żeliwa ciągliwego białego (granice wy- 
ników trzech próbek) 


Lp. Nr wytopu I Srednica próbki Rm A3 Twardość 
wytopu Nr pieca mm MPa % HB 
I. III 12 340 -;- 558 2,5 -;- 7,5 131 -;- 163 
12 445 -;- 504 3,6 -;-7,8 121 -;- 150 
III powt. 
2. 2/1 9 519 -o- 542 5,0 -o- 6,5 149 -o- 167 
12 453 -o- 535 5,8 -o- 7J J 50 -o- ] 65 
2. 2/7 9 504 -;- 527 5,S -;- 7,3 150 -;- 156 
12 44] -;- 535 3,1 -o- 7,2 149 -;- 160 
3. 3/7 9 403 -o- 50S 5.9 o- 7,4 139 -;- 165 
12 461 -;- 512 IO,S -0-] 1,0 - 
4, 4/7 12 463 -o- 5 13 3.9 -o- 5.0 - 


Dla określenia skłonności żeliwa ciągliwego z poszczególnych wytopów do har- 
towania podczas spawania obliczono równoważnik węgla, będący miarą tej skłonności 
[10], który dla badanego żeliwa wynosił C e = l, 16 -;- 56 %.. Znajomość tych warto.ści 
wykorzystano dla doboru odpowiedniej metody spawania. Mianowicie, w próbach sto- 
sowano spawanie ręczne, acetylenowo-tlenowe, elektrodą otuloną oraz metodą MAG z 
zastosowaniem niskiej energii liniowej spawania. Podczas prób spawania, chwilowa 
szybkość chłodzenia (Wc) w zakresie najwyższej trwałości austenitu ('tSOO _ 500OC), w 
zależności od grubości próbki wynosiła: próbka nr l - 2,;-6°C/s; próbka nr 2 - 4-0-6 °C/s 
i próbka nr 3 - 6+10 °C/s. Stwierdzono, że zastosowane do spawania próbki klinowe po- 
zwoliły na obiektywną ocenę spawalności operatywnej badanego żeliwa, przy zmianie 
energii liniowej spawania i grubości odlewu w sposób ciągły, w czasie spawania. Uzy- 
skane wyniki badań pozwoliły określić wpływ sztywności elementów spawanych oraz 
cyklu cieplnego spawania na strukturę SWC, decydujących o jego własnościach me- 
chanicznych [10,] l]. 
Zgodnie z danymi literaturowymi [] ,9-1 I], do oceny podatności żeliwa ciągliwe- 
go do spawania i odporności na pękanie przyjęto grubość krytyczną (gkr) próby klino- 
wej, przy której pojawiają się pęknięcia i na podstawie co najmniej dwóch wyników 
próby określono jako: 
- gkr Z 15 mm - wysoką (bardzo dobrą), 
- gkr Z 8 mm - zadowalającą (dobrą), 
., gkr Z 5 mm - niską (dostateczną), 
- gkr  5 mm - zerową (niedostateczną). 
W metodzie MAG stosowano drut elektrodowy o średnicy 0,8 mm i natężenie 
prądu spawania ls = 100.
 110 A oraz prędkość spawania V, =10 ", 20 cm/min. 
Dla porównania przeprowadzono również spawanie ręczne, bez podgrzewania 
wstępnego, łukiem elektrycznym, elektrodami otulonymi o średnicy 2,5 mm, gatunek 
EZM, przy natężeniu prądu spawania Is 
 llO -o- 120 A, napięciu U, = 24-0- 26 V i pręd- 
kości V, c. 4 -;. 6 cm/min. W próbach spawania uwzględniono również "pawanie próbek 
z żeliwa ciągliwego białego z prÓbkami ze stali sns. Dla każdej z metod przygotowano 
próbki, które zukosowano na "V", połączono spoinami montażowymi na dwóch płyt- 
kach wybiegowych, wykonanych z blachy stalowej StO o grubości:3 mm.
>>>
Wytwarzanie i spawanie elementów... 


95 


Spawanie prowadzono od- strony cieńszej do grubszej klina, przy parametrach 
spawania ustalonych wcześniej dla danej metody spawania. Po ułożeniu każdego ściegu 
próbki studzono do temperatury 50""" 70 oC, a następnie wycinano próbki, poprzecznie 
do spoiny, o szerokości 10 mm i długości ok. 70 mm. Następnie próbki poddano baQa- 
niom makroskopowym i metalograficznym oraz twardości HB i udarności KCV, zaś 
przełomy tych próbek badaniom fraktograficznym. Niezależnie od tego, ze spawanych 
próbek wykonano po trzy próbki o średnicy 9 mm do określenia wytrzymałości na roz- 
ciąganie (Rm) i po jednej próbce do badań metalograficznych. 
Badania makroskopowe pozwalają na stwierdzenie, że spoiny nie wykazały żad- 
nych pęknięć i innych wad w ciągłości metalowej złącza, przy czym układ ściegów 
spoin był prawidłowy. Natomiast w wyniku badań mikroskopowych stwierdzono wystę- 
powanie niewielkich ilości cementytu oraz zwartego węgla żarzenia w próbkach powy- 
żej grubości klina równej 8 mm, a spawanych ręcznie. 
Porównując typowe rozkłady twardości złącz spawanych o "g" do 8 mm, w złą- 
czach spawanych ręcznie łukiem elektrycznym, elektrodą otuloną, stwierdzono mniejszy 
udział materiału rodzimego (MR) w spoinie (twardość ok. 160 HB), większą twardość w 
SWC (ok. 300 HB) i obniżenie twardości MR do ok. 180 HB aniżeli w złączach spawa- 
nych metodą MAG. 
Próby spawania metodą MAG, wykonano również na serii odlewów "złączek" - 
rysunek 3. Złącza te poddano próbie rozciągania, w wyniku której stwierdzono, że ze- 
rwanie nastąpiło w materiale rodzimym (MR), przy obciążeniu: 
-próbka nr I - Fmax'" 1]1 kN, 
- próbka nr 2 - Fmax '" 100 kN, 
- próbka nr 3 - Fmax'" 115 kN, 
- próbka nr 4 - Fmax'" 107 kN. 
W miejscu zerwania próbek spawanych "złączek" stwierdzono występowanie w 
zewnętrznej warstwie wierzchniej ferrytu, perlitu i węgla żarzenia; w środku przekroju - 
perlitu i węgla żarzenia, a w wewnętrznej warstwie perlitu, ferrytu i węgla żarzenia. 
Dodatkowo wykonano metodą MAG złącze: rura ze stali K20 - odlew "złączki" 
ze zwiększoną energią liniową spawania. Zerwanie nastąpiło w spoinie przy obciążeniu 
Fmax '" 100 kN. 
Zgodnie z przewidywaniami, dobrane parametry spawania metodą MAG żeliwa 
ciągliwego białego są optymalne tak dla złączy żeliwa białego jak również i złączy tego 
żeliwa ze stalą. 


3. PODSUMOWANIE 


Wyniki badań mechanicznych i strukturalnych próbek wytrzymałościowych, prób 
klinowych i odlewów "złączek" wskazują, że w OŻCiWŁ w Zawierciu istnieją odpo- 
wiednie warunki dla wytwarzania odlewów z żeliwa ciągliwego białego spawalnego. 
Przeprowadzane próby spawania i uzyskane wyniki badań pozwoliły na dobór 
optymalnej metody, zapewniającej powtarzalne własności mechaniczne i strukturę złącz 
spawanych. Najkorzystniejsze warunki spełnia spawanie metodą MAG, która pozwala 
na zastosowanie typowego drutu elektrodowego oraz możliwie niskiej energii liniowej 
spawania.
>>>
96 


J.Rączka, A.Tabor, W.Ptak, W.Dziadur, K.Lewandowski 


Uzyskane wyniki badań własności mechanicznych i strukturalnych potwierdzają 
pełną przydatność metody MAG do spawania odlewów z białego żeliwa ciągliwego. 


LITERA TURA 


[I] Rączka J., Lewandowski K.. Tabor A.: Żeliwo ciągliwe. Tom I. Podstawy produkcji i 
własności. Wyd. ZPWO i STOP, Kraków 1976 
[2J Engel A., Kowalke P. i inni: Dukti1es Gusseinen: Temperguss Konstruieren-bruieren 
Giessen 8 , Nr 1/21, Zakrgang 1933 
[3] Schweissen von Tcmperguss. Berickt Nr 4 der Kommission 7.2. des CIA TF, Durick I 961; 
s.a. Konstruicren-Giessen, Nr 2, s. 10-21, 6 (1961) 
[4] Engel A.: Geschweisste Temperguss-Komponenten in der Grossericnfcrtigung. Werkstatt 
u. Betricb, Nr 4, s. 265-268, I 13 (1980) 
[5] Schweisscn von Tcmperguss. VDG - Mcrkblalt, Nr 70, 2 Ausgabe ] 979 
[6] Tolke P.: Konstruktionschwcisscn mit Gusstticken aus Eisengusswerkstoffen. Giesserci, 
Nr 5, s. 119-]25,69 (1982) 
[7] T61ke P., Trapp H.G., Waltcr H.: Tempcrgusswerkstoffe fUr Konstruktions -schweis- 
sungcn. Nr 10, s. 359-365, Nr I I, s. 433-437, A TZ 73 (1971) 
[8] Linkert R.P. i inni: Schweissbarer Tempcrguss der Werkstoff fUr Gussverbund und 
Konstruktioncn. Nr 5, s. 27-37. VDY -Z 122 (1980) 
[9] Lewandowski K., Podrzucki c., Rączka J.: Opracowanic nowej technologii wytwarzania 
spawalnego żeliwą. ciągliwego białego. I Etap. Kraków 1994 
[I OJ Rączka l.: Żeliwo ciągliwe. PWT, Warszawa 1961 
[I I] Rączka l., Tabor A., Ptak W., Dziadur W., Kowalski J.: Opracowanie nowej technologii 
wytwarzania spawalnego żcliwa ciągliwego. Praca PK-M-2/606/94 w ramach Projektu 
cclowego nr 7762394C/1874, Kraków 1995 


MANUFACTURING AND WELDING ELEMENTS FROM WHITEHEARTH 
MALLEABLE 


Summary 


In this paper thcre is presented the manufacturing tcchnology and the mechanical proper- 
ties of whitehearth malleable from different mclts and aft er various annealing. Weldability of 
whiteheart malleable using different methods eg. MAG - wclding, manua1 welding was exam- 
ined. Thc properties and structure of whitehcart mal1eable wcldment and welded joint bctwecn 
whitehearth mal1eable and low-carbon steel werc investigated.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


OBRÓBKA CIEPLNO-MECHANICZNA I WŁASNOŚCI STALI 
PRZEZNACZONEJ NA ELEMENTY WYTWARZANE METODĄ 
OBRÓBKI PLASTYCZNEJ NA ZIMNO 


Tadeusz Maguda 


Instytut Odlewnictwa, Zakład Badawczy 
ul. Zakopiańska 73, 30-418 Kraków 


W pracy przedstawiono wyniki badań dotyczących wpływu warunków obróbki 
cieplno-mechanicznej na mikrostrukturę i własności niskostopowej stali O, I % 
C-Mn-Mo-Nb przeznaczonej na elementy wytwarzane metodą przeróbki plastycz- 
nej na zimno. Stale tego typu są alternatywą dla tradycyjnie stosowanych stali u- 
lepszanych cieplnie. Zaletami tej grupy stali są: (a) wyeliminowanie wyzarzania 
sferoidyzującego przed odkształcaniem na zimno, (b) wyeliminowanie ulepszania 
cieplnego po odkształcaniu, (c) mozliwość osiągnięcia odpowiednich własności 
mechanicznych, wysokiej wytrzymałości zmęczeniowej i odporności na pękanie 
gotowych wyrobów. Własności tej grupy stali są wynikiem odpowiednio kontro- 
lowanego procesu obróbki cieplno-mechanicznej kształtującego mikrostrukturę 
austenitu w czasie walcowania i wpływającego bezpośrednio na końcową mikro- 
strukturę powstającą w wyniku przemian fazowych austenitu. 


ł. WSTĘP 


Wytwarzanie elementów o wysokiej wytrzymałości poprzez kształtowanie na 
zimno przebiega ogólnie w następujący sposób: 
I) wyżarzanie sferoidyzujące materiału wyjściowego (prętów walcowanych na gorąco), 
2) ciągnienie na zimno na wymagany wymiar, 3) kształtowanie na zimno, 4) ulepszanie 
cieplne, 5) wykańczająca obróbka cieplna. 
Do wytwarzania takich elementów stosuje się z reguły niestopowe lub niskosto - 
powe stale o zawartości węgla w granicach 0,2-0-0,4 %. 
Własności mechaniczne tych stali po ulepszaniu cieplnym zależą głównie od za- 
wartości wcgla, natomiast dodatki stopowe wpływają przed wszystkim na hartowność. 
W zależności od wymagań, w tym "tradycyjnym" ujęciu, możliwe jest zastosowanie sze- 
regu gatunków nisko- i średniowęglowych stali z dodatkami np. boru, chromu lub niklu. 
O ile stale te charakteryzują się odpowiednią podatnością do odkształcenia na zimno, 
odpowiednimi własnościami mechanicznymi i są od lat z powodzeniem stosowane, o
>>>
98 


Tadeusz Maguda 


tyle nie można powiedzieć, że jest to rozwiązanie optymalne. Z jednej bowiem strony 
proces technologiczny wymaga przygotowania materiału do odkształcania na zimno, du- 
żej ilości odkształceń pośrednich w czasie kształtowania wyrobu i szeregu operacji po 
odkształcaniu, co znajduje swoje odbicie w kosztach produkcji, z drugiej zaś strony, 
konieczność obróbki cieplnej zapewniającej wysoką wytrzymałość stwarza niebezpie- 
czeństwo pojawienia się niejednorodności, pęknięć hartowniczych, odkształceń po har- 
towaniu, opóźnionego pękania itp. 
Nowy sposób podejścia do zagadnienia technologij wytwarzania elementów o 
wysokiej wytrzymałości za pomocą obróbki plastycznej na zimno polega na wykorzy- 
staniu mechanizmu u.mocnienia stali w czasie odkształcania na zimno [1,2]. Wymaga to 
zastosowania nowego rodzaju stali niskowęglowych o wielofazowej mikrostrukturze, na 
którą składają się ferryt, bainit i martenzyt. Zaletami takiego podejścia są: 
a) wyeliminowanie wyżarzania sferoidyzującego przed odkształcaniem na zimno, 
b) możliwość wyeliminowania pośrednich odkształceń w czasie kształtowania wyrobu 
w wyniku dużej podatności do odkształcania na zimno w przypadku stali niskowę- 
glowych, 
c) wyeliminowanie ulepszania cieplnego. 
Prezentowane wyniki badań są potwierdzeniem potencjalnych możliwości wyko- 
rzystania wspomnianego wyżej podejścia do procesu wytwarzania części maszyn za 
pomocą obróbki plastycznej na zimno. 


2. WYNIKI BADAŃ 


Przedmiotem badań była stal niskowęglowa (ok. O, I % C) zawierająca jako do- 
datki stopowe Mn, Mo i Nb, poddawana procesowi regulowanego walcowania z kontro- 
lowanym chłodzeniem po walcowaniu. Dodatek niobu wprowadzony był w celu kształ- 
towania mikrostruktUlY austenitu w procesie regulowanego walcowania poprzez oddzia- 
ływanie wydzieleń Nb(V,C), natomiast łączne oddziaływanie niobu rozpuszczonego w 
austenicie oraz Mn i Mo wpływało na końcową mikrostrukturę powstającą w wyniku 
przemian fazowych w czasie chłodzenia. Własności stali w stanie po regulowanym wal- 
cowaniu zależą, co oczywiste, od ilości, wielkości i rozkładu poszczególnych składni- 
ków mikrostruktury, a to z kolei jest rezultatem składu chemicznego (hartowności), wa- 
runków walcowania i prędkości chłodzenia. W przypadku regulowanego walcowania i 
chłodzenia w powietrzu mikrostruktura stali składała się z ferrytu, bainitu dolnego i 
niewielkich ilości bainitu górnego. Przykład takiej mikrostruktury pokazuje rysunek I. 
Średnia wielkość ziarna ferrytu wynosiła w tym przypadku ok. 5 /.lm. Na rysunku 2 po- 
kazano wpływ temperatury końca walcowania na własności mechaniczne. Widoczne 
jest, że obniżanie temperatury końca walcowania oddziaływuje na końcową mikrostruk- 
turę powodując: 
I) zwiększenie ilości ferrytu poligonalnego w strukturze, 
2) zmniejszenie wielkości ziarna ferrytu. 
Dla temperatur walcowania powyżej 900 oC zmniejsza się ilość ferrytu poligo- 
nalnego w strukturze na rzecz pojawiania coraz większych ilości bainitu górnego. Po- 
woduje to z jednej strony wzrost wytrzymałości, a z drugiej znaczny spadek ciągliwości 
stali. Na rysunku 3 przedstawiono krzywe przejścia plastycznokruchego w próbie udar-
>>>
Obróbka cieplno-mechaniczna ... 


99 


ności dla przypadków walcowania materiału z różnymi temperaturami końca walcowa- 
nia. 
Charakterystykę własności materiału odkształcanego na zimno przedstawiono na 
rysunkach 4-6. Na rysunku 4 pokazano zależność współczynnika umocnienia odkształ- 
ceniowego "n" mierzonego w próbie rozciągania od wartości granicy plastyczności, a 
pośrednio od temperatury końca walcowania. 


.. r;:;..... ._, 


Rys. I. Mikrostruktura stali O, l % C-Mn-Mo-Nb (ferryt poligonalny, bainit gómy, 
bainit dolny). Traw. IIN03 Pow. 500x 


600 


I I .. , T I . 


' ""rT ' 


"' 
0.. 

 
0- 550 
-J) 
o 
:: 
[j 
:;?;:- 

 500 
Ci 
II 
.
 
C 

 450 
.9 



 1X) 
18.5 
Ro..2 
138X:
/ 
D 
.o 
(64%/ 
p 


o 


. o. o 


l (8
 (80X) 
4.0 
400 
--L_


-'-'-

 I . , 
800 


o 


KV 


o 


.. 
 


850 900 950 1000 i 050 
Temperatura końca waicowania J oC 


200 
-, 
150 .
 
t.: 
tTi 
E 
2 
100 II 
r.;, 
ID 
c 
lU 
50 
- O 
1100 


Rys.2. Wpływ temperatury końca walcowania na mikrostrukturę i własności mechani- 
czne stali O. I % C-Mn-Mo-Nb (na rysunku podano wielkość ziarna i ilość feny tu 
poligonalnego w mikrostrukturze)
>>>
100 


Tadeusz Maguda 


160 
o - 87°. c o 
(R o .2= 425 MPa 
A - 910.c 
120 (R O . 2 =460 MPa 
D - 955.C 
...., (R O . 2 =500 
al  - 1040.C 
'c 
al (R O . 2 =570 MPa 

 BO 
.
 
E' 
Q) 
c: 
w 
40 


o 
-120 -80 -40 O 40 BO 120 
Temperatura, oC 
Rys.3.Wpływ temperatury końca walcowania na udarność stali 0,1 % C-Mn-Mo-Nb 


0.25 


c: 
ni 
'c 
.
 0.20 
c: 
u 
o 
E 
::I 
-"" 
'c 
c: 
fi' 
:o 0.15 
a. 
'" 

 


c 


D 


D 


840.C B 7 0.C 


910.C 955.C 


1040.C 


0.10 
350 400 450 500 550 600 
Granica plastyczności, Ro 2 ' MPa 
RysA. Charakterystyka umocnienia stali O, I % C-Mn-Mo-Nb 


Rysunek 5 przedstawia typowe zachowanie się materiału po regulowanym wal- 
cowaniu w czasie próby rozciągania, natomiast rysunek 6 udarność po odkształceniu na 
zimno wynoszącym 15 i 35 %. 
Wysoka prędkość umocnienia odkształceni owego dcr/dE jest ceahą charaktery- 
styczną dla materiałów wielofazowych, już wykorzystywaną przy produkcji elementów z 
blach i taśm o strukturze dwoistofazowej (dual-phase) [3]. Efekt ten jest wykorzystywa-
>>>
Obróbka cieplno-mechaniczna... 


101 


ny zarówno do podniesienia wytrzymałości jak i poprawy tłoczności. Jak można zaob- 
serwować na rysunku 6 badany materiał zachowuje odpowiednią udarność po odkształ- 
cemu na zimno. 


3000 


- 

 

 
::E 


2000 


\ 
Q 
\ prędkość umocnienia 
odksztal. da/de (RW) 
\ 
Q 
\ R W + 20% odksztale. 
\ - -6- 
.\_6_6
 - 
, Q 
li 
_
- 
I 

 .. Q 
A ..
lo.t{(OOO '0,- 
500 'l.j
"" po regulowanym 
t-: walcowaniu (RW) 
u 


2500 


i: 1500 
I:) 


w 

 
I:) 1000 
"C 


o 


0.05 0.10 0.15 0.20 0.25 0.30 
En 
Rys.5. Prędkość umocnienia odkształceniowego stali O, I % C-Mn-Mo-Nb 


160 
o - po reg. walcow. o 
(R O . 2 = 425 MPa) 
i:. - po odkszt. 15% 
120 (R O . 2 = 800 MPa) 
O - po odkszt. 35% 
-, (R O . 2 =1000 MPa) 
ClI A 
'c 
ClI 80 
E 

 
ClI 
.
 
CI 
c: -tJ 
W 
40 


o 
-120 


-80 


-40 


o 


40 


80 


120 


Temperatura. oC 


Rys.6. Udamość stali O. I % C-Mn-Mo-Nb po odkształcaniu na zimno
>>>
102 


Tadeusz Maguda 


Na podstawie przedstawionych powyżej własności badanej stali można sądzić, że 
materiał ten posiada cechy konieczne przy produkcji wysokowytrzymałych elementów 
metodą obróbki plastycznej na zimno bez stosowania obróbki cieplnej po procesie 
kształtowania. Próby przemysłowe wytwarzania takich elementów (np. śrub, elementów 
zawieszenia samochodów) przedstawiono w pracy [2]. . 


LITERA TURA 


[I] Garcia c.I., Palmiere EJ., De Ardo A.J.: An Alternative Approach to the Alloy Design and 
Thermomechanical Processing of Low-Carbon Microalloyed Bar Products, 29th Mechanical 
Working and Stee] Processing Proc. Iron and Steel Society of AIME, Warrendale, PA, s.79, 
1987 
[21 Garcia c.I., Maguda T.M., Lis A.K., De Ardo AJ: The High Strength Cold Forging Appli- 
cations of a New Low-Carbon Multi-Phase Steel. Thc Proc. or the Intern. Conf. on Pro- 
cessing, Microstructure and Properties of Microalloyed and Other Modem High Strength 
Low Alloy Steels, ISS, Warrendale, PA, s.413, 1992 
[3] Rashid M.S.: GM 980X - A Unique High Strength Sheet Stee1 with Superior Formability, 
SAE Paper No. 760206, Feb. 1976 


THERMOMECHANICAL PROCESSING AND PROPERTIES OF STEEL FOR 
COLD FORGING APPLlCA TION 


Summary 


The effect of the austenite conditioning during thermomechanical processing on the pro- 
perties 01' a new stee' for cold forgmg application has been investigated. This steel has been 
developed as an alternative to the conventional QT steels. The benefits ofthe steel are including: 
a) elimination of spheroidize anncaling prior to co1d forming, 
b) elimination ofQT heat treatment and, 
c) abilitics to achieve proper strength, high fatigue resistance and notch toughnees in final compo- 
nent. 
The properties of the stec! are a result of control!ed processing of the austenite during rod 
rolling and its direct infJuence on the final microstructure.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


KINETYKA ROZKŁADU PRZECHŁODZONEGO AUSTENITU 
W ZAKRESIE BAINITU DOLNEGO W STALACH 
WYSOKOWĘGLOWYCH PODCZAS HARTOWANIA 
Z PRZEMIANĄ IZOTERMICZNĄ 


Tadeusz Z. Woźniak, Jerzy Jeleńkowski* 


Wyższa Szkoła Pedagogiczna, Zakład Materiałoznawstwa i Technologii Metali 
uI.Chodkiewicza 30, 85-064 Bydgoszcz 
* Politechnika Warszawska, Wydział Inżynierii Materiałowej 
ul. Narbutta 85, 02-524 Warszawa 


W pracy przedstawiono wyniki badań kinctyki przcmiany bainitycznej w zakresic 
przyśpieszoncgo początku przemiany w stali NIIE. Badania eksperymentalne 
przeprowadzono na dylatometrze Adamel Lhomargy 04. W celu wykonania wy- 
kresów CTPi przeprowadzono badania uzupełniające polegające na pomiarach 
zawartości austenitu szczątkowego oraz ilościowej analizie obrazów zdjęć meta- 
lograficznych. Stwierdzono. że kinetyka przcmiany w tym zakresic ulega odwró- 
ceniu, a wykres CTPi przyjmuje kształt litery S. Krzywe kinetyczne przemiany 
austenitu odpowiadające temperaturom przemiany wyższym od 200 0 C przebiega- 
ją zasadniczo tak samo jak typowe krzywe o kształcie sigmoidalnym. Krzywe ki- 
netyczne odpowiadające temperaturom przemiany niższym lub równym 180 Oc 
przebiegają w dwóch oddzielnych etapach. 


l. WSTĘP 


Powszechnie uważano, że poprawny wykres izotermicznego rozkładu przechło- 
dzonego austenitu ma kształt litery C, a nie S. Wykresy w kształcie litery S, nazwane 
wykresami S, wykonane zostały po raz pierwszy przez Davenporta i Baina [l]. Taki 
kształt wykresów był również wielokrotnie potwierdzany w literaturze. Jednak przez 
wiele lat istniały liczne kontrowersje odnośnie tego zjawiska. 
Howard i Cohen [2] również, jako jedni z pierwszych, określili prawidłowy 
kształt wykresu C.TPi dla stali 0,75 % C, przy zastosowaniu metalografii ilościowej. 
Na wykresie tym przedstawili jednak atermiczną przemianę martenzytyczną w połą- 
czeniu z izotermiczną przemianą bainityczną, co uczyniło go mało czytelnym. Zjawisko 
to zostało również zaobserwowane przez Schabera f3], który zastosował do badań me-
>>>
104 


Tadeusz Z. Woźniak, Jerzy Jeleńkowski 


tody: dylatometryczną i magnetyczną. Radcłiffe i Rollason [4] zastosowali natomiast 
metodę pomiarów oporu elektrycznego. Badali oni zmiany w kinetyce przemian w sta- 
lach o zawartości 0,65..;- 1,2 % C, zachodzących w warunkach izotermicznych. Zmiany 
zachodzące w kinetyce przemiany w niskich temperaturach, zbliżonych do Ms, Radc- 
liffe i RoUason [4], nazwali "swing back" (zakręt w odwrotną stronę). Stwierdzili oni, 
że dla stali o składzie zbliżonym do eutektoidalnego (0,65 % C) "swing back" zachodzi 
w temperaturach poniżej Ms, podczas gdy dla stali nadeutektoidalnych "swing back" 
zachodzi powyżej Ms. 
Na podstawie obserwacji przemian: perlitycznej, bainitycznej i martenzytycznej, 
Kennon [5] zaproponował schematyczny wykres CTPi złożony z oddzielnych krzywych 
C dla perlitu, bainitu górnego i dolnego oraz dla martenzytu izotermicznego. Taki sche- 
mat wykresu CTPi tłumaczy obecność perlitu i bainitu górnego w zakresie temperatur 
400 ..;- 600 Oc oraz bainitu górnego i dolnego w zakresie temperatur zbliżonych do 
350 oC, co zostało potwierdzone eksperymentalnie [6, 7]. Edwards i Kennon [8J przy- 
puszczali, że kształt wykresu CTPi w pobliżu Ms zdeterminowany jest powstającym 
wcześniej martenzytem izotermicznym. 
W ostatnich latach Okarnoto i Oka [9, I O] ponownie wykonali badania dy!ato- 
metryczne na stalach o zawartości 0,85-0- I ,8 % C, w zakresie przyśpieszonego początku 
przemiany. Na ich podstawie określono kształt wykresów CTPi dla każdej badanej stali. 
We wszystkich stalach zaobserwowano przyspieszenie początku przemiany. Z porów- 
nania wykresów CTPi dla różnych zawartości węgla w stalach wynika, że wzrost jego 
zawartości powoduje zwiększenie tego efektu. Przypuszcza się, że zjawisko przyśpie- 
szonego początku przemiany spowodowane jest wpływem martenzytu izotermicznego 
cienkopłytkowego, stanowiącego midrib w płytkach bainitu. Okarnoto i Oka [I OJ przy- 
puszczają, że mechanizm przemiany bainitycznej, w zakresie przyśpieszonego początku 
przemiany, jest zbliżony do przemiany austenitu szczątkowego w bainit, gdzie granice 
martenzyt atermiczny-austenit szczątkowy są również preferowanymi miejscami zarod- 
kowania bainitu. 


2. BADANIA WŁASNE 


Do badail zastosowano materiał modelowy, stal N I I E, w której po hartowaniu 
zwykłym tworzy się martenzyt płytkowy. Stal została dostarczona w postaci prętów 
walcowanych (I wymiarach 30 x 50 mm w stanie zmiękczonym z jednego wytopu 
przemysłowego. Analizę składu chemicznego przeprowadzono na urządzeniu Spectra-- 
lab. Wyniki analizy składu chemicznego podano w tabeli ]. W obliczeniach statystycz- 
nych przyjęto współczynnik ufności 0,95. 


Tabela I. Skład chcmiczny sIali N I l E 
rc:T
 Cr I Ni I
Lc u S M 
% ,)C 
166,6 0,209 0.077 0,050 0,132 0.00230 0,0160 166,6 
:!: :!: :!: :!: :!: :!: :!: t 
235 0001 0,001 0,001 0,001 0,00004 O 0002 5235
>>>
Kinetyka przemiany przechłodzonego ... 


105 


W celu wykonania krzywych kinetycznych, podczas hartowania z przemianą izo- 
termiczną w zakresie temp(:ratur zbliżonych do Ms oraz sporządzenia wykresu CTPi 
obrazującego zakres przyspieszonego początku przemiany przeprowadzono badania 
dylatometryczne oraz uzupełniające z zakresu analizy ilościowej udziału bainitu oraz 
austenitu szczątkowego. 
Obserwacje mikrostruktUfalne wykonywano na próbkach dylatometrycznych. 
Próbki przeznaczone do mikroskopowych badań metalograficznych wstępnie szlifowano 
papierami ściernymi do granulacji 1200, następnie polerowano je stosując zawiesinę 
A1203' Trawienie zgładów metalograficznych wykonywano odczynnikiem ViIella [1 I]. 
Zdjęcia mikrostruktur wykonano na mikroskopie Neophot 2 przy powiększeniach 
1000x. Przykładowy obraz mikrostruktury po hartowaniu z przemianą izotermiczną po- 
kazano na rysunku l. 


Rys.]. Mikrostruktura stali N 11 E po hartowaniu z przemianą izotermiczną w temperaturze 
140 "C przez 34930 s 


Badania dylatometryczne wykonano na dylatometrze Adamel Lhomargy 04. 
Elektryczne czujniki zmian wydłużenia i przetworniki L VDT umożliwiły uzyskanie 
znacznych powiększeń wynoszących 1000x i 2000x. Rejestrację danych przeprowadzo- 
no na dwóch rejestratorach y - t, Y - T oraz T - t (y - wydłużenie; t - czas; T - temperatu- 
ra). W zależności od szybkości przemiany bainitycznej stosowano bazy czasowe od 2 
slcm do 20 min/cm. Do badań stosowano próbki o wymiarach 12 x 3 x 0,5 mm. 
W celu określenia temperatury Ms podczas hartowania zwykłego wykonano wy- 
kresy temperatura - wydłużenie Temperaturę Ms określono na trzech próbkach. War- 
tość średnią temperatury Ms podano w tabeli! z błędem pomiarowym dla współczynni- 
ka ufności 0,95. 
Austenityzację próbek dylatometrycznych przeprowadzono w piecu wolti-a- 
mowym dylatometru w temperaturze 950 oC przez 30 minut z dokładnością rejestracji 
5 oC, zakładając całkowite rozpuszczenie węglików w austenicie. Hartowanie z prze- 
mianą izotermiczną przeprowadzono 'W temperaturach: 130, 140, ]50, 160, 180, 200,
>>>
106 


Tadeusz Z. Woźniak, Jerzy Jeleńkowski 


220, 230, 240, 250 oC. Badania wykonywano na trzech próbkach dla każdego wariantu 
obróbki cieplnej. Czas wytrzymywania przy temperaturze przemiany izotermicznej uza- 
leżniony był od temperatury badania. W temperaturach zbliżonych do Ms czas ten 
ograniczony był technicznymi możliwościami aparatury i wynosił do 14 godzin. Próbki 
nagrzewano z szybkością 10 K/s. Chłodzenie próbek z temperatury austenityzacji do 
temperatur hartowania z przemianą izotermiczną realizowano poprzez nadmuch helu, 
którego przepływ regulowany był zaworem elektromagnetycznym sterowanym progra- 
matorem. Pomiar temperatury odbywał się za pomocą termopary zgrzanej z próbką. 
Do okreśłenia udziału objętościowego bainitu zastosowano mikrokomputerowy analiza- 
tor mikrostruktury VFG-512, w którym zastosowano program wykorzystujący meto- 
dę siecznych przypadkowych. Analizie poddano po trzy zdjęcia z każdej próbki. 
Z każdego zdjęcia wydzielono tyle pól pomiarowych, aby uzyskać w sumie 500-600 
cięciw. 
Pomiary zawartości austenitu szczątkowego wykonywano na wadze magne- 
tycznej. Błędy pomiarowe austenitu szczątkowego nie obejmują zmian jego zawartości 
związanych z podziałem próbek dylatometrycznych na mniejsze. 


3. WYNIKI BADAŃ I ICH DYSKUSJA 


Hartowanie z przemianą izotermiczną wykonywane w dylatometrze było, ze 
względów czasowych, w pewnym momencie przerywane. Właściwą ocenę stopnia 
przemiany umożliwiły więc dodatkowe badania ilościowe udziału fazy bainitycznej oraz 
udziału austenitu szczątkowego w próbkach dylatometrycznych. Analizę ilościową sto- 
sowano do zdjęć metalograficznych tych próbek dyłatometrycznych, w których po prze- 
rwaniu hartowania z przemianą izotermiczną wystąpiła przemiana martenzytyczna. 
Wyniki tych badań podano w tabeli 2. Analiza graficzna wyników badań, przedstawiona 
w dalszej kolejności, wskazuje, że zastosowane czasy wytrzymywania izotermicznego 
dla poszczególnych temperatur są wystarczające do zaobserwowania przyśpieszonego 
początku przemiany. Po hartowaniu z przemi!iną izotermiczną w temperaturze 160 0 C 
po I 1,8 godziny stopień przemiany wynosił 0,77; natomiast po hartowaniu w tempera- 
turze 240 Oc po 3,3 godziny stopień przemiany wyno!.ił 0,96. Po hartowaniu zwykłym 
stwierdzono znaczny udział austenitu szczątkowego, który wynosił 23,9 %. Wynik ten 
zbliżony jest do danych literaturowych [12,13]. 
Na podstawie wyników badań dylatometrycznych oraz wyników badaJl uzupeł- 
niających wykonano krzywe kinetyczne przemiany austenitu podczas hartowania z 
przemianą izotermiczną w zakresie temperatur 130-0-250 Oc. KrZ'jwe te przedstawiono 
na rysunku 2. Na krzywych kinetycznych zaznacza się zjawisko przyspieszonego po- 
czątku przemiany oraz dwustopniowość przemiany w tym zakresie. Czas inkubacji 
przemiany bainitycznej wzrasta z obniżaniem temperatury od 250 0 C do 220 oC, nato- 
miast w miarę dalszego obniżania temperatury od 200°C do 130 Oc (powyżej Ms) czas 
inkubacj i maleje. Krzywe kinetyczne powyżej 200 Oc mają kształt bardziej złożony. 
Krzywe kinetyczne odpowiadające temperaturom powyżej 200 oC mają kształt 
sigmoidalny. Krzywe kinetyczne odpowiadające temperaturom hartowania poniżej 
200 Oc wykazują kształt bardziej złożony. Taki kształt krzywych kinetycmych potwier- 
dzony był wcześniej w innych badaniach [9, 3, 10J. Na taki kształt krzywych dylato-
>>>
Kinetyka przemiany przechłodzonego ... 


107 


metrycznych zwrócił po raz pierwszy uwagę Schaber [3]. Badając stale 0,36+ l ,08 % C 
stwierdził on istnienie dwuetapowej przemiany zachodzącej w pobliżu Ms. 


Tabela 2. Wyniki badań udziału ilościowego bainitu oraz zawartości austenitu szczątkowego w 
próbkach dylatometrycznych po odpowiednim czasie wytrzymywania w dylatometrze 
w celu określenia właściwego stopnia przemiany 


T Czas Udział ilościowy bainitu 
Oc s % 
130 8439 :t 60 62,3 1: 2,9 
140 34929 :t 60 53,5 + 2,5 
150 41031 + 120 64,9 + 2,5 
160 42462 :t 120 76,9:!: 1,0 
T Czas Zawartośc austenitu szczątkowego 
Oc s % 
180 51671 :t 120 19, I :t 0,4 
200 36691 + 60 8,9 :t 0,3 
220 22628 :t 30 4,7 :t O, I 
-- 
230 14616 :t 30 4,4 :t 0,1 
-- 
240 12065 :t 20 4,1 :!: 0,1 
250 8394 :t 24 3,9 :t 0,1 
Hartowanie zwykłe - 23,9 :t 0,5 


100 


(X]prx&ł'toiany 


7 


1__ 
2__.__ 
3 __ _"_ 
4 
"i_____ 
6- 
7 _____ 
8._.0. 
9._.0. 
111._._. 


Tp130 Oc 
Tp140 Oc 
Tp1500 C 
Tp1600( 
Tpl80 ° C 
Tp2000C 
Tp220 0 C 
1p2300C 
Tp2400C 
Tp250 0 C 


.- __ ""::: ",1::" 
,.,," ,/lO ł-"'" 
-,' ./' ,/' ,.-,,'" 
_ ," J' 
I I' " 
. ,,, I 
I I I I 
M Ił II I 
I I I , 
. :I, , 
, I I I 
. :I e 
 
f- .! f -. 
/-"--
? 
 
 ! 
/ 


,,'" 


" , 
." . 
, 
, 
, 
I 
, 
I 
I 
:J/ f ...d
'::;'- 
.
 ' 
...- :.....-"""'-r- 


90- . 


80 


5 


3('. - 


-
""",J--;
 i-,--
j--: 
. J 
T - - I 
_--"-
I' I 
. .. , 
, I I I 
I 11:1 I 
I I l '.__ 
I .. _,-' 
I q.1 - " I 

 ..--- .-.... j' /: / 
..- I ..., " 
_ .
 ." ",I 
" " ,"" ,.' III' 
1

---- --
-------'
"3 . 


/;.- 


40- . 


20 


10- " 


o 


LOG t [51 
1;k4---
4 


o 


Rys.2. Krzywe kinetyczne przemiany austenitu podczas hartowania z przemianą izotermiczną w 
zakresie temperatur 130 -o- 250 Oc, z wyraźnym przyśpieszeniem przemiany w zakresie 
temperatur 130 -:- ] 80 oC [14]
>>>
108 


Tadeusz Z. Woźniak, Jerzy Jeleńkowski 


Przemiany w tych dwóch etapach zachodziły na siebie. Wyraźne przyśpieszenie 
startu przemiany zaobserwował on także w stali o składzie 0,985 % C i 1,28 % Cr w 
temperaturze 215 oC. Schaber [3] przypuszczał, że etap pierwszy mógł być związany z 
tworzeniem martenzytu izotermicznego, który poprzedzał tworzenie izotermicznego 
bainitu. Na wynikach tych opierali się w swoich badaniach M.Oka i H.Okamoto [9], 
którzy potwierdzili, że pierwszym elementem płytki jest martenzyt płytkowy tworzący 
midrib. 


Na podstawie krzywych kinetycznych, dla badanej stali N I I E, zbudowano frag- 
ment wykresu CTPi dla różnych stopni przemiany: O, 5, 10, 15, 20, 30, 35, 55, 70, 75, 
80, 85, 90, 95 %. Wykres ten przedstawiono na rysunku 3. Na wykresie tym zakres 
przyspieszonego początku przemiany, w sposób bardzo wyrażny, zaznacza się w pobli- 
żu Ms. Z ksztahu krzywych wynika, że w miarę wzrostu temperatury powyżej Ms male- 
ją efekty świadczące o odmiennej (anormalnej) kinetyce przemiany. 
Na wykresie powyższym oznaczona schematycznie linia przerywana oddziela 
zakres normalnej i anormalnej kinetyki przemiany. Nawet na podstawie przebiegu tych 
krzywych można wnioskować, że powyżej linii przerywanej zachodzi przemiana baini- 
tyczna, której mechanizm zbliżony jest do przemiany bainitycznej zachodzącej w za- 
kresie temperatur 200-0-250 oC. 


Tp przeMiany [C] 


300 
Z50 
200 

50 
Ms 

oo 



 "- 
5 "- (TIPi 

o "- 
15 "- 
za "- 



 .. 
 .... 
 .,..
 
 ........ 
 
55 "- '. '. '. 
70 :: '. . ". .....__....__.. 
75"- . .
 
i
B. 
 .......JBD 
 '.'."""__"""""""""'" 
95 "- ....d' ". ""'. 
__o ..-..............-. " .... 

 :: 
 BDMI ..,


::;;......: . . 


LOG t [5J 


50 


ł--- 


I) 


40 


H.E2 


H'E3 


1ME4 


5*E4 


Rys.3. Fragment wykresu CTPi dla stali N II E z zakresem przyśpieszonego początku przemiany 
w temperaturach zbliżonych do Ms 


Jest to prawdopodobnie związane również z bardziej złożonym kształtem krzy- 
wych kinetycznych w tym zakresie, które przedstawiono na rysunlru 2. 
Badania elektronowomikroskopowe wykonane przez T.Z.Woźniaka [14] udo- 
wodniły, że pierwszy etap przemiany fazowej związany jest z tworzeniem się bainitu 
dolnego z midribem, a drugi z tworzeniem się bainitu klasycznego. Kształt wykresu
>>>
Kinetyka przemiany przechłodzonego ... 


109 


CTPi dla stali N ł I E w zakresie temperatur zbliżonych do Ms jest podobny do wykre- 
sów podawanych w literaturze [4,9,15,16]. 


4. WNIOSKI 


I. Wykres CTPi dla stali N I ł E w zakresie temperatur zbliżonych do Ms wskazuje na 
występowanie zakresu przyśpieszonego początku przemiany. 
2. Krzywe kinetyczne odpowiadające zakresowi przyśpieszonego początku przemiany 
mają kształt bardziej złożony niż krzywe kinetyczne o kształcie sigmoidalnym ty. 
powym dla przemiany w zakresie bainitu dolnego. 
3. Wyniki badań wskazują na dwustopniowy przebieg przemiany. W etapie pierwszym 
powstaje bainit dolny z midribem BOM, a w drugim bainit dolny "klasyczny" DB, 
co wiązane jest bezpośrednio z kształtem wykresu CTPi. 
4. W celu prawidłowego określenia wykresu CTPi w zakresie przyśpieszonego po. 
czątku przemiany, wyniki badań dylatometlycznych należy uzupełnić wynikami 
analizy ilościowej oraz pomiarami zawartości austenitu szczątkowego. 


LITERA TURA 


[II Davcnport E.S., Bain E.C : Trans. TMS - AIME, v.90, s.1 17, 1930 
12] Howard RT,.Cohen M: Trans. Al ME, v.176, s.384, 1949 
13] Schaber o: Trans AIME, v 203, s 559, 1955 
[4J Radcliffc S.v, Rollason E.C J1SI, v.191, s.56. 1959 
[S] Kcnllon N.F.. MetaII.Trans.. v9, s.57, 1978 
[6] Kennon N.F.. Kaye N.A.: Metall.Trans. v.13, s.975, ] 982 
[7] OmscnA.: JISI,v.209. s.I3I, 1971 
[8] Edwards R.T.. Kennon N.F. J Austr. InsI. Met., v.15. s.20 I. 1970 
[9] Oka M, Okarnoto II.: Metall.Trans , v.19, s.447, ] 988 
[ł O] Okamoto H., Oka M.. Metall.Trans, v. 117, s.1 1 13, 1986 
[II] Shui C.K., Rynolds W.T., Shiflct Jr,G.J., Aaronson H.I.: MetalIography, v.21, s.9I, 1988 
fl2] Speich G.R., Leslie W.c. Metall.Trans., v.3. s.1043, 1972 
[13] Brobst R.P., Krauss G.: MctaII.Trans., v.5, s.457, 1974 
[14] Woźniak Z.' Rozprawa doktorska, Politechnika Warszawska, Instytut Inżynierii Materiało- 
wej. Warszawa 1993 
115] Brown P.W., Mack D.: Metall.Trans. v.4, s.2639, 1973 
[161 Praca Naukowo-Badawcza dla FilM Ostrzcszów pod kierunkiem Slomczyńskiego F., 
Woźniak TJ. - współautor, WSI', Bydgoszcz 1988
>>>
110 


Tadeusz Z. Woźniak, Jerzy Jeleńkowski 


THE KINETICS OF REACTION A T SUPERCOOLED AUSTENITE DURING 
ISOTHERMAL FORMATlON OF LOWER BAINITE IN HYPEREUTECTOID 
STEELS 


Summary 


Spccimcn stcc! I. J % wt. C in which thc range of swing back is vcry distinct was experi- 
mcntcd on. Thc rangc of swing back was estimated on the basis or convcntional dilatomctric met- 
hod. Mctal!ographic examination for isothemlal transformati0n products wcrc carried out by me- 
ans of optical microscopy. A two stagc process for bainite formation in thc range of swing back 
has been proposed. Lower bainitc with midrib BDM is produccd at the first stagc of baintc rcac- 
tion in thc rangc of thc swing back.The sheaf of lower "classie" bainitc BD is produced at the 
sccond stage.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


GRAFIT W NISKOSTOPOWYM 
CHROMOWO-ANTYMONOWYM ŻELIWIE SZARYM 


Jerzy St. Kowalski 


Politechnika Krakowska, Instytut Materiałoznawstwa i Technologii Metali 
Al. Jana Pawła II nr 37,31-864 Kraków 


W artykule przedstawiono wyniki badań dotyczących opracowania nowego żeliwa 
odpomego na ścieranie, na bazie żeliwa antymonowego. Zastosowanie dodatku 
chromu pozwoliło na uzyskanie znacznie lepszych własności mechanicznych, 
przy zachowaniu doskonałych własności przeciwciemych. Przedstawione wyniki 
dotyczą problcmatyki wpływu obu stosowanych dodatków stopowych na postać i 
rozłożenie grafitu w opracowanym żeliwie. 


l. WPROWADZENIE 


Jednym z rodzajów niskostopowego żeliwa szarego o specjalnych własnościach 
przeciwciernych jest niskostopowe żeliwo antymonowe. Zasadniczą wadą tego żeliwa są 
niskie własności wytrzymałościowe, spowodowane niekorzystną postacią grafitu, które- 
go płatki, pod wpływem antymonu, zniekształcąją się poprzez wydłużenie i zaostrzenie 
swoich zakończeń. Dobre własności przeciwcierne związane są najprawdopodobniej ze 
zmianą charakteru eutektyki fosforowej, w której występuje dodatkowo faza lO, zawie- 
rająca około 65 % Sb. Zwiększenie zawartości Sb w żeliwie powoduje wyraźne obniże- 
nie własności wytrzymałościowych, połączone z jednoczesnym wzrostem twardości, co 
w rezultacie powoduje utrudnienie obróbki mechanicznej odlewów. Z tych też wzglę- 
dów zakres stosowania tego gatunku żeliwa ogranicza się jedynie do wytwarzania ele- 
mentów nie narażonych na duże obciążenia statyczne czy dynamiczne. 
W celu poprawy własności wytrzymałościowych żeliwa antymonowego, przy 
zachowaniu jego znakomitej odpol11ości na ścieranie, zastosowano dodatek chromu, 
który tworząc związek chemiczny Sb2Cr3 neutralizuje negatywne działanie Sb na postać i 
rozłożenie grafitu w żeliwie. Dlatego też ilość wprowadzanego chromu determinowana 
była możliwością powstania w stopie wyżej wzmiankowanego związku chemicznego.
>>>
112 


Jerzy St. Kowalski 


Dane literaturowe [1-9] wskazują na istnienie kilku rozbieżnych hipotez dotyczą- 
cych wpływu Sb na przebieg procesu krystalizacji żeliwa. Doświadczenia własne skłania- 
jąjednak do zakwalifikowania go do grupy pierwiastków sprzyjających przechłodzeniu 
stopu, czyli pierwiastków perlitotwórczych. Należy jednak zaznaczyć, że działanie Sb w 
tym kierunku jest znacznie słabsze niż działanie CI'. 
Pierwsze spostrzeżenia poczynione podczas badań wstępnych sugerowały, że przy 
równoczesnym dodatku Sb i Cr w żeliwie, antymon zmniejsza zabielające działanie 
chromu, a więc powinien sprzyjać grafityzacji żeliwa. Trudno jest jednak bezspornie 
stwierdzić, czy obecność Sb w stopie zwiększa ilość zarodków grafitu, czy też tworząc z 
Cr wlw związek chemiczny, zmniejsza jego aktywny udział w procesie krystalizacji żeli- 
, 
wa. 


2. BADANIA WŁASNE 


Wprowadzenie Cr jako dodatku stopowego do żeliwa antymonowego miało na 
celu poprawienie własności wytrzymałościowych tego tworzywa, przy zachowaniu do- 
brej odporności na ścieranie, poprzez zneutralizowanie negatywnego wpływu Sb na 
postać i rozłożenie grafitu. 
Skład chemiczny badanego żeliwa charakteryzował się dwoma czynnikami 
zmiennymi, a to: 
- zmienną zawartością Cr w granicach 0,05 --c 1,5 %, 
- zmienną zawartością Sb w granicach 0,08 -;-. 1,8 %. 
Pozostałe pierwiastki składu podstawowego żeliwa ustalono w granicach: 
C=2,6-;-.4,2%; Si= 1,6-;-.3,8%; Mn= 1,2%; S=0,18%;P=0,62%. 
Zastosowany statystyczny program planowania doświadczeń PS/DS-P:U przewi- 
dywał wykonanie 15 wytopów ze zmienną zawartością Cr i Sb. Skład chemiczny bada- 
nego żeliwa przedstawiono w tabeli I. 
Przy ustalaniu podstawowego składu chemicznego dla poszczególnych wytopów 
żeliwa kierowano się wartością równoważnika węgla C e , utrzymując go w granicach 
4,0 -;-. 4,6. Ze względu na znaczną rozpiętość przewidywanych dodatków Cr i Sb w po- 
szczególnych wytopach, zdecydowano się przeprowadzić dwie serie wytopów, rÓŻniące 
się zawartością podstawowych składników żeliwa. tj. C i Si. Podwyższona zawartość C i 
Si w żeliwie wyjściowym, przeznaczonym dla drugiej serii wytopów, miała na celu zre- 
dukowanie zabielającego wpływu Cr (i Sb), stosowanych w tych wytopach w ilościach: 
Cr - powyżej ł %, Sb - powyżej 0,8 %. 
W cclu uzyskania jednorodnego wsadu, przeznaczonego do wytopów w piecu 
laboratoryjnym, przeprowadzono 2 wytopy żeliwa wyjściowego w tyglowym piecu in- 
dukcyjnym średniej częstotliwości o wyłożeniu kwaśnym i pojemności 250 kg Wszyst- 
kie wytopy żeliwa z dodatkami Cr i Sb, przeznaczonego do badań, prowadzono w piecu 
indukcyjnym średniej częstotliwości (lO kHz), o pojemności tygla 12 kg i wyłożeniu 
magnezytowym. 
Podczas wszystkich wytopów odlewano wlewki prÓbne, przeznaczone m in. rÓw- 
nież do oceny struktury badanego żeliwa. 
Odpowiednio przygotowane zgłady metalograficzne poddano standardowym 
obserwacjom w stanie nietrawionym, jak i trawionym w 4 % roztworze alkoholowym 
HN0 3 , przy powiększeniach 100 i 500x, za pomocą skaningowego mikroskopu elektro- 
nowego.
>>>
Grafit w niskostopowym ... 


113 


Tabela l. Skład chemiczny badancgo żeliwa 


Nr Skład chemiczny, % 
wYtopu Cr Sb Sb/Cr C Si Mn P S Sc Ce 
I 0,06 0,0 0,0 3,53 2 17 072 0.1'12 0,022 0,82 4,25 
2 0,23 0,0 0,0 3,24 2,23 069 0,116 0,022 0,81 3,94 
3 0,54 0,0 0,0 335 2,38 0,70 0,173 0,021 0,79 4,30 
4 0,86 0,0 0,0 3,44 2,27 070 0,172 0,023 0,78 4,16 
5* ],16 0,0 0,0 3,57 2,46 0,75 0,198 0,027 105 4,42 
6* 1.33 00 0,0 3,72 2,54 0,74 0,220 0,025 1,07 4,56 
7* 0,10 0,0 0,0 3,67 2,46 0,76 0,198 0,027 1,07 4,49 
8 0,05 0,09 1,8 3,31 230 0,70 0,158 0,022 0,74 4,08 
9 ° 08 0,16 2.0 350 224 0,68 0166 ° 024 ° 79 4,25 
10 0,05 0,25 50 3,34 2,38 0,69 0,150 0,022 0,74 4,11 
I I * 0,08 0,71 8,8 3,62 2.60 075 ° 160 0,028 1,09 4,49 
12* 010 ° 91 9,1 3,45 2,70 085 0,175 ° 035 1,06 4,35 
l3 0,23 0,55 2,4 3,50 2,43 0,73 0,]51 0,026 0,76 4,31 
14 ° 44 ° 29 0,65 3.64 243 ° 70 ° 157 0,025 0.79 445 
15 0,84 0,10 0,12 3,60 2,34 0,71 0,168 0,022 0,80 4,38 
16* 0,98 0,46 0,46 3,62 2,55 0,75 0,195 0,035 1,06 4,47 


* - żeliwo z II serii wytopów 
Uwaga: wytop nr I - żeliwo wyjściowe dla I scrii wytopów, 
wytop nr 7 - żcliwo wyjściowe dla II scrii wytopów 


Pomiary cech morfologicznych grafitu przeprowadzono za pomocą telewizyjnego 
analizatora obrazu Quantimetr 720, stosując próbki wycinane z wlewków próbnych, 
podobnie jak w przypadku badań strukturalnych. 
Warunki pomiarów były następujące: 
- powiększenie mikroskopowe - 100x, 
- pole pomiaru 800 x 625 punktów obrazu, 
- wymiar punktu obrazu - 0,00078 x 0,000719 mm, 
- liczba pól pomiarowych - 25, 
- całkowite pole pomiaru - 6,312 mm 2 . 
Określono następujące parametry grafitu: 
- liczba wydzieleń - N., II mm 2 , 
- udział grafitu (wielkość powierzchni zajętej przez grafit na jednostkę po- 
wierzchni) - A., %, 
- powierzchnia właściwa grafit - osnowa - L., mm 2 /mm 3 . 
Wyniki pomiarów uszeregowano w 8 przedziałach klasowych, w zakresie warto- 
ści 0,00 
 1,99. W przedziale klasowym 0,00 
 0,03 wyniki pomiarów są nieprecyzyjne, 
ze względu na duży poziom szumów i zakłóceń. 
Zestawienie wyników pomiarów w/w parametrów stereologicznych grafitu przed- 
stawiono w tabeli 2. 
Struktura osnowy metalowej żeliwa z wytopu l (żeliwo wyjściowe o składzie 
podeutektycznym) składała się z perlitu oraz dużych ilości ferrytu, usytuowanych wokół 
wydzieleń grafitu. Grafit w tym żeliwie występował w postaci dużych i grubych płatków 
o zróżnicowanej długości (tys. 1 ), rozłożonych równomiernie w całej strukturze. Nato- 
miast żeliwo z wytopu 7 (żeliwo wyjściowe o składzie nadeutektycznym) charakteryzo- 
wało się perlityczną strukturą osnowy metalowej z niewielką ilością ferrytu wewnątrz 
ziarn eutektycznych oraz drobnymi wydzieleniami eutektyki fosforowej, występującej w
>>>
114 


Jerzy SI. Kowalski 


obszarach peryferyjnych ziarn. W strukturze tego żeliwa występuje drobny grafit płatko- 
wy rozmieszczony równomiernie (rys.2.) oraz częściowo w przestrzeniach międzyden- 
drytycznych. 


Tabela 2. Zestawienie parametrów stereologicznych grafitu 


Nr Zawartość Udział grafitu Powierzchnia wła- Liczba wydzieleń, 
% A. ściwa grafitlosnowa N. 
wytopu % L., mrn 2 /mm 3 I1mm 2 
- - - 
Cr Sb X S X S X S 
I 0.06 - 15,7 3,8 90,7 17,9 9907 246,8 
2 0,23 - 9,6 1,2 77,1 9,1 1591,4 408,2 
3 0,54 - 15,1 44 85,2 19,4 814,6 198,6 

4 0,86 - 144 3,6 88,2 2],1 1157,8 5]3,6 
5 1,16 - 14,1 20 124,9 14,0 3602,0 742,0 
6 1,33 - 14,1 12 120,4 8,J 2713,0 416,0 
7 0,10 - 17,6 1,3 162,7 39,5 4864,0 2304,0 
8 005 0,09 13,1 2,8 90,5 17,6 1344,0 342,0 
9 0,08 0,16 12,8 2,8 88,4 13,5 15133 404,3 
10 0,05 0,25 12,2 2,4 85,4 - 18,8 1157,4 274,5 
11 0,08 071 100 
 49,7 7,7 225J,O 447,0 
12 O 10 0,91 9,0 2,0 58,9 6,6 2563,0 361,0 
13 0,23 055 13,1 2,7 106,2 18,4 2403,6 1065,4 
14 0,44 029 12,0 2,8 91,1 17,7 1372,3 542,7 
15 0,84 0,10 11,2 2,1 88,7 15,2 1512,5 415,3 
16 098 046 8,1 1,4 62,5 6,0 1814,0 379,0 


Uwaga: wytop nr I - żeliwo wyjściowe do I serii wytopów, 
wytop nr 7 - żeliwo wyjściowe do II serii wytopów 


W przypadku żeliwa z dodatkami Cr (wytopy: 2, 3, 4 - żeliwo podeutektyczne i 5, 
6 - żeliwo nadeutektyczne), wraz ze wzrostem zawartości tego pierwiastka obserwuje się 
zmniejszenie udziału ferrytu w porównaniu ze strukturą żeliwa wyjściowego (wytopy I i 
7). Jednocześnie zaobserwować można zwiększenie się stopnia dyspersji perlitu, wraz ze 
wzrostem zawartości Cr. Powyżej zawartości I % Cr pojawiają się drobne wydzielenia 
cementytu stopowego. Wpływ Cr na wydzielenia grafitu jest niezauważalny do za\\ arto- 
ści 0,54 % (rys.3), powyżej tej zawartości następuje wyraźne rozdrobnienie grafitu, a 
przy zawartości powyżej I % Cr występuje zjawisko jego degeneracji z postaci płatko- 
wej do płatkowej zwichrzonej (rysA). 
Przeprowadzone obserwacje mikroskopowe próbek żeliwa z dodatkiem Sb 
(wytopy 8, 9, 10, I I, 12) pozwalają stwierdzić, że pierwiastek ten wpływa korzystnie na 
zmnicjszenie się ilości ferrytu w strukturze osnowy żeliwa, zmniejszając jednocześnie 
dyspersję perlitu, a po przekroczeniu zawartości 0,5 % powoduje pojawienie się w nie- 
wielkich ilościach cementytu oraz eutektyki antymonowo-fosforowej. Wzrost zawartości 
Sb w żeliwie powoduje zmianę postaci grafitu i 10 zarówno pod względem kształtu, jak i 
rozłożenia. Do zawartości 0,25 % zmiany te są nieli1uważalne (rys.5), lecz po jej prze- 
kroczeniu następuje początkowo powiększenie długości i grubości płatków, szczegÓlnie 
na końcach wydzieleń, a następnie powstawanie grafitu zwichrzonego, płatkowego i 
grafitu nadeutektycznego w postaci jam grafitowych (ocena na podstawie zgładu kla- 
sycznego) - żeliwo nadeutektyczne (rys.6).
>>>
Grafit w niskostopowym ... 


1I5 


- -,', - 
 
 
 
_\\.- 
 - 
 -"
 
"t-' .'/ r /' _\ 
'"""'" ."
 

-"'
. 
,
 - _ -/ 
 .r- . 

, "
 ' / tJ/.
 fi .,d', 
'-
, ." X' . -\ \ 
',/ "' \: 
 f\, f':J 
 
., c: 
. ---I. I' 
 ' 
, \ ). , 
\ - \. " "r ( -- _ 
"" 
:\. ":
 
;' /,

, I
 
, o , 't ,,(.?,I---lI'
V



 

 ,./ 
 -- '\
-'

J 
l., 
. \ -.............r --.::........ /' ;;;c-'\ ...... 
 

 
. L, / \ 
 1'-'::- fi-F",\, ',
( \ 
-,l-: .. 
""'\ \. 1\ \1 r
. r. "i,:;. '\ {,,-tC 


a) 


b) 


Rys. ł. Wytop l .. żeliwo wyjściowe, pod eutektyczne, 0,06 % Cr: 
a) grafit płatkowy - nietrawione, pow. 100x, 
b) grafit płatkowy - głębokie trawienie, pow. 100x 


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

 I-!- B ' --' / ',-'-..' 
__-7" .'-;

-:/: (/ ....,-, \ . 
. / ..... 
:.- 
 ... .' j' lS.-.l r-'- ,- 
./\;" ....1......,'..0'.,,\ -:
""Ą'74 ) 'C. .'_ 
::.... ry- r..... ...... --..' .C .-\.... ...----. ",---.:
 
'1."-:--/ '\.-- ,-.--; '10.:..- {. 
 I :-.-.-..:..)' - 
 
-.l.\ '
'
_ '....: '''\'''

', '-..' ,
..... 
'''''--' (: - .".,'.1 . ,
 
. r_ _ . L .. \_ 
 
 l " .; . : "'- . - -::::;-' 
[.:.' / .
:_
r...
'"'
::': ł
.J

/..r. 
. .. ,","" . ,", 
 ' 
':--" 
"...., 
. .r-.,; ,;Ą. . , ........../ \,,". '\ . 
.- , ).:,' ,'
... 
--I" '-- -- 
 . , -
 ....:.-ł 
,
--...: "'. "'", y...... -..,. 
:."'" I l" 
.. - '., V . -,.. \ f .' . --.... -', - .... .-J 
r....
,,,.i..
., ) .
4-:r""t"..f,,.. 
\- ./.. 
".,l -., :'
..,I!' ,"-", -.... ,........ 

 '. 
. / ..___
 I "'f'..-.... ;;-: ".... ..J' -.: y- . ..............,. , :" t . 

. . L 
 .-.....,,::- , ! / 
 " . \  
 
 
 i.. -' . ,:- 0'... 


a) b) 
Rys. 2. Wytop 7 - żeliwo wyjściowe, nadeutektyczne, O, I O Plo Cr: 
a) grafit płatkowy, międzydcndrytyczny - nietrawionc, pow. 100x, 
b) grafit płatkov. y, międzydendrytyczny - głębokie trawienie. pow. IOOx 


,. '!P; _ " . ..J.
 -' --" ;?; - '"\ , 
. / -".... 
. , 'cjJ' I
(.' 
. 
 ,.lICu :\ 
 I /___ " 
. Xi: "f \ ol.' / f'\, 
 ,
' 
 \, 

 {::::::---
 
 l ) '''''''' , ,,
-- J . 
, 
 ----!.../ - ' \ 'I-
,,::. -1 

 \.
. -'"' 
 
\M . 
'2.. (
 'i}=:0 '. 
:::-'i. 
 {I. /." \ 
.i\: I ' ,. , 

 . .
 (( J r- '" l:: 
 - - . 
,,,,/ -- ........ . .. .ł, 
"I. ' 
 -=---_ _ ,,:,-- .... 
J 'tS
(_:) ': /:' 

 
I 
" ,, 
t.:

__ .__
 
. LJ 



 
 
Rys. 3, Wytop J ' żeliw,) podclltcktycl.Ilc, 0,:14 % Cr: 
a) grafit płatkowy - nietrawione, pow. 100x, 
b) grafit płatkowy - głębokie trawienic, pow. JOOx
>>>
116 


Jerzy St. Kowalski 


".' ;'.1.",'1;,., '_..
.. ,
\:.J J- .t"\:\ ,-.". -...., 
'fEj.\
wY
i.:'j': ::,
'
 i
,
.
 ''(.' '; ). 1,
 '", 
.I j ,;c9. 
.; _ - .... 
)r"fL f \ _
 
-,' \, ',K -'-"!..-
_ '. '#l "' { ." ,r.. 
\'" -'1 '_ -...."-__ I . .....k"J Ił 
"T' 
..J - -..- J'I 
 . .
 "'-
.I' 
v".;' '_ . '- .t,.
 .
,. . -, .
. .... ... 
 
......
.
 i#_..f.:'tjo,-" ","-:,-.-' 'JJ.._"\._'''- , 
(. ;c....., '1. .,,("ł.,. ,.,.-,' .
, ( '
 
..,....... /"!' -ł r.ol" -- " '. '., ", f:'. .J , 
)_____
 "",,' ;-.; .......... "".L-. V'r
 
'.' "/V 
, "... ),
 ,..,- '"\:_-'!- 
,....l. ..', "'J 4 ,..-......... ,." 
. ,
I r.--::-::
 .'t'
\ ':'
"
._ . ;.:
 
'-:f./. 

.,,,
('St .-/ F-'; ',". /. _"';

,"1 
 
!:
 \ 
,.. -. ,I..:; \"", ..... /' . -ł::
...;. 
 ."'("  
: I;;.; 
 ';:' h 
 »t;':.. ',''': 


a) b) 
Rys. 4. Wytop 5 - ż.eJiwo nadeutektyczne, 1,16 % Cr: 
a) grafit płatkowy, międzydendrytyczny - nietrawione, pow. 100x, 
b) grafit płatkowy, międzydendrylyczny - głębokie trawienie, pow. 100x 


W0 -' /
 ' 
 ' 
... L.:.,-.:.;' 
"")
-t£". ,-i "'-,__ 
 ;.. \. .,
 \ " 

 i\ · \ 
....:'. ./ ) - '\, ,\J ) " 
- .ł
""" "' I . -' '..' ," 
,J; , - -' 
 --.,J


 
-::;:7 . ....... \-. I 'i::. -"-.:\.'\''''' ,I 
., .. 
 -
,,,.\ , 


 
=- '..'"' ,,' 
 ."
_ ,'J..\. 

 ':,i... 

 ,'- C-._ _. '-'Q 

 ''- X ;::-- ,;
 
 .-.... 
', ..,=.:; 
- ...... . , ... 
'- -
-' . 
...
 :.. ,.....-;- - 
- 
 
- 
 
-..;: 'j-., I
----':':""'\"; 


a) b) 
Rys. 5. Wytop 10 - żeliwo podeutelctyczne, 0,05 % Cr, 0,25 % Sb: 
a) grafit płatkowy - nietrawione, pow. 100x, 
b) grafit płatkowy - głębokie trawienie. pow. 100x 


ł!t ,.1 " -:, 
 '" 'r_' 
 ': \J 
. 
. ..... .' J 
:":'-X i' '. ( 
\ '
' I ' \. .

 ,'.' " 
 
'
 " I', ł

-;- ":''''?; {t. 

.!( .
 .;:;:. ,. 
\ ',;:. 
.r
"
 
", "- 
 


t, 


, ..... 



 
 
Rys. 6. Wytop II - żeliwo nadeutektyczne, 0,08 % Cr, 0,71 % Sb: 
a) grafit płatkowy zwichrzony + nadeutektyczny - nietrawione, pow. 100x, 
b) grafit płatkowy zwichrzony + nadeutektyczny - głębokie trawienie, pow. IOOx
>>>
Grafit w niskostopowym ... 


1I7 


\ ...J"' \ ,"" \.' (" " . . 't:.. r.' ) . 
.. 
.:. 
;\:'\/.".!
\ ; '" : ""' ( . \j ... '_ 
 " ,
' t... 
'i"! 

 ' 11...,'".'"""-_....... ,
 '-! j.. "t--. ' "\ 
ł/t
.\ 
 -" ,\I
" "'
:IT- "'-'
 ,,'. I " 
\l(
' ......:. 
. 
 'f
f.J"-., 
 .' ,'-' ' 
-....:: 
 .,',' 
 ,..
 
, '-,J 
...
\ .........'''\..l.l .... \ ,) C " ,'
 
 .1 '. .. / 
4 .
 I r."\.' 1 ... " '10,' . '"-.-. 
p 
 I "--, 

" \
" I j """"-/}..

 ,,-; 
"J '. ", ! ",I " ) ' · &,). "
o J 
\ ...)....... ,i'

.'
 
..
 \,' ... 1 " \ ..... ,/"i .I / .. ,-:-.:. . 
j,/ 
"..)ł 1'-'.' i" I, i(.; -.r. 
. { " I , -' 
" \ \' .. I',,! '. :,' #" ..) 
_ .' J., 
'".' '
./ j
'"'
' 
\
.-'-;_. 
 .. ,1 
.. /'1 :- \',. ",' "J'" 
 ...:.:. 
\_, \.
4t\ 


a) b) 
Rys. 7, Wytop 13 - żeliwo podeutektyczne. 0.23 % Cr, OY'i % Sb: 
a) grafit płatkowy, międzydendrytyczny - nietrawione, pow. IOOx, 
b) grafit płatkowy. międzydendrytyczny .. głęboko trawione pow. 100x 


: :
!


1\'
1(

':(.-J " 
-" r
 


) 0)
 \\ 9 " ' ::(7 
- '...
v-:: " JJt 
'\... :"'"\ 
 '
.

.f ;;..
 '1-h '\J 
 
0, ,
/,){'
( 
 J ł '': rj'r-

 
:;
 :..-\f;
t1-/. \, ..; 
 --t , 
-- ':'
.JL / ).
.
 _"" 

j;t;:rrS;:'
 ł;  .
;. 
 
.0 
I ?,;
1"
.-\\...:"V;
 :-.,': \-: i-- (\/( 
a) b) 
Rys. 8. Wytop 14 - żeliwo podeutektyczne, 0,44 % Cr, 0,29 % Sb: 
a) grafit płatkowy - nietrawione, pow. 100x, 
b) grafit płatkowy - głębokie trawienie, pow. 100x 


Wprowadzenie do żeliwa szarego równoczesnego dodatku Cr i Sb spowodowało 
wyeliminowanie ferrytu ze struktury osnowy metalowej. Pojawiający się cementyt wy- 
stępował w postaci węglików złożonych, mających układ siatkowy (rys. 7 i 8). Wydzie- 
lenia grafitu płatkowego mają różny stopień dyspersji, w zależności od zawartości obu 
tych pierwiastków, z tym, że jego rozłożenie nie jest tak równomierne, jak w przypadku 
żeliwa wyjściowego lub z dodatkiem samego chromu. Wydzielenia grafitu, szczególnie 
przy wyższych zawartościach Cr, tworzą pewnego rodzaju skupiska (rys.7). Najbardziej 
korzystną postać grafitu stwierdzono w żeliwie z wytopu 14, o zawartości 0,44 % Cr 
i 0.29 % Sb (rys.8). 


3. WNIOSKI 


Przeprowadzone badania oraz uzyskane wyniki pozwalają na przedstawienie 
następujących wniosków: 
- obecność chromu w żeliwie powoduje zmniejszenie udziału powierzchniowego grafitu, 
przy jednoczesnym zwiększeniu ilości wydzieleń; spowodowane jest to równoczesnym
>>>
118 


Jerzy St. Kowalski 


zabielającym i zarodkotw6rczym działaniem tego pierwiastka, 
- zaobserwowany wzrost liczby wydzieleń grafitu pod wpływem antymonu, zarejestrowa- 
ny na klasycznym zgładzie metalograficznym, nietrawionym, jest pozorny. Po wykona- 
niu bowiem mikrofotografii tych samych zgładów za pomocą mikroskopu skaningo- 
wego, poddanych głębokiemu (selektywnemu) trawieniu, stwierdzono ist1'lienie grafitu 
płatkowego zwichrzonego, co na klasycznym zgładzie metalograficznym powodowało 
rejestrowanie zwiększonych ilości wydzieleń grafitu. Obserwacje te wskazują na 
odmienne niż chrom działanie antymonu, nie powodującego rozdrobnienia grafitu, 
- równoczesne wprowadzenie chromu i antymonu do żeliwa powoduje zwiększenie 
udziału powierzchniowego grafitu w strukturze żeliwa, przy równoczesnym zmniej- 
szeniu jego obwodu; wskazuje to na wzajemne kompensowanie działań tych pier- 
wiastków podczas procesu krzepnięcia żeliwa, 
- zaobserwowany, korzystny wpływ antymonu i chromu, wprowadzanych w proporcji 2:3 
do stopu (wytop 14), odpowiada ilościom tych pierwiastków łączących się całkowicie 
w związek chemiczny Sb2Cr3. Potwierdzają ten fakt obserwacje zmiany właściwości 
strukturalnych i mechanicznych żeliwa. 


LITERA TURA 


[1] Fraś E.: Krystalizacja żeliwa. AGH, Kraków 1981 
[2] Podrzucki Cz., Kalata Cz.: Metalurgia i odlewnictwo żeliwa. Wyd. 2, Wyd. "Śląsk", Katowice 
[3] PeIIeg 1.: Antimony treated cast iron. Modem Casting, t. 42, nr 2, s. 76, 1962 
[4] Rohring K., WoIters D.: Legiertes Gusseisen. Band I, Gusseisen mit Lamellengraphit und 
karbidisches Gusseisen, Giesserei Verlag, DUsseldorf 1970 
[5] Boyes J.,W.: Influens of chromium content on chili and mottle formation. B.C.I.R.A., t. 9, 
s. 161, Journal 1961 
[61 Sękowski K., Machynia E.: Struktura żeliwa antymonowego. Prace Instytutu Odlewnictwa 
nr 2, s. 149, 1970 
[7] Określenie wpływu pierwiastków stopowych na granicmą wartość stopnia przechłodzenia żeli- 
wa szarego. Etap II i III (praca zbiorowa). Symbol Z-208
, Instytut Odlewnictwa, Kraków 
1977-1978 
[8J Kowalski J.: Rola chromu i antymonu w ksztahowaniu struktury i właściwości żeliwa szarego. 
Rozprawa doktorska, Politechnika Krakowska, Kraków 1987 
[9J Rączka 1., Kowalski J., Tabor A.: Analiza różniczkowa krzywych stygnięcia żeliwa w zastoso- 
waniu do oceny przebiegu wydzielania i cech stereologicznych grafitu. Przegląd Odlewnictwa, 
t. 32, nr 4, s. 85-88, 1982 


GRAPHITE IN LOW-ALLOY CHROMIC-ANTIMONIC GREY CAST IRON 


Summary 


In the paper results of the research of abrasion-resistmg chromic-antimonic cast iron are 
presented. The influence of Cr and Sb on the form and distribution of the graphite is det::rmined.
>>>
AKADEMIA TECHN.ICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


WPL YW WARUNKÓW KRYSTALIZACJI PIERWOTNEJ 
ŻELIWA NA ANIZOTERMICZNĄ PRZEMIANĘ 
EUTEKTOIDALNĄ 


Tadeusz Szykowny 


Akademia Techniczno-Rolnicza, Katedra Materiałoznawstwa i Technologii Metali 
ul. Ks. A. Kordeckiego 20, 85-225 Bydgoszcz 


Wykonano wykresy CTPc dla żeliwa pochodzącego z jednego wytopu, odlanego 
w postaci próbek YII i YIV z żeliwa sferoidalnego oraz w postaci próbek Yłł z 
żeliwa szarego z grafitem płatkowym. W pracy przeanalizowano wpływ struktury 
otrzymanej w wyniku krystalizacji pierwotnej żeliwa na kinetykę i mechanizm 
przemiany eutektoidalnej podczas ciągłego chłodzenia. 


l. WSTĘP 


Oddziaływanie pomiędzy grafitem a osnową żeliwa ma zasadnicze znaczenie w 
przypadku przemiany eutektoidalnej austenitu, która jest przemianą dyfuzyjną. Podczas 
austenityzacji osnowa jest nawęglana poprzez powierzchnię międzyfazową austenit _ 
grafit. K. Herfurth i E. Gansauge [l] stwierdzili, że austenit żeliwa z silnie rozwiniętą 
powierzchnią austenit - grafit (żeliwo z grafitem płatkowym) nawęgla się do stanu 
nasycenia szybciej, aniżeli austenit żeliwa o mniejszej powierzchni właściwej grafitu 
(żeliwo sferoidalne). 
Przemianę eutektoidalną podczas chłodzenia poprzedza wydzielanie grafitu 
przedeutektoidalnego na istniejących wydzieleniach grafitowych. Przemiana 
eutektoidalna w układzie stabilnym polega na tworzeniu mieszaniny grafit - ferryt, przy 
czym grafit eutektoidalny odkłada się również na istniejących wydzieleniach grafitu, a 
ferryt będący składową eutcktoidu wzrasta najczęściej od granicy grafit - austenit [2]. 
Parametry stereologiczne grafitu, takie jak powierzchnia właściwa, średnia odległość 
pomiędzy wydzieleniami, kształt geometryczny, udział objętościowy, będą zatem w 
znaczącym stopniu wpływać na przemianę eutektoidalną. Można założyć, że im większa 
będzie dyspersja grafitu (więks7..a powierzchnia właściwa grafitu), tym większa będzie 
skłonność żeliwa do przemiany w układzie stabilnym. 
G.G. Bojko [3] badał przemianę eutektoidalną przy chłodzeniu ciągłym jednego
>>>
120 


Tadeusz Szykowny 


gatunku niestopowego żeliwa szarego odlewanego do kokil lub do form piaskowych. 
W przypadku odlewów kokilowych wystąpił grafit o dużej dyspersji i rozłożeniu 
międzydendrytycznym, natomiast w odlewach z form piaskowych uzyskano grafit w 
postaci izolowanych płatków o małym rozdrobnieniu. W strukturze końcowej po 
chłodzeniu ciągłym w całym zakresie prędkości chłodzenia żeliwo' z grafitem 
międzydendrytycznym ma zdecydowanie więcej ferrytu aniżeli żeliwo z grafitem 
płatkowym. Ferryt nie występuje już w strukturze żeliwa płatkowego chłodzonego z 
prędkością ok. 8 Kls, podczas gdy w żeliwie z grafitem międzydendrytycznym prędkość 
ok. 25 Kls jest niewystarczająca dla zapobieżenia wystąpieniu ferrytu. 
W. Orłowicz [4] opracował metodą dylatometryczną wykresy CTPc żeliwa 
sferoidalnego odlanego w postaci płyt o grubości 25 lub l 10 mm. Autor stwierdził, iż z 
porównania wpływu struktury pierwotnej na temperatury przemiany eutektoidalnej 
wynika, że temperatury te są wyższe dla próbek pobranych z płyty cienkiej. 
Warunki krystalizacji pierwotnej nie tylko kształtują cechy stereo logiczne 
grafitu, rozmiar ziarn eutektycznych, lecz również strukturę osnowy, stopień 
niejednorodności strukturalnej i mikroniejednorodności chemicznej. W grubościennych 
odlewach na granicach dużych i nielicznych ziarn eutektycznych wydzielają się węgliki 
z powodu wzbogacenia krzepnącej na końcu cieczy w pierwiastki węglikotwórcze (Cr, 
Mn,V) [5]. W trakcie austenityzacji węgliki te trudno rozpuszczają się i podczas 
przemiany eutektoidalnej mogą stanowić "zarodki" przemiany w układzie 
metastabilnym. 
Przegląd literatury wskazuje, że brak jest odpowiedzi na pytanie - jak warunki 
krystalizacji pierwotnej wpływają na mechanizm i kinetykę przemiany eutektoidalnej w 
układzie stabilnym lub metastabilnym? Takiej odpowiedzi nie mogą udzielić wyniki 
badań polegających na ciągłym śledzeniu przemiany (badania dylatometryczne, 
magnetyczne), jak. również analiza struktury końcowej po przemianie. Dlatego 
podstawowym celem prezentowanej pracy jest opracowanie i zinterpretowanie 
wykresów CTPc żeliwa krzepnącego w różnych warunkach, wykonanych metodą 
metalograficzną, dającą wgląd w strukturę na poszczególnych etapach przemiany. 
Praktyczny cel pracy zawiera się w poszukiwaniu maksymalnej prędkości chłodzenia 
gwarantującej całkowitą grafityzację bezpośrednią żeliwa. 


2. MATERIAL I METODYKA BADAŃ 


Podstawowym założeniem badań jest przyjęcie żeliwa o różnej dyspersji i postaci 
grafitu, uzyskanej poprzez odmienne warunki krystalizacji pierwotnej, z zachowaniem 
jednakowego składu chemicznego. Dla zrealizowania założonego celu pracy zaplano- 
wano wykonanie metodą metalograficzną trzech wykresów CTPc: żeliwa z grafitem 
kulkowym drobnym, żeliwa z grafitem kulkowym grubym oraz żeliwa z grafitem płat- 
kowym o tym samym składzie chemicznym, przy jednakowych warunkach austenityzacji 
i chłodzenia ciągłego. 
Do badań przyjęto żeliwo o następującym składzie chemicznym: C - 3,82 %; 
Mn - 0,19 %; Si - 3,41 %; P - 0,057 %; S - 0,02 %; Cr - 0,04 %; Cu - 0,04 %; 
Ti - 0,019 %; Mg - 0,05 %. Żeliwo wytopiono w indukcyjnym piecu tyglowym siecio- 
wej częstotliwości o pojemności 3,5 t, ze wsadu składającego się z surówki Sorel FI i 
złomu obiegowego żeliwa sferoidalnego gatunku 400-12. Sferoidyzowanie ciekłego 
żeliwa zaprawą FeMgSi i modyfikowanie żelazokrzemem FeSi75 przeprowadzono w 
kadzi odlewniczej. Żeliwo odlano do form wilgotnych w postaci próbek Y. W pierwszej
>>>
Wpływ warunków krystaIi7lłcji ... 


12] 


kolejności odlano 15 próbek YIV (grubość prostopadłościennej części klina 75 mm), a 
następnie z tej samej kadzi 150 próbek YII (25 mm). 
Pomiary twardości wykazały, że końcowa partia próbek YII (ok. 20 % partii) 
posiada wyraźnie zaniżoną twardość wynoszącą średnio 140 HB wobec 180 HB dla 
pozostałych odlewów. Badania metalograficzne ujawniły, że ta część partii odlewów 
posiada grafit płatkowy. Przyczyny pojawienia się tej postaci grafitu można upatrywać 
w zaniku efektu sferoidyzacji. 
W dalszej części pracy przyjęto następujące oznaczenia: 
- żeliwo A - z drobnym grafitem kulkowym (próbka YII), 
- żeliwo B - z grubym grafitem kulkowym (próbka YIV), 
- żeliwo C - z grafitem płatkowym (próbka YII). 
Mikrostrukturę żeliwa w stanie lanym przedstawia rysunek I. 



 
 
 
Rys. I. Mikrostruktura żeliwa: a) A, b) B, c) C; traw. 2 % HN0 3 - Pow. IOOx 


Wyniki analizy metalograficznej i badania własności mechanicznych żeliwa 
przedstawia tabela l. 
Pomiaru powierzchni właściwej s,.(,) grafitu dokonano metodą siecznych 
przypadkowych w kombinacji z metodą punktową. Wielkośćs,C') może być uważana za 
uniwersalny wskaźnik dyspersji cząstek, którym można się posługiwać przy dowolnym 
ich kształcie [6]. Próbki metalograficzne wzi
te do sporządzenia wykresów CTPc 
(plasterki 
 20 x 3 mm) podlegały selekcji na podstawie mikrostruktury. Kryterium 
przyjęcia próbki było występowanie w strukturze nie więcej niż 10% innych od 
podstawowej postaci grafitu. 
Wyselekcjonowane próbki obrobiono cieplnie według programu jak na rysunku 2 
korzystając z pieców dylatometru produkcji IMŻ. 
Chłodzenie z poszczególnymi prędkościami realizowano następująco: 
V I - chłodzenie w spokojnym powietrzu, 
V2 - chłodzenie w piecu II o temperaturze 550 0 C, 
V3 - chłodzenie w otwartym piecu I, 
V4 - chłodzenie z piecem I zamkniętym, 
V5 - chłodzenie z piecem 1 zamkniętym, zasilanym prądem 5A.
>>>
122 


Tadeusz Szykowny 


Tabela I. Wyniki analizy 
etalograficznej i badania własności mechanicznych 


Grafi l Osnowa 
'c: 
J!£ Skład strukturalny, wardość R"" 1\;, 
11 ;3 
.
 U.., tU 011 % objętości 
łi'
m -
 

 !IN 

 
 !I Ol) o 

 
II) a 

 

 
.

 :a 
'!I': HB MPa % 
glU''' 
 
 - &ł
 

 
z 11'- o 11)00 
 
g

 t
 . .
 
 OC" 

.
 8- c:=,o 
N_ 

 
 o 
 
 011.... 
.
 as Po. U') 8+
 
,.....je:: 
 '" 
 e'a 82tE 
A 97,5 11,5 120,9 13,9 73 86,8 13,1 0,1 180,1 513 18,6 
B 35,4 11,2 75,S 8,5 126 87,5 12,1 0,4 171,2 471 12,9 
C 288,3 12,7 331,8 42,1 41 88,2 11,7 0,1 140,0 - - 


1,OC 
975 


,5 


t, h 


Rys.2. Schemat obróbki cieplnej żeliwa 


Wykonanie próby miało następujący przebieg: komplet siedmiu próbek 
zawieszonych na specjalnym uchwycie nagrzewano z piecem dylatometru ze średnią 
prędkością 0,27 Kls do temperatury austenityzacji tj. 975 Oc i wygrzewano przez 0,5 h. 
Następnie kompłet próbek podchładzano w sposób pozwalający uzyskać określoną 
prędkość chłodzenia. Po osiągnięciu przez próbki zadanej temperatury (dla V3, V4, V5) 
lub po upływie zadanego czasu chłodzenia (dla V I, V2), próbki dochładzano kolejno w 
wodzie. Dla danej prędkości chłodzenia wykonywano jedną próbę. Pomiar temperatury 
odbywał się za pomocą tennoelementu NiCr - Ni zgrzanego z jedną z próbek. Krzywą 
chłodzenia rejestrowano na wykresie kompensatora. 
Tabela 2 zawiera średnie prędkości chłodzenia zmierzone z wykresu 
kompensatora w z.akresie temperatur 800 -c 650 Oc. 
Z próbek wykonano trawione zgłady metalograficzne, na których określono skład 
strukturalny. Na podstawie interpolowanych wyników ilościowej analizy 
metalograficznej wyznaczono dla poszczególnych prędkości chlodzenia wartości 
temperatury odpowiadąjącej zajściu przemiany austenitu w stopniu I, 50 i 99 %. 
Znajomość tych temperatur i krzywych chłodzenia pozwoliła sporządzić wykresy 
CTPc.
>>>
Wpływ warunków krystaliz..acji ... 


123 


Tabela 2. Prędkość 
hłodzenia w K/s w zakresie 800 -o- 650 Oc 


Żeliwo Predkość 
VI V2 V3 V4 V5 
A 5,8 1,5 05.; 0,33 0,02 
B 5,4 1,6 0,51 033 0,02 
C 5,4 1,4 0,55 0,34 0,02 


3. WYNIKI BADAŃ I ICH ANALIZA 


W przypadku dużej prędkości chłodzenia (I,4-o-5,8 Kls, prędkość VI i V2), 
niezależnie od warunków krystalizacji pierwotnej żeliwa, przen
ianę eutektoidalną 
rozpoczyna jednoczesne pojawienie się ferrytu i perlitu. Ferryt krystalizuje wyłącznie od 
granicy grafit - austenit. Perlit w żeliwie A krystalizuje zarówno od granicy grafit - 
austenit, austenit - ferryt, jak i w samym austenicie. W żeliwie B początkowy perlit 
krystalizuje w zdecydowanej przewadze w oddaleniu od grafitu, w kontakcie z liczniej 
występującymi w tym żeliwie ziarnami cementytu lub eutektyki fosforowej. Ze 
spadkiem temperatury przybywa niewielka ilość ferrytu, który formuje cienkie, nieciągłe 
otoczki wokół grafitu. Równocześnie rozwija się przemiana perlityczna. Front tej 
przemiany postępuje od granic austenit - ferryt, austenit - grafit jak również od granic 
ziarn eutektycznych. Począwszy od pewnej temperatury następuje gwałtowna ekspansja 
przemiany perlitycznej. Poniżej tej temperatury zawartość ferrytu pozostaje na stałym 
poziomie. Po zakończeniu przemiany eutektoidalnej osnowa zeliwa A i C jest 
perlityczno-ferrytyczna. W żeliwie B chłodzonym z prędkością V l po zakończeniu 
przemiany eutektoidalnej pozostąje obok perlitu i ferrytu pewna ilość 
nieprzemienionego austenitu, który podczas chłodzenia do temperatury pokojowej 
przemienia się w m arte nzy t. Oznacza to, że prędkość VI dla wybranych mikroohszarów 
austenitu żeliwa B jest już większa od krytycznej prędkości hartowania. 
Zmniejszenie prędkości chłodzenia do 0,5 I .
 0,55 K/s (prędkość V3) powoduje 
to, że pierwszymi produktami przemiaflY eutektoidalnej w żeliwie A i B są jednocześnie 
ferryt i perlit, natomiast w żeliwie C wyłącznie ferryt. Ferryt tworzy otoczkę przy 
graficie, perlit krystalizuje wylącznie w obszarach granicznych ziarn eutektycznych. W 
żeliwie C, perlit pojawia się i wzrasta na tle austenitu, lub częściej od granicy ferryt - 
austenit, gdy przemiana według układu stabilnego jest już silnie zaawansowana. 
Kontynuacja przemiany eutektoidalnej w żeliwie A i B prowadzi do ukształtowania się 
pełnych, regularnych otoczek ferrytycznych. Po ich ukształtowaniu, od granic ferryt - 
austenit postępuje intensywnie przemiana perlityczna ogarniając większość 
nieprzemienionego austenitu. n,tatecznie osnowa żeliwa A i B pozostaje perlityczJlo- 
ferrytyczną z charakterystyczną strukturą "wolich oczu". 
W żeliwie A i C chłodzonym z prędkością V4 (0,33-;-. 0,34 K/s) przemiana 
eutektoidalna rozpoczyna się wyłącwie według układu stabilnego. W żeliwie B, 
równocześnie z ferrytem, Kl)'stalizlIje niewielka iJość perlitu w obszarach granicznych 
ziarn eutektycznych. Intensywny postęp przemiany perlitycznej następuje dopiero po 
uprzednim uł0rmo
'aniu się grubych, regularnych otoczek ferrytu. Struktura końcowa 
żeliwa A i C jest ferrytyczno-perlityczna, natomiast żeliwa B perlityczno-ferrytyczna.
>>>
124 


Tadeusz Szykowny 


Zmniejszenie prędkości chłodzenia do 0,02 Kls (V5) powoduje, że przemiana 
eutektoidalna rozpoczyna się wyłącznie według układu stabilnego we wszystkich 
rodzajach żeliwa. W żeliwie C przemiana całkowicie zachodzi do końca w układzie 
stabilnym, czego skutkiem jest w pełni !"::
tyczna osnowa. Z praktycznego punktu 
widzenia również żeliwo A należy uznać za ferrytyczne. Zawartość perlitu 
grubopłytkowego wynosi w nim zaledwie 0,2 %. W strukturze żeliwa B obok ferrytu 
pozostaje 6,2 % perlitu grubopłytkowego. 
Na podstawie powyższych jakościowych ustaleń, wpływ prędkości chłodzenia na 
położenie temperatur krytycznych w układzie stabilnym i metastabilnym dla przypadku, 
gdy osnowa żeliwa w wyniku przemiany eutektoidalnej składa się z ferrytu i perlitu, 
mot.na przedstawić następującym ogólnym schematem (rys 3). 


T,OC 


TA 


' 
.--

 
. \ \ " ..'--'-. 
/ / 
 \ 
/ / 
VI \V3 



 zakres temperatury 

 pr.ł:emianv stabilnej 
'l!?i)
 zakres tem p eraturY 
'/. 
 . . 
/ pr.ł:cmiany mctastabilncJ 


\ 
\ V5 


19 , 


Rys.3. Wpływ pn;:dkości chłodzenia na polozenie zakresów temperaturowych przemiany 
eutektOldalnej według układu stabilnego i metastabilnego - schemat 


Warunki krystalizacji pierwotnej żeliwa mają wyraźny wpływ na skład 
strukturalny osnowy po zakończeniu przemiany eutektoidaln(:j (rysA). 
Największą zawartość perlitu otrzymuje się w żeliwie o najmniejszej powierzchni 
właściwej (żeliwo B), najmniejszą zaś w żcliwie o największej powierzchni właściwej 
(żeliwo C). Wynik ten można wytłumaczyć warunkami dyfuzji i krystalizacji węgla na 
wydzieleniach grafitu. Ze wzrastającą wartością powierzchni właściwej grafitu i 
malejącą odległością pomiędzy jego wydzieleniami (tab. I) korzystniejsze stają się 
warunki odwęglania osnowy żeliwa, co ułatwia przemianę wg układu stabilnego. 
Na podstawie wyników metalograficznej analizy ilościowej i znajomości 
krzywych chłodzenia sporządzono wykres CTPc żeliwa A (rys. 5), żeliwa B (rys.6), 
żeliwa C (rys.?). 
Z przedstawionych wykresów CTPc wynika, że linia początku przemiany 
austenitu (I % przemiany) wykazuje ciągły spadek wraz ze wzrostem prędkości 
chłodzenia, natomiast linia końca przemiany (99 %) wykazuje wyraźne maksimum w 
okolicach prędkości V2 dla wszystkich rodzajów żeliwa. 
Przedział temperaturowy przemiany cutektoidalnej jest dla tcj prędkości chło- 
dzenia najwęzszy. Takiego przebiegu linii końca przemiany nie napotkano wśród
>>>
Wpływ warunków krystalizacji... 


125 


wykresów CTPc żeli
a publikowanych w literaturze. Można przyjąć, że lokalne 
maksimum temperatury końca przemiany eutektoidalnej jest skutkiem wydzielania się 
ciepła przemiany. Wyraźnie obserwuje się to zjawisko szczególnie na krzywych 
chłodzenia żeliwa A i B (rys. 5 i 6). 


80 
60 



 1-. 1== 
:::- , 
--żeliwo A V 
- 
---żeliwo B ,/ 
./ ,/ 
- .-ż.eliwoC 
/'" V ,/ 
/" /" / 
/" 

 --- 
" 
,,/'" 1.---- - / 
c..-- -- 


0,01 


O,l 


Ig Vchł, K/s 


%P 
100 


40 


20 


RysA. Zawartość perlitu w żeliwie po zakończeniu przemiany eutektoidaInej, 
jako funkcja prędkości chłodzenia 


T, 
oC 


700 
-'.. 


V4 


650 
10 


100 


1000 


t,S 


Rys. 5. Wykres CTPc żeliwa A
>>>
126 


Tadeusz Szykowny 


T 
oC 
800 


700 


630 V2 V V4 
L I ll
 L-łJ1 
VI 
--'- 
10 100 1000 t, S 
Rys. 6. Wykres CTPc żeliwa B 


Krzywe odpowiadające I i 50 % przemiany perlitycznej wykazują wyraźne 
maksimum temperatury dla pośrednich wartości prędkości chłodzenia (rys. 5,6 i 7). Na 
większości wykresów CTPc przedstawionych w literaturze krzywe te mają przebieg 
monotoniczny [3,4, I O, 11]. Opisany w niniejszej pracy mechanizm przemiany 
eutektoidalnej oraz schemat wpływu prędkości chłodzenia na położenie temperatur 
krytycznych (rys. 3), wyjaśniają w pewnym stopniu występowanie maksimum 
temperatury na izoliniach przemiany perlitycznej. 
Na rysunku 8 zestawiono krzywe początku przemiany (I %) i końca 
przemiany (99 %) dla trzech rodzajów żeliwa. 
Z porównania przebiegu izolinii żeliwa A i B wynika, że przemiana 
eutektoidalna w żeliwie B zachodzi w szerszym przedziale temperaturowym dla całego 
zakresu prędkości chłodzenia. Krzywa obrazująca początek przemiany w żeliwie B leży 
powyż,rj tej krzywej dla żeliwa A, natomiast krzywa koilca przemiany leży poniżej tej 
krzywej dla żeliwa A. Otrzymany wynik można wytłumaczyć oddziaływaniem silniej 
zaznaczonej mikrosegregacji chemicznej i niejednorodności strukturalnej osnowy żeliwa 
B. Autorzy prac [7,8,9] łączą bezpośrednio szerokość przedziału temperaturowego 
przemiany eutektoidalnej ze stopniem m ikroscgrcgacj i osnowy, w szczególności z 
mikrosegregacją krzemu i manganu. Im ta segregacja jest silniej zaznaczona, tym 
przedział temperaturowy przemiany cutektoidalnej jest szerszy. O silniejszej 
mikrosegregacji w żeliwie B świadczy dodatkowo fakt wystąpienia mikroobszarów 
martenzytu w próbce chłodzonej w powietrzu (prędkość VI), podczas gdy osnowa 
żeliwa A nic zawierała nieeutektoidalnych produktów przemiany.
>>>
T. 
oc 


750 


70'0 


650 


Oc 


800- - -- 


Wpływ warunków krystalizacji ... 


127 


100 


1000 


1:, S 


Rys.7. Wykres CTPc żeliwa C 


- 


-- 


750 :/ 
gg%.!t- 
,/' .- 


700 


f,SO 
10 


/ 
I 


-- 


- 7J:liwo A 
--- żeliwo B 
---.- żeliwo C 


100 1000 
Rys.8. Krzywe początku i kOlka przemiany eutektoidalnej żeliwa A, B i C 


T, S
>>>
128 


Tadeusz Szykowny 


T. 
oC 


700 


- 
t- .- .- 
 

-- - . 
/' -::-::::::: - 
/........
 
v' 
 - 
,/ 
 k:::- 
v 
/- ./ 
/ '" 
/ 
-żeliwo A 
- - - ż.eliwo B 
-,-'- żeliwo C 


100 


tooo 


1:, S 


800 


750 


650 
to 


Rys.9. Izolinie przemiany austenitu w I % ferrytu 


T. 
.C 
Boa 


/ 


I 
_lej ' I 
-żcliwo A 
--- ż.eliwo B 
-----żeliwo C I 
l
 


750 


---.. 


700 


650 
10 


J
LL 


-L 


100 


1000 


t, S 


Rys. 10. Izolinic przcmiany austcnitu w I % perlitu
>>>
Wpływ warunków krystalizacji... 


129 


Z porównania pr.zebiegu izolinii odpowiadających przemianie l % austenitu w 
ferryt (rys.9) wynika, że krzywa ta dla żeliwa B leży powyżej krzywej dla żeliwa A. 
Przypuszczać można było, że w żeliwie A, o większej dyspersji grafitu i krótszych 
drogach dyfuzji, zarodkowanie i wzrost ferrytu przebiegać będzie przy mniejszych 
przechłodzeniach, aniżeli w żeliwie B. Tymczasem, na skutek silniejszej 'mikrosegre- 
gacji, ferryt w ilości I % pojawia się w żeliwie B w wyższych temperaturach. Silniejszą 
mikrosegregacją manganu, chromu, a także obecnością nierozpuszczonego cementytu i 
eutektyki fosforowej należy wytłumaczyć najwyższą temperaturę tworzenia się l % 
perlitu w żeliwie B (rys. I O). W tym przypadku również cechy stereologiczne grafitu 
żeliwa B sprzyjają przemianie perlitycznej. 


4. WNIOSKI 


l. Warunki krystalizacji pierwotnej żeliwa znacząco wpływają na mechanizm i 
kinetykę przemiany eutektoidalnej. 
2. Wzrost powierzchni właściwej grafitu i zmniejszenie średniej odległości 
pomiędzy wydzieleniami sprzyja zachodzeniu przemiany wg układu stabilnego 
oraz zwiększa prędkość chłodzenia pozwalającą na uzyskanie w wyniku 
bezpośredniej przemiany całkowicie ferrytycznej osnowy. 
3. Temperatura początku tworzenia się perlitu i jego zawartość po zakończeniu 
przemiany eutektoidalnej są najwyższe w żeliwie o najmniejszej powierzchni 
właściwej grafitu (żeliwo B). 
4. Na kinetykę i efekty przemiany eutektoidalnej oprócz cech stereolQgicznych 
grafitu wpływa znacząco stan mikrosegregacji chemicznej i niejednorodności 
strukturalnej. 
5. Z praktycznego punktu widzenia żeliwo A chłodzone z prędkością 0,02 K/s jest 
ferrytyczne. Przypuszczać należy, że pełną ferrytyzację w odlewie grubościennym 
(żeliwo B) osiągnąć można poprzez dalsze zmniejszenie prędkości chłodzenia, lub 
prowadzenie austenityzacji w warunkach gwarantujących pełniejsze ujednoro- 
dnienie żeliwa. 


LITERA TURA 


Ił] Herfurth K., Gansauge E.: FFH, seria B, nr 163, s.77, 1971 
[21 Bunin K.P, Taran J.N.: Strojenic tuguna. Izd. Metallurgia, Moskwa 1971 
[3] Bojko G.G.: MiTOM, nr 2, s. 77, 1975 
[4] Orłowicz W.: Z.N. Politechniki Rzeszowskiej, Mechanika 25, z.8, 1985 
[5] Mayer II., l-Iammerli F.: Przegląd Odlewnictwa, nr 2, s.56, 1972 
[6] Ryś J.: Metalografia ilościowa. Skrypty AG/I, nr 922, Kraków 1983 
[71 Bunin K.P., i inni: Lit.Proizv.. nr 4, s. 23, ł 966 
[8] Oleszycki H.: Rola zabiegów cieplnych w kształtowaniu struktury i właściwości me- 
chanicznych niestopowego żeliwa sferoidalnego. Rozprawy nr 7, ATR, Bydgoszcz 1982 
[9] Okumato T., i inni.: AFS Transactions, vo179, s. 473,1971 
[10] Cias W.W.: Phase transformation kinctics ofsclected cast steels and irons. Climax 
Molybdenium Co, 1975 
[I]] Vórosne L., i inni.: Óntóde, Evf. 35, nr I, s. 1-6,1984
>>>
130 


Tadeusz Szykowny 


IMPACT OF PRIMARY CAST IRON CRYSTALLIZATION ON CONTlNUOUS 
EUTECTOIDAL TRANSFORMA TlON 


Surrmary 


A continuous TTT diagram has been plotted for cast iron originating from a single melt 
cast in the form of Y - blocks II and IV type from spheroidal cast iron and of Y - blocks II type 
from gray cast iron with f1ake graphite. The study analyscs the impact of the structure retained as 
a result of primary crystallisation of cast iron on thc kinctics and the eutectoidal transformation 
process during continuous cooling.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


BADANIA PROCESU UTWARDZANIA DYSPERSYJNEGO 
NISKOMIEDZIOWEGO ŻELIW A SFEROIDALNEGO 


Tadeusz Szykowny 


Akademia Techniczno-Rolnicza, Katedra Materiałoznawstwa i Technologii Metali 
ul. Ks. A. Kordeckiego 20, 85-225 Bydgoszcz 


W pracy podjęto próbę utwardzania dyspersyjnego niskomiedziowego (0,48% Cu) 
żeliwa sferoidalnego o wejściowej strukturze ferrytycznej, uzyskanej w wyniku 
dwustopniowego wyżarzania ferrytyzującego. Żeliwo przesycono z temperatury 
720 oC, po czym starzono w temperaturze 350, 450 i 550 Oc w czasie do 72 h o- 
raz naturalnie. Charakterystyczne dla procesu utwardzania dyspersyjnego zmiany 
twardości uzyskano po starzeniu w temperaturze 450 Oc. Maksymalny wzrost 
twardości względem stanu ferrytyzowanego wyniósł 15 %. 


I. WSTĘP 


Układ równowagi fazowej Fe-Cu posiada rozszerzone pole austenitu [I] (rys. l ). 
W temperaturze 835 Oc zachodzi przemiana eutektoidalna, podczas której austenit za- 
wierający 4 % Cu przemieoia się w ferryt zawierający 1,4 % Cu i fazę f. (roztwór stały 
żelaza w miedzi o zawartości 96 % CU). R,.Zpuszcz.alność miedzi w fen'ycie szybko 
maleje ze spadkiem temperatury. . 
Zmienna rozpuszczalność miedzi w ferrycie i przemiana eutektoidalna stwarzają 
możliwość dwóch rodzajów ohróbki cieplnej: 
- szybkiego ochładzania z zakresu temperatury 800 .
 850 oC, w celu otrzymania prze- 
syconego ferrytu i następnego starzenia, co wywołuje utwardzanie dyspersyjnc fazą E , 
- hartowanie od temperatury stabilności austenitu z następnym odpuszczaniem, po któ- 
!)'m otrzymuje się wydzielenia fazy f. o różnym stopniu dyspersji [2]. 
Pierwsze badania nad możliwością poprawy własności mechanicznych żeliwa 
poprzez utwardzanie dyspersyjne zo
;tały wykonane na ferrytycznym żeliwie ciągliwym 
(3]. Żeliwo wygrzew:lne w temperaturze 7 I 5-0- 748 oC, z na:tępnym oziębianiem w wo- 
dzie i starzeniem przez 4 dni w temperaturze pokojowej, wykazuje wzrost wskaźników 
własności wytrzymalościowych rzędu 20740 % przy równoczesnym niewielkim obni- 
żeniu wydłużenia.
>>>
132 


Tadeusz Szykowny 


oc 
W50 


% atom. Cu 
2 


3 


I 


770 
750 


, 
/X'l 
-- j :r ----;:; 
- 
- --- 850" 
.......... 
4 I 
IX ..- 
,.- 
-'- / 760" 
-. -.-- --.- ---- '-'-'-'- .- 
I P magnet 
I cc' c " 
I 


Q5 


1.0 


1.5 


o 
 5 1.0 
% CięŻM Cu 



5 


4,0 


4.5 5,0 
Cu 


950 
910 


850 


550 
O 
Fe 


Rys. l. Fragment układu Fe-Cu [l] 


Według T. Malkiewicza [2] w stali o zawartości 0,08 % C i I % Cu, przesyca- 
nej z temperatury 850 Oc i starzonej w temperaturze 450 Oc przez 10 godzin, można 
uzyskać aż 80-procentowy wzrost twardości. Równolegle z twardością wzrasta wytrzy- 
małość na rozciąganie i granica plastyczności, a maleje ciągliwość. 
Utwardzaniu dyspersyjnemu miedziowego żeliwa sferoidalnego nie poświęcono 
dotychczas takiej uwagi, na jaką obróbka ta prawdopodobnie zasługuje. Przykładem jest 
całkowite jej nieuwzględnienie w klasyfikacji obróbki cieplnej żeliwa sferoidalnego [4]. 
Biorąc pod uwagę brak informacji na temat utwardzania dyspersyjnego oraz 
przesłanki mówiące o znaczących efektach tej obróbki w stopach Fe - Cu - C, posta- 
nowiono w niniejszej pracy zbadać efekty utwardzania dyspersyjnego niskomiedzio- 
wego żeliwa sferoidalnego. 


2. MATERIAL, PROGRAM I METODYKA BADAŃ 


Do badań przyjęto jeden gatunek niskomiedziowego żeliwa sferoidalnego o za- 
wartości 0,48 % Cu, o osnowic perlityczno-ferrytycznej. Żeliwo wytopiono w piecu 
indukcyjnym tyglowym o pojemności 3,5 t, z wsadu składającego się z surówki Puro- 
fex MIl oraz złomu 7.eliwa 600-3. Żeliwo modyfikowano żelazokrzemem Si75, a sfero- 
idyzowano zaprawami MgSi (0,8 %) i MgCuCe (0,6 %). Odlano próbki klinowe YII 
zgodnie z normą PN-92/H-83 124. Otrzymano żeliwo sferoidalne o następującym skła- 
dzie chemicznym: C - 3,76 %; Si - 3,07 %; Mn - 0,35 %; P - 0,07%; S - 0,04 %; 
Cr - 0,04 %; Cu - 0,48 %; Ti - 0,024%; Mg - 0,06 %. Twardość w stanie surowym wy- 
nosi 257 HB, wytrzymałość na rozciąganie Rm 

 670 MPa, wydłużenie A5 
c 3 %. 
Osnowa zawiera] 9 % ferrytu i 81 % perlitu. 
Temperatury krytyczne żeliwa wyznaczono na dylatometrze UBD-Leitz Wetzlar 
podczas ciągłego nagrzewania i chłodzenia z prędkością 2 Klmin. otrzymując: 
A:' = 835" C ,A,
 = 892 .. C, A: = 802 .. C ,A: = 734" C ,T" = 702 .. C. 
Przy doborze parametrów przesycania postawiono zasadniczy wymóg, abyo- 
snowa żeliwa przed zabiegiem dochładzania w wodzie lub z piecem była w pełni ferry-
>>>
Badania procesu utwardzania ... 


133 


tyczną. Na podstawie znajomości temperatur krytycznych i przeprowadzonych wcze- 
śniej badań ferrytyzacji dwustopniowej ustalono program obróbki cieplnej żeliwa jak Da 
rysunku 2. 
Pierwszej operacji, na którą składa się dwustopniowe wyżarzanie ferrytyzujące 
zakończone oziębianiem w wodzie, zwane dalej przesycaniem, poddano płytki żeliwa o 
wymiarach 200 x 45 x 8 mm. Po przesyceniu płytki rozcięto na kostki o wymiarach 
20 x 20 x 8 mm i starzono sztucznie w temperaturze 350,450 i 550 0 C w czasie 0,5; I; 
2; 3; 4; 8; 16; 32; 64 i 72 h. Czas starzenia naturalnego przyjęto: 2 h, 1,2,3,4,5,6, 7 
tygodni. 
Na próbkach wykonano metalograficzne zgłady trawione nitalem. Dla każdego 
stanu obróbczego wykonano po 5 pomiarów twardości metodą Brinella (kulka 2,5 mm, 
obciążenie 187,5 kG). Wybrane próbki poddano ilościowej analizie metalograficznej 
(zawartość wtrąceń w obszarach międzyziamowych, zawartość perlitu szczątkowego) 
oraz badaniom dyfrakcyjnym rentgenowskim (określenie parametru sieciowego 3a 
ferrytu i szerokość linii dyfrakcyjnej bI/2 llOa). 


I,OC 


950 
802 
734 
720 


0.08 K/s 


z p iecem 


w wodzie 


1176 
"t, h 


550 
450 
350 


-------------- 


--------------- 


20 


Rys. 2. Program obróbki cieplnej 


3. WYNIKI BADAŃ I ICH ANALIZA 


Badania mikroskopowe wykazały, że zastosowany cykl cieplny w pierwszej 
operacji praktycznie gwarantuje otrzymanie czysto-ferrytycznej struktury osnowy 
(zawartość perlitu szczątkowego - 0,5 %). 
Twardość żeliwa ferrytyzowanego, tzn. dochładzanego z piecem z temperatury 
720 Oc jest najniższa spośród wszystkich zbadanych próbek i wynosi 163 HB. Żeliwo 
dochładzane w wodzie z temperatury 720 oC (przesycone) ma twardość 175 HB. 
Wzrost twardości żeliwa przesyconego względem ferrytyzowanego należy przypisać 
naprężeniom w sieci ferrytu, wywołanym statystycznym rozmieszczeniem atomów 
składników oraz zamrożeniem defektów sieci. Świadczy o tym wzrost szerokości 
połówkowej b l / 2 linii (I 10) a oraz parametru sieciowego ferrytu (tab. l ).
>>>
134 


Tadeusz Szykowny 


Starzenie w każdym przypadku przyczynia się do zmniejszenia wartości parame- 
tru sieciowego ferrytu oraz szerokości połówkowej b ll2 linii (110) względem stanu 
przesyconego. 
Twardość żeliwa poddanego starzeniu w temperaturze 350 Oc zwiększa się z 
upływem czasu starzenia (rys.3). 


Tabela I. Wyniki rentgenowskich badań dyfrakcyjnych 


b l / 2 llu 
Stan obróbczy °A 
mm 
surowy 17,0 2 8649 
ferrvtyzowany /3,0 2,8615 
przesycony 17,5 2,8655 
starzony naturalnie I tydzień 15,0 2,8642 
starzony naturalnie 3 tygodnie /3,5 2 8646 
starzony naturalnie 7 tYl!:odni /35 2,8648 
starzony 0,5 h w 350 Oc 17,0 2 8643 
starzony 0,5 h w 450 oC 155 2,8641 
starzony O 5 h w 550 oC 15 O 2,8639 
starzony 16 h w 350 Oc 15,5 2 8632 
starzony 16 h w 450 Oc 16,0 2,8635 
starzony 16 h w 550 oC 15,5 2 8635 


HB 
181 


--- 


--- 


--------- 


178 


o 


174 


--- 
--- 
-- 


------/5---- 


----- 


----- 


---- 


L 


o 


170 


o 


20 


40 


60 


80 L.n 


Rys.3. Twardość żeliwa starzonego w temperaturze 350 oC w funkcji czasu 


Zależność korelacyjna ujęta funkcją liniową jest w tym przypadku bardzo sła- 
ba. gdyż współczynnik korelacji wynosi 0,35. Aproksymowanie innymi funkcjami 
(potęgową, eksponencjalną, hiperboliczną) nie poprawia współczynnika korelacji. Moż- 
na jednakże przypuszczać, że ujawniona tendencja wzrostu twardości świadczy o zaini- 
cjowaniu procesów charakterystycznych dla starzenia. 
Zmiany twardości żeliwa starzonego w temperaturze 450 oC, aproksymowane 
funkcją potęgową typu HB = a. t b i przedstawione na rysunku 4 wykazują charaktery-
>>>
Badania procesu utwardzania ... 


135 


styczne dla procesu starzenia zwiększenie twardości ze wzrostem czasu starzenia. 
Współczynnik korelacji jest tu szczególnie duży i wynosi 0,93. 
Twardość żeliwa starzonego w temperaturze 550 oC w funkcji czasu, aproksy- 
mowana funkcją liniową i przedstawiona na rysunku 5, wykazuje spadek. Współczynnik 
korelacji wynosi 0,5. Związek czasu starzenia z twardością żeliwa jest słaby. Taki prze- 
bieg twardości można by zinterpretować jak.o wynik przestarzenia, wywołany zbyt wy- 
soką temperaturą. 
Twardość żeliwa starzonego naturalnie, aproksymowana funkcją liniową i 
przedstawiona na rysunku 6, nie wykazuje z upływem czasu tendencji do zmian. Współ- 
czynnik korelacji wynosi zaledwie O, I, a przedział ufności ma duży zakres. 


HB 
200 


780 


------ 
 
---- 
----------l- 
_1----------- 
------ 


---- 



 


760 


o 


20 


40 


60 


80 7:.h 


Rys.4. Twardość żeliwa starzonego w temperaturze 450 Oc w funkcji czasu 


HB 
18't 


. 
. 
-- - --- 
- - 
- - -- - - - - - - - - - - - - -- ---- - - - --- -- - - -- - 
I- 
. 
. 
-- - 
. - - - 
. - - -- 
- - - . - 
- - - 
- 
- - - 
- 
- - - 
- - - 
- - 


176 


768 


160 
O 


20 


40 


60 


80 Th 


Rys.5. Twardość żeliwa starzonego w temperaturze 550 Oc w funkcji czasu
>>>
136 


Tadeusz Szykowny 


HB 
187 


i81 


t 

 - - 
- 
- , 
r '

 . - , 
- 


 -. - - 
, - 
--- - -- - 
------ -- 
. 
L I . 
L . 
f- 

 I . 

 I ! 
f - - -- --j----- -., 
- , - - 
- - - 
- , , . 


, 1
 


185 


183 


I I 
177 L..L 
O 


3 


6 


I 
I 
J 


J-J __ 
7 2 15 Th 


179 


x 100 


Rys.6. Twardość żeliwa starzonego naturalnie w funkcji czasu 


4. WNIOSKI 


4. L Wnioski poznawcze 


l. Starzenie przesyconego żeliwa niskomiedziowego w temperaturze 450 Oc wywołuje 
skutki charakterystyczne dla utwardzania dyspersyjnego, objawiające się znacznym 
wzrostem twardości. 
2. Starzenie naturalne oraz starzenie w temperaturze 350 Oc nie są efektywne w świetle 
celu utwardzania dyspersyjnego. 
3. Starzenie w temperaturze 550 Oc wywołuje efekt typowy dla przestarzenia objawia- 
jący się spadkiem twardości z upływem czasu starzenia. 


4.2. Wnioski utylitarne 


L Uzyskanie ł 5-procentowego zwiększenia twardości po starzeniu w temperaturze 
450 Oc należy uznać za obiecujący wynik. 
2. Można przypuszczać, że znaczniejsze zwiększenie twardości zostanie uzyskane w że- 
liwie o większej zawartości miedzi. 


4.3. Wnioski prognozujące 


Dalsze badania nad utwardzaniem dyspersyjnym żeliwa sferoidalnego należałoby 
skoncentrować na: 
- doborze optymalnej zawartości miedzi w żeliwie, 
- optymalizacji procesu wyżarzania ferrytyzującego, 
- określeniu maksymalnej grubości ścian odlewu, pozwalającej na skuteczne przesycanie,
>>>
Badania procesu utwardzania ... 


137 


LITERA TURA 


[I] Łoskiewicz W., Orman M.: Układy równowagi podwójnych stopów metali. PWN, Kraków 
1955 
[2] Malkiewicz T: Metaloznawstwo stopów żelaza. 1'.2, PWN, WarsIllwa - Kraków ł971 
[3] Burgess P.B.: Casting, t. 56, nr 3, 1969 
[4] Pachowski M.: Metaloznawstwo i obróbka cieplna, IMP, Warszawa 1981, nr 53-54, s.I9 


ANALYSIS OF DISPERSIVE HARDENING OF THE LOW 
Cu - CONTENT SPHEROIDAL CAST IRON 


Summary 


An attempt has been made to harden dispersively the law Cu-content spheroidal cast 
iron of introductory ferritic structure retained as a result of two-stage ferritizing annealing. 
The cast iron was solution heat treated from the temperature of 720 oC and then aged in 
the temperatures of 350, 450 and 550 oC over a period of 72 hours as weIl as in ambient room 
temperature. The chan ges in hardness, charactcristic for the dispersive hardening process, were 
achieved following the ageing in the temperature of 450 oc. The maximum increase in hardness 
in relation to the ferritizing conditions amounted to 15 %.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO - ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


PIERWSZE STADIUM GRAFITYZOW ANIA 
ZABIELONEGO ŻELIWA SFEROIDALNEGO 


Małgorzata Trepczyńska-Łent 


Akademia Techniczno-Rolnicza, Katedra Materiałoznawstwa i Technologii Metali 
ul. Ks. A. Kordeckiego 20, 85-225 Bydgoszcz 


Przeprowadzono badania na czterech gatunkach częściowo zabielonego żeliwa 
sferoidalnego. Żeliwo charakteryzowało się różną zdolnością do grafityzacji i róż- 
nym stopniem zabielenia. Obróbkę cieplną polegającą na wyżarzaniu grafity- 
zującym połączonym z chłodzeniem w powietrzu (normalizowaniu) przeprowa- 
dzono w temperaturach 97
 oC i l O
O oC w czasie 4, 8 i 32 godzin. Wykonano 
ilościową analizę strukturalną. 


J. WPROWADZENIE 


Żeliwo sferoidalne jest jednym z materiałów konstrukcyjnych niezmiennie 
stosowanych w przemyśle. Przyczynia się do tego rozpiętość właściwości mechanicz- 
nych (głównie wytrzymałości na rozciąganie Rm oraz wydłużenia AS)' przy równo- 
czesnej taniej technologii produkcji. Z pewnością wadą żeliwa sferoidalnego jest 
wrażliwość jego mikrostruktury i właściwości mechanicznych na grubość ścianki 
odlewu. Cecha ta jest mniejsza w porównaniu z żeliwem szarym o graficie płatkowym. 
Zastąpienie żeliwa szarego żeliwem sferoidalnym umożliwiło znaczne zmniejszenie 
przekroju odlewu, nie zlikwidowało jednak skłonności do zabieleń odlewów przy dużej 
sZybkości chłodzenia. 
Obecność cementytu w strukturze żeliwa można usunąć stosując wyżarzanie 
grafityzujące. Ma ono na celu rozkład cementytu na grafit (węgiel żarzenia) i austenit, 
jeżeli temperatura procesu leży powyżej Ac ' lub na grafit i ferryt, jeżeli temperatura 
procesu leży poniżej Ac . Stosowane jest n
jczęściej do niektórych gatunków żeliwa 
białego w celu uzyskani
 żeliwa ciągliwego [I]. Stosując następnie wyżarzanie sfero- 
idyzujące zwykłego perlitycznego żeliwa ciągliwego można uzyskać strukturę, w której 
cementyt występuje w postaci drobnych kuleczek równomiernie rozłożonych w osnowie 
ferrytu [2]. Posiada ona wysoką wytrzymałość oraz wydłużenie. 
W badaniach nad procesem sferoidyzacji cementytu w żeliwie sferoidalnym nie 
spotkano się z taką równomiernością rozkładu cementytu kulkowego, jak w żeliwie
>>>
140 


Małgorzata Trepczyńska-Łent 


ciągliwym [3,4], W.celu uzyskania wyżej opisanej struktury można by przeprowadzić 
analogiczną obróbkę cieplną dla żeliwa sferoidalnego, którego struktura w stanie suro- 
wym byłaby zabielona, tak jak ma to miejsce w żeliwie ciągliwym. Aby uzyskać osnowę 
perlityczną, naj korzystniejszą strukturę wejściową dla wyżarzania sferoidyzującego, na- 
leży przeprowadzić wyżarzanie grafityzujące. W pracy postanowiono ok,reślić naj korzy- 
stniejsze warunki tego zabiegu. 
Można wnosić, że obecność cementytu wywołująca odmienną mikrosegregację, 
w istotny sposób przyczynia się do uzyskania równomierności rozłożenia cementytu w 
osnowie ferrytu. Należy zatem bliżej zapoznać się z mikrosegregacją i jej różnicami w 
żeliwie o strukturze białej i szarej. 


I. I. Mikrosegregacja w żeliwie 


Struktura powstała w wyniku krzepnięcia charakteryzuje się niejednorodnością 
składu chemicznego. Stężenie pierwiastków chemicznych w mikroobszarach osnowy 
metalowej przybiera różne wartości w zależności od tego, czy te obszary krzepły na 
początku, czy na końcu procesu krzepnięcia. Niejednorodność stężenia pierwiastków 
w obszarze dendrytów i ziarna eutektycznego określa się jako mikrosegregację [5]. 
Pierwiastki, które obniżają temperaturę solidusu i przesuwają punkt eutektyczny 
układu żelazo - węgiel do wyższych zawartości węgla wykazują mikrosegregację 
zwykłą. Są to pierwiastki węglikotwórcze takie jak: Ti, V, Cr, Mn, Mo, W. Poza tym 
mikrosegregację zwykłą wykazują pierwiastki niskotopliwe: P, Sn, Sb. Pierwiastki 
podwyższające temperaturę solidusu i przesuwające punkt eutektyczny do niższych za - 
wartości węgla wykazują mikrosegregację odwrotną. Są to pierwiastki działające grafi- 
tyzująco np. Al, Si, Ni, Co, Cu. 
Mikrosegregacja ma istotny wpływ na własności mechaniczne stopu, ponieważ 
równolegle z niejednorodnością składu chemicznego występuje niejednorodność włas- 
ności mechanicznych ułatwiająca powstawanie i rozprzestrzenianie się zarodków nisz- 
czenia materiałów [5]. 
Mikrosegregacja ma takze wpływ na warunki i wyniki obróbki cieplnej. W żeli- 
wie, które charakteryzuje się stmkturą wielofazową z dużym udziałem eutektyki, zjawi- 
sko to ma złożoną naturę. 


1.2. Mikrosegregacja w żeliwie o strukturze szarej i zabi
lonej 


J.Charbonnier i J.C.Margerie [6] prześledzili mikrosegregację pierwiastków w 
żeliwie szarym i białym. Podczas badań zawartość pierwiastka określano, według 
możliwości, na osi ziarn i w miejscach zetknięcia tych ziarn, które można było wytra- 
wić. Zawm10ści nie określano na samej granicy, gdyż segregacja była tam niewątpliwie 
wyrażona silniej. Badaniom poddano 7.3Wartość pierwiastka w cementycie i perlicie, 
przy czym segregacja w obu składnikach miała jednakowy charakter. Na podstawie 
danych wykazano, że charakter mikrosegregacji takich pierwiastków jak: Ti, V, Cr oraz 
Si, Co, Ni, Cu jest odmienny w żeliwie o strukturze białej i szarej. 
V.D.Śifrin i inni [7] wykorzystali sp05ób kokilowego otrzymywania odlewów, 
który zapewnił w pełni lub częściowo zabieloną struktur.ę żeliwa manganowego. Żeliwo 
to przed obróbką mechaniczną poddano wyżarzaniu grafityzującemu. Badanie mi- 
krosegregacji krzemu w żeliwie lanym do kokil wykazało istnienie zasadniczej różnicy 
od m ikrosegregacj i żeliwa odlanego do form piaskowo-gliniastych. Stwierdzono także
>>>
Pierwsze stadium grafityzowania ... 


141 


zróżnicowanie mikrosegregacji w żeliwie połowicznym i zabielonym na wskroś. Ujaw- 
niono wpływ wyżarzania grafityzującego na przegrupowanie krzemu. 
Cz.Podrzucki, Z.Maj i A.Wojtysiak [8] badali żeliwo na odlewy wałków roz- 
rządu zabielonych powierzchniowo. Badania rozmieszczenia pierwiastków w posz- 
czególnych składnikach struktury żeliwa niskostopowego zawierającego Cr, Cu i Mo 
wykazały, że pierwiastki węglikotwórcze (Cr, Mn, Mo) skupione. są, zgodnie z ocze- 
kiwaniem, głównie w cementycie, przy czym ich zawartość w tej fazie zwiększa się 
stopniowo w miarę oddalania się od powierzchni ochładzalników, tzn. w miarę zmniej- 
szania się szybkości chłodzenia. Miedź segreguje odwrotnie niż pierwiastki węgliko- 
twórcze, podobnie jak krzem, który wykazuje jednak bardzo małą rozpuszczalność w 
cementycie. Stężenie pierwiastków w poszczególnych składnikach struktury zależy nie 
tylko od szybkości chłodzenia żeliwa, lecz również od udziału składników struktury i 
rodzaju zastosowanego modyfikatora [8]. 


2. MATERIAL DO BADAŃ 


Do badań wykorzystano cztery gatunki częściowo zabielonego żeliwa sferoi- 
dalnego. Trzy gatunki nr nr l, 2 i 3 wytopiono w piecu elektrycznym i odlano w postaci 
klinów przedstawionych na rysunku l. Żeliwo nr 2 nie było poddane modyfikacji. 
Żeliwo nr 4 wytopiono w żeliwiaku z gorącym dmuchem i odlano w postaci wlewków o 
kształcie klina Y2 zgodnie z PN-76/H-83 124. 
Skład chemiczny, stopień nasycenia eutektycznego Sc oraz współczynnik izo- 
grafityzacji eutektycznej Kgr żeliwa przedstawia tabela l. 



 


\ \ 
\ , 
, , 
\ , 
\ 


Rys.l. Kliny odlane z żeliwa I, 2 i 4
>>>
142 


Małgorzata Trepczyńska-Łent 


Tabela L Skład chemiczny, stopień nasycenia eutektycznego i współczynnik 
izografityzacji eutektycznej badanego żeliwa 


Żeliwo nr 
l 2 3 4 
C % 334 391 3 12 358 
Si % 213 1,79 2.68 . I 76 
Mn% 0,45 0,27 1,07 1,17 
P % 0059 0025 0,093 0048 
S % 0,010 0008 0,013 0,013 
Cr % 0,047 0,053 0,071 0045 
Ni % 0,172 0,029 0,061 0,023 
Mo % 0,009 0,009 0,011 ° 009 
Co % 0,128 0,006 0,072 0,000 
MI! % 0,046 0,000 0048 0,017 
Al % 0018 0,011 0,023 0,016 
Sn % 0003 0,004 0006 0,003 
Ti % 0,015 0,014 0009 0,035 
Ker 5,95 8,87 6,58 5,10 
Sc 0,931 1,102 0,912 0961 


Skład chemiczny żeliwa oraz ksztah klinów dobrano w ten sposób, aby na prze- 
kroju pionowym klinów otrzymać różny stopień zabielenia. Rysunek 2 przedstawia 
graficzne wyniki ilościowej analizy mikroskopowej żeliwa w stanie surowym określone 
metodą siatki punktów [9], wykonane dla perlitu oraz cementytu (eutektycznego i 
wtórnego). 


3. PROGRAM I METODYKA BADAŃ 


Przyjęte do badań żeliwo sferoidalne poddano pierwszemu stadium wyżarzania 
grafityzującego. W tym celu kliny i wlewki pocięto w poprzek (rys. I), wycinając z nich 
płytki o grubości 15 mm i odrzucając płytki skrajne o grubości 20 mm. 
Obróbkę cieplną przeprowadzono w temperaturze 975 oC w czasie 4, 8 i 32 
godzin dla żeliwa l i 2, a dla żeliwa 3 i 4 w czasie 8 i 32 godzin. Wszystkie gatunki 
żeliwa wyżarzono także w temperaturze 1050 oC w czasie 4 godzin (podczas omawiania 
wyników posługiwano się schematycznym zapisem wariantów wyżarzania grafi- 
tyzującego: 975/4,975/8,975/32 i 1050/4). Próbki ładowano do pojemników prostopa- 
dłościennych i zabezpieczano je wiórkami żeliwnymi przed odwęglaniem i utlenia- 
niem. Po zakończeniu austenityzacji pojemniki wyładowano z pieca, wyjmowano z nich 
płytki i chłodzono w powietrzu. Czas austenityzacji mierzono po 2 godzinach od 
momentu załadowania pojemników do pieca nagrzanego do założonej temperatury. 
Obróbkę cieplną przeprowadzono w piecu sylitowym PSK-7 przy współpracy z przys- 
tawką sprzężenia zwrotnego M-14. Dzięki temu uzyskano wahania temperatury w 
granicach :t 2 oC.
>>>
Pierwsze stadium grafityzowania .'0 


Stan surowy 


100 
90 
80 
70 
"#. 60 

 50 
8. 40 
30 
20 
10 
o 
5 


- - r------I
-----,------r 
- 
-? 
, I 
-----"----------- 
I , 


--1----- 
, 
r _ _ _ 


- 

--::-::-:Q 
_I_
 
, I 
I l 
.. - - - "I .. .- - - - - r 
, I 
------r------I 
, , 
_ _ _ _1_ _ _ _ _ _ .J _ _ _ _ _ _ I 
, 
, I I 
--------1------, 
I 
-1- - - - - --"t - - - - --! 


I 
- - - - - . 
I 


------1- - 


--+-----+-
____ł 


15 


25 


45 


65 


90 --.od-O 
80 
70 


I I 
I , 
,_ _ _ ._ _ _ _, _ _ _ _ _ _ J 
I , , 


"#. 60 

50 
c: 

 40 
B 30 
20 
10 


, 
, I 
- - I - - - .+ - -. - - - - - - l 
I 
I , 
- - - - - -I - - - - - - 1 
I 
, , l 
_ _ L.- _ .- _ _ _. _ _ _ _ _ _ -I 
, , 
, 
_ L _ _ _ _ _ _,_ _ _ _ _ _ j 
I , , 
I I 
" I 
--1--- --1-------- ----i 
, I 
, I 
-! - - - - - - l 
I 


I , 
- - - - - -I - - - - - 1 - - 
I 
, , 
- -ł------r- 


t - d_ 


I 
I 
, 
------I--
- 


o ---j- ---- 


5 


15 


25 45 65 
klina, mm 


143 


. 1 


---D-
 2 


· 3 


----r-- 4 


85 


--.-- 1 


----{]-- 2 


· 3 



-4 


85 


Rys.2. Wyniki ilościowej analizy strukturalnej dla żeliwa I, 2, 3, 4 w stanie surowym 


Po wyładowaniu z pojemników płytki poddano odpowiedniej obróbce mecha- 
nicznej, po czym zgłady trawiono gorącym pikrynianem sodowym oraz nitalem. Bada- 
nia mikroskopowe z wykonaniem ilościowej analizy strukturalnej przeprowadzono 
metodą siatki punktów dla perlitu i cementytu (wtórnego i ewentualnie eutektycznego). 
Analizowano następujące obszary na przekroju klina: O + 5, 5 + 15, 15 + 25, 25 +45, 
45 -o- 65,65 -o- 85 mm, co pokazano na rysunku 3.
>>>
144 


Małgorzata Trepczyńska-Lent 


o 5 1525 45 65 85 mm poziomy analizy 
strukturalnej 
Rys. 3. Obszary dokonanej ilościowej analizy strukturalnej 


4. WYNIKI BADAŃ 


Wyniki ilościowej analizy strukturalnej płytek z żeliwa sferoidalnego po wyża- 
rzaniu grafityzującym przedstawiono graficznie na rysunkach 4 - I I. 
Rysunki 4 -7 ukazują procentową zawartość perlitu i cementytu uzyskaną w że- 
liwie po wszystkich wariantach wyżarzania grafityzującego. Ponadto określono procen- 
tową wielkość zmian zawartości perlitu i cementytu po wyżarzaniu grafityzującym 
według wzoru: 


F. -F. 
'Yozmian == 
 ł 00 
F, 


gdzie: 


F.... - procentowa zawartość danego składnika w osnowie żeliwa po wyżarzaniu gra- 
fityzującym, 
ł:. - procentowa zawartość danego składnika w osnowie żeliwa w stanie surowym. 


Tak obliczoną procentową wielkość zmian zawartości perlitu i cementytu 
przedstawiono graficznie na rysunkach 8 -II. 


5. ANALIZA WYNIKÓW 


Analizując żeliwo według zawartości perlitu w stanie surowym (rys.2) 
stwierdzono, re największa zawartość tego składnika występuje w żeliwie nr 3, a coraz 
mniejsze zawartości kolejno w żeliwach nr 4 i nr 2. Zawartość perlitu dla żeliwa nr 2, 
nr 3 i nr 4 zwiększa się wraz ze zwiększeniem poziomu klina, szczególnie intensywnie 
dla żeliwa nr 2 (o 70% na poziomie 85 mm). Dla rei iwa nr l zawartość perlitu zwiększa 
się do poziomu 25 mm, a następnie maleje. 
W stanie surowym zawartość cementytu (rys.2) dla wszystkich gatunków rei iwa 
maleje wraz ze zwiększeniem poziomu klina, bardzo wyraźnie zaś dla żeliwa nr 2
>>>
Pierwsze stadium grafityzowania ... 


100 
99 
98 
"$. 97 

 96 
8. 95 
94 


------.------,------r------I------, 
I I I I 





-:-






 


l 
! I I I I 
- - - __ - _I _ _ _. _ _ _ ..! _ +. _ _ _ _ _ __I _ _ _ _ _ _ .1 
I I I I I 
- - - - -. -: - - - - - - 
 - - - - - - 
 - - 
 : - - - - II 
- - - - - _I _ _ _ _ _ _ l _ _ _ _ _ _ '- _ _ _ _ _ _I _ _ _ _ _ _ J 
. I I / I I 
93 t - - - - - -: - - - - - - 
 - -. - .. - 
 - .. - - - -: - .. - - .. - 
 
92 1 .--. I I I --I 


5 


15 


25 


45 


65 


i : [ - - : - - : - : : - - : : : . . : ; . . - - . . L : - - : ; 
E 2 ---- -
--- -- -
--- ---
- ---- n.
__ ---
 
B O .. -au_... .. . _ . 
5 15 25 45 65 85 
poziomy klina, mm 


85 


145 


,. . 1 


---{J--- 


---+- 3 


---- 1 


---0--- 


· 3 


RysA. Zawartość perlitu i cementytu w żeliwie po wyżarzaniu grafityzującym 975°C/4h 


- -j- - - -.. - ,-". - - i. - I I [ ---
-l 
-
 


 
 i 
"

-


 
---
- 1 I 
.... - 
-::-::--

 ----D- 2 
. - - - - ., - 

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

 P4 - - - '.. I 
=6-:-:... - -- h 
.. - - - ł- - _:-::--::- : _ _ _ _ _ _I 


100 
99 
98 
;łt 97 
...r 96 
'f: 95 
8. 94 
93 
92 
91 
5 


------1-- 
I r I I I 
- - - - - -1- - - - -l - - T - - - f - - -I 
_ I _ _ _ _ _ _ J ._ _ _ _ _ _ 
 _ _ _ _ _ _ 1_ _ _ _ _ _ _I 
I , I ! I 
--+--.
.-.--I. _ ._00..1_. ___o .I__
__...j 


15 


25 


45 


65 



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

=::--::..::
:__::::::::__
.:::x- "_ 



 6 rcr _ r h h h 
 - h h - : - - - _. - : - __ . . - : h - 
 
];4 -..--.. .
-

_::._.:I.
::.

c--... 
I I ------v- I I 
Q) e c 2 hh_-
___'.;h_
.h' _ 
__h_
 
I I I I I 

 J I I I I 
O --- --ftł - 111 .._. - -___w____--łII 
5 15 25 45 65 85 
poziomy klina, mm 


85 


. 


3 


---(-- 4 


I- --
 1 
----o- 2 


· 3 


--- 4 


Rys.5. Zawartość perlitu i cementytu w żeliwie po wyżarzaniu grafityzującym 975 0 C/8h
>>>
146 


100 
98 
cfl. 96 
:t:i 
l 94 
92 
90 
5 


cfl.6 

4 
c:: 
fi) 2 

 O 
5 


Małgorzata Trepczyńska-Łent 


I 
I 
-----1----. 
I 
I I 
- - - - - -I - - - - - -ł - - - 
I I 
I , 
_ _ _ _ _ _1_ _ _ _ _ _ .L _ _ _ .. _ _ Lo _ _ _ _ _ _I _ _ _ 
I I 
I I 


I 
I 
+-.-- 


-----1 
I 
I I 
- -I - - - - - - -1 
I 
I 
- - - 
 
, 
I 
I 


- - =:=:=-:l 
. 1 I 
---D- 2 I 


---.- 3 


------------ 4 


85 


. 
85 


-- 
 

 :I 


15 


25 


45 


65 


Rys.6. Zawartośc perlitu i cementytu w żeliwie po wyżarzaniu grafityzującym 975°C/32h 


100 
99 
cfl. 98 
:ł:£ 97 
l: 
94 
93 
5 


- - - - - - r - - - - - - T - - - - -- -1 - - - - - - -, - - - - - - - I 
I I I 
I I I 
- - - - - - ł- - - - - - - l' - - - - - - -1 - - - - - - -I - - - - - - - ł 
I I I I 
I I I 
------
-----
---

 
I I I 


15 


----łł----------w---- - 
25 45 
poziomy klina. mm 


. 
65 


. - - - - - -1- - - - - - l - - - - - - r - - - - - I 
I 


I 
_I- 
I I 
_ _ _ _ _ _:_ 
 
 
 - 
 1 
 
 
 - 
 
 
I I ł I 
- - - - - -1- - - - - - , - - - - -- - r - - - -1- - - - - - , 
L , I I I 
- -, - '- - -I - - - - - - -ł - - - - - 
 - - - - - -1- - - - - ..... 
I I I I 
--+ 


15 


65 


25 


45 


i: 
::i- L Uj uu;:-; 
E 2 -- -- - - 
 -- - '- - -- - --
'---'
--
=--=-- 
8 ---'-
I I ł 
O ---.--- - -.------_._- _u______. 
5 15 25 45 65 85 
poziomy klina, mm 


--4--- 1 


---0--- 2 


--.-- 3 


----- 4 


85 


i= . __nu 1 
I 

-2 


· 3 


-.--4 


Rys.7. Zawartość perlitu i cementytu w żeliwie po wyżarzaniu grafityzującym 1050°C/4h
>>>
Pierwsze stadium grafityzowania ... 


Perlit 


70 
60 
c 
.m 50 

 40 
";Ił. 
30 
20 
5 


-----r- ---T-----,.-- ---,----

 
I I r I 


. - 
 
I 
I 
- t .. - - - 1 
I I 
I I 
-I - - - - -I 
I I 

---
 --------+---- - ------- -----1 


15 


25 


45 


65 


Cementyt 


! _;

- 1
 


-f
--
- - ---T 
-T 


25 


4:5 


65 


- -.- . 


-o-- 


-0- 


poziomy klina, mm 


147 


. 975/4 
----{}---- 975/8 


· - 975/32 
--)--- 1050/4 


85 


I · 97514 

 
 
--D--- 975/8 
· 975/32 
---- 1050/4 


Rys.8. Zmiany zawartości perlitu i cementytu w żeliwie nr ] po wyżarzaniu grafityzującym 


Perlit 


4000 
c 3000 
.m 

 2000 
";Ił. 1 000 
o 
5 


I I 
I I 

__ J_
__._L_ __ __I 
I 
I 


._ _ _ L 


I 
I 
I 
I 
I I 
___1______, 
I 
I I 
. - - - 1- _ _ _ _ _I 
I I 
I I 


_. _ _ L 
I 
I 


-III 
25 45 


III 
65 


15 


Cementyt 


o 


c 
CV 
.
 
";Ił. -100 


15 
I 


26 4s 
I I 
u -I. - - - -" -1 


65 a6 
I I 
"'-----1 
I 
I 


-50 


III 


.-111-- III-- 
poziomy klina, mm 


III III 


. 975/8 


----{}----- 975/32 
· 1050/4 


III 
85 


. 975/8 


--{]----- 975/32 
---+-------- 1 050/4 


Rys. 9. Zmiany ,-:awartości perlitu i cementytu w żeliwie nr 2 po wyżarzaniu grafityzującym
>>>
148 


Małgorzata Trepczyńska-Lent 


Perlit 


35 
30 
c 25 
.m 20 

 15 

 10 
5 
o 
5 


- - - - - r - - - - - r - - - - - T - - - - - T ,- - - - - 1 
I I I I I 
----r- ----r - --- -r -- ---T -----1 
, I I I " 
___ _______lu____I__
__I--
----, 
I I I I 
- - - ." f - - - - - ,- - - - - - T - - - - - -I 
_ 
 _ . _ _. _ l _ _ _ _ __ 
 _ _ _" _ _ -' 
-, I 
____-'-_____1_______1 
J I , 


-I-- 


45 


65 


15 


25 


Cementyt 
.1 
 :1!' 
. 
 ...

. n
 
łJf!. I' r I I 
-100 ---0----0- - - - - " - - - - - I 
poziom klina, mm 


-------- 975/4 


-----D---- 975/8 
--.- 975132 

 105014 


85 


9 7 5/4 
-----D---- 975/8 


. 


--+-- 975132 


---o-- 105014 I 


Rys. I O. Zmiany zawartości perlitu i cementytu w żeliwie nr 3 po wyżarzaniu grafityzującym 


Perlit 


35 . - - - - - r - - - - - T - - - - - l - - - - . ""1 - - - - - ., 
30 - - - - L - - - . . " - - - - . .J . _ - - . J - - - -.' I 
c 25 - I - - - - - ; - - - - - 
 - - .- - - 
 - - - - - -: ,- . - 975/8 
! 
p.
m.:
'.;.u :11 I :. 
= 
-5 - - - - 15- - - - -25- - -45- - - - -65 - - -- 8'5 - 


Cementyt 


o 


c 
.m 
E -50 
N 

 -1 


15 Z5 


I I 
- - - - -.- - - - - -1- - - - .- 


poziomy klina, mm 


. 975/8 


----0--- 975132 


· 1050/4 


Rys.II. Zmiany zawartości perlitu i cementytu w żeliwie nr 4 po wyżarzaniu grafityzującym
>>>
Pierwsze stadium grafityzowania ... 


149 


(nie poddanego modyfikacji), w którym do poziomu 45 mm spadek wynosi prawie 
80 %. Najmniej trwały cementyt występuje w żeliwie nr l, bardziej trwały w żeliwie 
nr 3, a następnie w żeliwie nr 4. 
Po wszystkich wariantach wyżarzania grafityzującego (rys.8-ll) zawartość 
perlitu dla żeliwa nr 2, nr 3 i nr 4 wzrasta w stosunku do stanu surowego na każdym 
poziomie klina. Najbardziej uwidacznia się to dla żeliwa nr 2 (rys. 9) poniżej poziomu 
45 mm, gdzie w stanie surowym występowała duża zawartość cementytu (do 85%) i 
mała zawartość perlitu (2,5 %). Zawartość perlitu w tym żeliwie jest najmniejsza po 
wszystkich wariantach wyżarzania w porównaniu do pozostałych gatunków (rys.5-7). 
Zmiana zawartości perlitu dla żeliwa nr 2, nr 3 i nr 4 (rys.9-11) jest coraz 
mniejsza w miarę zwiększania poziomu klina. Dla żeliwa nr I (rys.8) poniżej poziomu 
klina 25 mm zmiany zawartości perlitu są takie same jak dla pozostałych gatunków 
żeliwa, a powyżej tego poziomu powiększają się, co jest spowodowane spadkiem 
zawartości perlitu w stanie surowym powyżej poziomu klina 25 mm (rys.2). 
Po wszystkich wariantach wyżarzania grafityzującego zawartość perlitu, rysunki 
4 -7, jest największa dla żeliwa nr 3 w stosunku do pozostałych gatunków. Jednak i 
w stanie surowym była ona największa. 
Dla żeliwa nr 2 nie zaobserwowano wpływu wariantów wyżarzania grafi- 
tyzującego na zmiany zawartości perlitu (rys.9). Dla żeliwa nr l (rys.8) i nr 3 (rys. 10) 
wpływ ten uwidacznia się dla poziomu klina 45 mm i wyższych. Największe zmiany 
wystąpiły po wariancie obróbki 975/32, a najmniejsze po 975/4. Dla żeliwa nr 4 (rys. l l ) 
warianty wyżarzania 975/32 i 105014 na wszystkich poziomach klina wywołują 
jednakowe zmiany i są one zdecydowanie większe od zmian wywołanych wariantem 
975/8. 
Jednak żaden z nich nie usuwa cementytu ze struktury osnowy w żeliwie nr 4 
(rysA-7). Warianty 975/32 i 1050/4 (rys. l I ) wywołują jednakowe zmiany zawartości 
cementytu i są one większe niż dla wariantu 975/8. Dla pozostałych gatunków żeliwa 
wszystkie warianty obróbki całkowicie usuwają cementyt ze struktury osnowy (rysA-7). 


6. WNIOSKI 


Rezultaty wyżarzania grafityzującego skłaniają do wniosku, że lepszą strukturę o 
większej zawartości perlitu otrzymuje się po wariantach 975/32 lub 1050/4. Ze względu 
na czas wyżarzania korzystniejsze wydaje się podniesienie temperatury do 1050 oC, a 
nie wydłużanie czasu do 32 godzin w temperaturze 975 oc. 


LITERA TURA 


[I] Rudnik S. : Metaloznawstwo. PWN. Warszawa 1994 
[2] Rączka 1. : Żeliwo ciągliwe. PWT, Warszawa 1961 
[3] Oleszycki H.: Badanie mechanizmu sferoidyzacji cementytu eutektoidalnego w żeliwie 
sferoidalnym. PAN, Metalurgia 19, s. 83-132, 1972
>>>
150 


Małgorzata Trepczyńska-Łent 


[4J OIeszycki H.: Sprawozdanie z 1Il etapu pracy pl." Optymalizacja procesów obróbki 
cieplnej żeliwa i staliwa sferoidalnego " wykonanej w Zakładzie Materiałoznawstwa i 
Technologii Metali A TR na zamówienie IMP Warszawa. 1976-1980 
[5] Sęka wsk i K.: Niejednorodność składu chemicznego osnowy metalowej żeliwa sferoidal- 
nego. Przegląd Odlewnictwa, nr 8-9, s. 250-255, 1973 
[6] Charbonnier J., Margerie J.e.: Nouvellecontribution a' 10 etude generale des mikrosegre- 
&ation dans les alliages Fe-C du type "fonte". Fonderie, nr 259, s. 314 - 333,1967 
[7J Sifrin V.D. i inni: Mikrolikvacija kremnija v magnijevych vysokoprocnych cugunach otli- 
tych v kokil. Izvestija Vyssych Ucebnych Zavedenij. Ćernaja Metallurgija, nr 2, s. 58-61, 
1993 
[8] Podrzucki Cz. i inni: Odlewy części motoryzacyjnych z żeliwa utwardzonego o zwięk- 
szonej odporności na ścieranic. Przegląd Odlcwnictwa, nr II, s. 124-129, 1989 
[9] Ryś 1. : Wstęp do mctalografii ilościowej. "Śląsk", Katowice 1970 


THE FIRS ST AGE IN THE GRAPHITIZING THE HARD SPOTS 
SPHEROIDAL CAST IRON 


Summary 


The resu1ts of graphitizing of four grade spheroidal cast iron are described. The spheroidal 
cast iron was charakterized by the diffcrcnt dcgrce of the hard spots and by thc different capacity 
for the graphitizing. The specimens were austenitized at 975 oC and 1050 oC for 4, 8 and 32 hr., 
joint with air cooling. There werc made quantative metallographic measurements.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


OCENA DYNAMICZNEJ ODPORNOŚCI NA PĘKANIE ZŁĄCZA 
ZGRZEWANEGO N9E-45 W PRÓBIE UDAROWEGO ZGINANIA 


Jan Sadowski, Tadeusz Szykowny · 


Akademia Techniczno-Rolnicza, Katedra Mechaniki Stosowanej 
· Akademia Techniczno-Rolnicza, Katedra Materiałoznawstwa i Technologii Metali 
ul. Ks. A. Kordeckiego 20, 85-225 Bydgoszcz 


W pracy podjęto problem oceny dynamicznej odporności na pękanie złącza 
zgrzewanego tarciowo, wykonanego ze stali N9E-45 o silnej niejednorodności 
mechanicznej, w aspekcie wykorzystania próby udarowego zginania. Podano cha- 
rakterystyczne wskaźniki odporności na pękanie jak Kld' JId' dopuszczalną wiel- 
kość wady w złączu ad' a także wielkość pracy K niezbędnej do zniszczenia po- 
szczególnych stref złącza. Rozważania poparto badaniami strukturalnymi i rent- 
genograficznymi otrzymanych przełomów. 


I. WPROWADZENIE 


Intensywny rozwój mechaniki pękania doprowadził do udoskonalenia metod pro- 
jektowania elementów konstrukcyjnych jak i ich połączeń, od których wymaga się du- 
żej niezawodności i prawidłowej pracy w trudnych warunkach eksploatacyjnych. 
Kryteria projektowe wynikające z mechaniki pękania wymagają określenia no- 
wych charakterystyk materiałowych uwzględniających obecność wad w materiale. Taką 
nową charakterystyką materiałową jest odporność na pękanie. Za miarę odporności na 
kruche pękanie przyjmuje się krytyczną wartość współczynnika intensywności naprężeń 
KIc lub krytyczną wartość całki Jic' które umożliwiają określenie długości dopusz- 
czalnej wady w projektowanym elemencie konstrukcyjnym. Obie te wielkości wyznacza 
się w próbach statycznych, tzn. takich, w których prędkość narastania obciążenia jest 
bardzo mała, według procedur opisanych literaturą [1,2]. 
W przypadku gdy siły oddziałujące na urządzenie lub w samym urządzeniu zmie- 
niają swoje wartości w czasie bardzo krótkim, to konstrukcja lub jej elementy doznają 
znacznych przyspieszeń, którym towarzyszą odpowiednio duże siły bezwładności oraz 
związane z nimi zmienne w czasie stany naprężenia i odkształcenia konstrukcji. W da- 
nym przypadku wystąpią znaczne obciążenia udarowe. 
Do tej pory jedyną znormalizowaną w Polsce próbą oceny odporności mate- 
riału na obciążenia udarowe jest próba udarowego zginania zwana próbą udarności
>>>
152 


Jan Sadowski, Tadeusz Szykowny 


PN-79/H-04370. Istota tej próby polega na złamaniu jednokrotnym uderzeniem młota 
wahadłowego próbki z karbem podpartej swobodnie obydwoma końcami na podporach 
młota i pomiarze pracy uderzenia, która odpowiada energii zużytej na złamanie próbki. 
Udarność KC określa się według zależności: 


KC =K.S()'[J/cm 2 ] 


(I) 


gdzie: 
K - praca uderzenia, J, 
So - powierzchnia początkowa przekroju próbki w miejscu karbu, cm 2 . 
Udarność nie jest jednak własnością charakteryzującą materiał w sposób bez- 
względny. Określa jego zachowanie się w ściśle określonych warunkach, zwykle znacz- 
nie odbiegających od warunków pracy części lub ur7..ądzeń wykonanych z danego mate- 
riału. Zasadniczą wadą próby udarności jest zależność wyników od sposobu jej prze- 
prowadzenia, a głównie od kształtu i wymiarów 7..3stosowanych próbek. Oznacza to, że 
ten sam materiał może mieć różną udarność w zależności od tego, na jakich próbkach ją 
określano. 
Określenie udarności jest uzasadnione dla oceny kruchości materiału i jego wra- 
żliwości na działanie karbu, mając jednak charakter jakościowy. Nie może stanowić 
ono ilościowego wskaźnika własności szczególnych materiału w takim sensie, jak twar- 
dość czy wytrzymałość na rozciąganie, to znaczy wyniki tych badań nie mogą być bez- 
pośrednio wykorzystane przy projektowaniu elementów konstrukcyjnych [5]. 
Obecnie próbie tej usiłuje się nadać bardziej uniwersalny charakter wykorzystując 
ją do wyznaczania wielkości charakteryzujących odporność na pękanie przy obcią- 
żeniach udarowych takich jak Kld' J lri' 
Właściwa ocena dynamicznej odporności na pękanie staje się zagadnieniem o i- 
stotnym znaczeniu praktycznym. Jest ona jeszcze daleka od ostatecznych rozwiązań, 
czego dowodem może być fakt, że nie stanowi przedmiotu nOJm nawet w Japonii i w 
krajach, w których mechanika pękania rozwija się najbardziej intensywnie, a w USA 
oraz Wielkiej Brytanii istnieją jedynie projekty norm [3,4]. Również ilość publikacji 
dotyczących wyznaczania dynamicznej odporności materiału na pękanie jest znikomo 
mała w stosunku do ogólnej liczby prac z dziedziny mechaniki pękania. 
Dla wyznaczenia parametrów dynamicznej odporności na pękanie materiałów 
KId,J Id niezbędne jest wyposażcnie standardowcgo młota udarowego w urządzenia i 
układy umożliwiające pomiar i analizę szybkozmiennych przebiegów dynamicznych w 
procesic dekohezji zginanego udarowo materiału, tj. siły łamiąccj próbkę w funkcji cza- 
su F(t) lub ugięcia F(t), a w dalszej konsekwencji podziału pracy K uwzględniająccj 
etapy łamania próbki [5]. Obecnic proccsowi temu sprzyja ogólny postęp w rozwoju 
elektroniki i zwiększone możliwości w zakresie pomiarów dynamicznych z je.dnocze- 
snym wspomaganiem komputcrowym. 
Procedura oceny tychże parametrów i ich praktyczncgo wykorzystania jest w dal- 
szym ciągu przedmiotcm prac naukowo-badawczych przeprowadzanych zarówno 'W 
kraju [6] jak i zagranicą [5,7]. 
Pewnym uzupełnieniem badań oceny dynamicznej odporności na pękanie mate- 
riału mogą być badania rentgenograficzne i strukturalne otrzymanych w próbie uda- 
rowej przełomów [8]. 
W niniejszym opracowaniu podjęto próbę oceny dynamicznej odporności na pę- 
kanie materiału o dużej niejednorodności mechanicznej połączenia zgrzewanego tarcio-
>>>
Ocena dynamicznej odporności na pękanie ... 


153 


wo ze stali N9E-45 przy zginaniu udarowym z uzupełniającymi badaniami struktural- 
nymi i rentgenograficznymi otrzymanych przełomów. 


2. STANOWISKO DO BADAŃ DYNAMICZNEJ ODPORNOŚCI NA PĘKANIE 


Badania dynamicznej odporności na pękanie realizowano na stanowisku badaw- 
czym zmontowanym w Instytucie Odlewnictwa w Krakowie. Schemat stanowiska poka- 
zano na rysunku l. 


Rys.l. Schemat montażowy stanowiska do badań dynamicznej odporności na pękanie materiałów: 
I - młot udarowy PSd 150/300 o zakresie energii 300 J wyposażony w przetwomik obcią- 
:lenia i przetwornik ugięcia próbki, 2 - mostek tensometryczny do pomiarów dynamicz- 
nych o częstotliwości nośnej , 00 kllz, 3 - wzmacniacz sygnałów z przetwornika prze- 
mieszczenia, 4 - oscyloskop z pamięcią firmy Tektronix o zakresie częstotliwości 60 
MHz z interfejsem RS 232 C, 5 - mikrokomputer IBM lAT, 6 - drukarka firmy Epson, 
7 - ploter firmy Roland, 8 - czujnik przemieszczenia 


Badania polegały na wyznaczeniu krytycznej wartości współczynnika intensyw- 
ności naprężeń K oraz krytycznej wartości całki J przy obciążeniu dynamicznym. Obie 
wielkości odpowiadają początkowi przyrostu pęknięcia w próbce i uważane są za wiel- 
kości charakteryzujące odporność materiału na pękanie, przy obciążeniu o charakterze 
udarowym. 
Sygnały wyjściowe z przetwornika obciążenia oraz przetwornika ugięcia (prze- 
mieszczenia) wzmocnione przez odpowiedni wzmacniacz były rejestrowane na oscylo- 
skopie z pamięcią i w ten sposób otrzymywano przebiegi obciążenia w funkcji czasu 
(F - t) oraz ugięcia próbki w funkcji czasu (f - t). Dzięki wbudowanemu do oscyloskopu 
interfejsowi RS 232C, zapis przebiegów rejestrowany i zapamiętany w oscyloskopie 
odtwarzany był na monitorze komputera i zapisywany na ploterze . 
Zapisy przebiegów obciążenia i ugięcia w funkcji czasu zarejestrowane w pamięci 
komputera były wykorzystywane do obliczenia wielkości charakteryzujących odporność 
na pękanie. 
Maksymalne obciążenie zostało wykorzystane do obliczenia ktytycznej wartości 
współczynnika intensywności naprężeń KIrJ' a pole pod krzywą obciążenia w funkcji 
ugięcia aż do momentu osiągnięcia maksymalnej wartości obciążenia wykorzystano do 
obliczenia krytycznej wartości całki J -l/d'
>>>
154 


Jan Sadowski, Tadeusz Szykowny 


Do obliczenia krytycznej wartości współczynnika intensywności naprężeń Kld 
został zastosowany wzór podany w następującej postaci [3]: 


K =
. [ 29 ( E- J 
 -46 ( 
 J 
 -218 ( 
 J 
 +376 ( 
 J 
 +387 ( 
 J : ] (2) 
Id 3' W 'W 'W 'W 'W 
B.W2 
w którym: 
Fm - maksymalne obciążenie, N, 
S - odległość podpór na młocie, mm, 
B - grubość próbki, mm, 
W - szerokość próbki, mm, 
a - długość szczeliny w próbce, mm. 


Do obliczenia krytycznej wartości całki J wykorzystano wzór podany w [7] mający 
postać: 


J= ID 
Id B(W -a) 


(3) 


w którym: 
U - energia odkształcenia odpowiadająca polu pod krzywą obciążenie - ugięcie 
próbki aż do uzyskania maksymalnego obciążenia, J, 
B - grubość próbki, mm, 
W - szerokość próbki, mm, 
a - długość szczeliny w próbce, mm. 


Wartość dopuszczalnej długości wady ad w warunkach dynamicznego zginania 
oceniano wzorem [7]: 


J/d.E 
ad = 2 2 
(l-u ).7t.cr .y 


(4) 


w którym: 
lld - krytyczna wartość całki J, 
E - moduł Y ounga, 
l) - współczynnik Poissona, 
cr - naprężenie przyjmowane jako równe granicy plastyczności, cr = Ro,2' 
y - współczynnik uwzględniający kształt elementu badanego, dla walca Y= I. 


Całkowitą pracę K uderzenia, niszczącą próbkę, liczono wZOrem: 
Jk 
K = J F(f)df 
o 


(5) 


gdzie: 
fk - całkowite ugięcie próbki mierzone w próbie udarowej w chwili złamania. 


Obliczenia powyższych wartości charakteryzujących dynamiczną odporność na 
pękanie, były wykonywane w oparciu o program komputerowy FRACDYNA [9]. Pro- 
gram ten składający się z szeregu modułów programowych pozwalał na pobieranie sy- 
gnału z oscyloskopu, sporządzanie wykresów F - t, F - f i f - t, na wygładzanie tych
>>>
Ocena dynamicznej odporności na pękanie 0.0 


155 


wykresów metodą uśredniania, skalowanie i obliczanie odpowiednich parametrów od- 
porności na pękanie. 
Wartości obciążeń maksymalnych i energii odkształcenia program odczytywał z 
otrzymywanych wykresów, natomiast długości szczelin konieczne do obliczeń we wzo- 
rach (2) i (3) były mierzone na przełomach za pomocą mikroskopu optycznego z po- 
działką. Pomiaru długości szczeliny dokonywano w pięciu miejscach na przełomie każ- 
dej próbki, tjo na krawędzi lewej, 114, 1/2,314 i krawędzi prawej grubości próbki. Jako 
wynik ostateczny (wstawiany do programu) przyjmowano średnią arytmetyczną a śr ' 


Badaniom poddano złącze zgrzewane tarciowo, wykonane ze stali N9E-45. Wałki 
j30x I 20 ze stali N9E-45 zgrzewano tarciowo na zgrzewarce ZT4-13 stosując na- 
stępujące parametry zgrzewania: prędkość obrotowa - 152 radls, siła tarcia - 40000 N, 
czas tarcia - 25 s, siła spęczania - 45000 N, czas spęczania - 3,0 So 
Parametry zgrzewania tarciowego zostały ustalone na podstawie dostępnej literatu- 
ry oraz wstępnych badań własnych o 
Z zgrzanych wałków wycięto cztery pręty kwadratowe o wymiarze 10,5 mmo Przed 
przystąpieniem do badań udarowych dokonano na kilku wybranych losowo prętach 
pomiarów twardości metodą Vickersa w obszarze zgrzewania zarówno po stronie stali 
N9Ejak i 45. 
Rozkład twardości w strefie złącza zgrzewanego pokazano na rysunku 2 o 
00 , 
HV30 
Jb01 


3. MATERIAL I METODYKA BADAŃ 


360' 
_J 
I 


'OCZ) 
/", : 
r ., 
I \. 


ffi 
.UI 


\: 
,. 
. 
.. 


I 
I 
f. 
! 
! 
I 
Iii 
f' 
, 


I N9EI 


m:J 


120
 


:\ 
.ł. ' 
t3 io 
 
: "\ 
. ,\ 
i4' 
 


300 1 
280 i 
2&]
 
I 
240 1 
220
 
I , 
200
 :" i 
. , , 
I T I 
. 80 1 : 

 
'50 , , 
t4 12 tO . 


, . , , , , I , . , , , , 
64.20246 
Od!. od ooi zv
iny (mm) 
swe 
( swe 


, , , , I 
8 tO 12 1.( 


"'R ) :  


,, ( 


Rys.2. Rozkład twardości w złączu zgrzewanym tarciowo N9E-45.(strzałkami zaznaczono mIeJ- 
sce nacięcia karbu) 


! 
, 
i 
, 
, 
i 
I 
I 
I 
I 
, 


+ 
l" 


"' fi 


Następnie w punktach charakterystycznych odpowiadających gwałtownym wzro- 
stom lub spadkom twardości w poszczególnych strefach złącza (zaznaczonych strzałką 
na ryso2) nacinano karb dwojakiego rodzaju: 
- typowy V wg PN-79/H-04370, 
- karb V z pogłębioną szczeliną zmęczeniową, w którym a1W = 0,45+0,55 według 
ASTM [3]. 
i wykonano próbki udarnościoweo
>>>
156 


Jan Sadowski, Tadeusz Szykowny 


Z każdego punktu charakterystycznego strery złącza brano do badań po 3 próbki z 
karbem V i 3 próbki z karbem V pogłębionym szczeliną zmęczeniową. Próbki z karbem 
V posłużyły do oceny globalnej pracy niszczącej K w poszczególnych strefach złącza 
zgrzewanego, natomiast próbki z karbem V z pogłębioną szczeliną zmęczeniową słu- 
żyły do określenia parametrów odporności na pękanie K'd' lld oraz dopuszczalnej 
wielkości wady ad. Badania zrealizowano na młocie udarowym PSd wg metodyki opi- 
sanej w poprzednim punkcie. 
Poszczególne przełomy z różnych stref połączenia zgrzewanego po próbach uda- 
rowych poddano badaniom strukturalnym i rentgenograficznym. 
Badania mikrostrukturalne wykonano na wzdłużnych zgładach mikroskopowych 
połączenia zgrzewanego. Zgłady trawiono 4 % roztworem HN03 i obserwowano na mi- 
kroskopie Epityp 2 przy powiększeniu 500x. 
Jakościowo oceniano mikrostrukturę w charakterystycznych odległościach od po- 
wierzchni zgrzewania. 
Badaniom rentgenograficznym na dyfraktometrze DRON 1,5 poddano przełomy 
próbek wykonane w odpowiednich odległościach Uak na rysunku 2) oraz szliry tych 
przełomów. Stosując promieniowanie lampy kobaltowej dokonywano zapisów linii 
(110) ferrytu. Analizie poddano szerokość połówkową bl/2 oraz wartość parametru sie- 
ciowego fazy ex. wyliczoną z położenia kątowego linii (I 10) wg wzoru [10]: 


a = 
 r;:
 2 +, -: 
er. 2sine
fl- 


(6) 


gdzie: 
A- 
G 
h,k,l 


- długość fali promieniowania Kex. kobaltu, 
- kąt dyfrakcji, 
- wskaźniki płaszczyzn wg Millera. 


4. WYNIKI BADAŃ I ICH ANALIZA 


Na rysunku 3 pokazano przykładowo zarejestrowane przebiegi zginania udarowe- 
go próbek wziętych z osi zgrzeiny (punkt O na rysunku 2), przy czym rysunek 3a odnosi 
się do próbek zginanych z karbem V, na którym podano maksymalną siłę niszczącą złą- 
cze Fmax i odpowiadającą jej energię Emax oraz globalną pracę K niszczącą środek 
złącza zgrzewanego. 
Na rysunku 3b dla próbek zginanych z karbem V pogłębionych szczeliną zmę- 
czeniową podano również wartość siły Fmax i odpowiadającą jej energię Emax, oraz 
obliczone wartości Kld' lld' ad. 
Dane pokazane na rysunku 3 pochodzą z uśrednienia i wygładzenia (oczyszczenia 
z zakłóceń) 3 wykresów, z których każdy był zdejmowany z jednej próbki zginanej 
udarowo. Podobne przebiegi zdejmowano z dalszych punktów (rys.2) zarówno po stro- 
nie stali N9E jak i 45. Otrzymane wyniki badań dla złącza zgrzewanego tarciowo N9E- 
45 przedstawiono na rysunku 4.
>>>
Ocena dynamicznej odporności na pękanie ... 


157 


t..OO " - ..00 f ..., 
,.... 0.) ..... 
t..OO a.1OO 
'0.10 a.aD 
e.oo a.1OO 
1.'-((1) 
7.... '.f- f(.) a.1X 
F_ = 10,31kN J ..... 
e.1X E_ = 2,92 J J 
K=7.9{J) 
..010 '.100 


a.1X 


'.aD 


'-010 


0.100 


0.00 


0.00 


0.00 O.eD 0.110 t.
 1.M a.oo a..... a.M a.ao 8.110 4.00, 1_. 


00.. .-ła/a _&_".1 , --- ---- , _._.00 J 
....- "''''14 T_. aac 
J. '1....+0, .JI..'
 
-..-. .... """ '.ł-+Oł ..... .
 , "._+0' ł-t/.-
/.7 


a.oo " - a.1X r_ 
1.70 a.1OO 
b) a.aD 
I.... 
..... 
2.10 ..... 
"10 ..00 
I - F - r(l) 
1.(... r(l) , .... 
"10 
T.ao 
'.10 F
. = 2.97 (kN J 
E_ = 0.48 r J ] .n 0.100 
K., 
46rMP.m J 
0.010 J" = 24,6 f kNlm J o.... 
"" = 0.85 mm J 
o." 0.00 
0.10 


0.00 
0.00 0.40 0.110 1.aD t.M a.oo ..410 a.M ..ao ..10 ..00 t I-J 


00.. 


'-ł'Va 
lłYaU 


...ł.......l : ......... 



: 0.....+00 oJ 


......... - 


T_. 
"--- 


aac 



J. 


a.....+01 ...../.&2 


a..-JatOO kH 


KJ.: .....+0. NN/.-a/a 


Rys.3. Wyniki badań dynamicznej odporności na pękanie złącza zgrzewanego N9E-45: 
a) przebiegi F(t) i fet) dla próbki z karbcm V, b) przcbicgi F(t) i f(t) dla próbki 
z karbem V z pogłębioną szczcliną zmęczeniową 


Otrzymane wyniki badań dynamicznej odporności na pękanie Kld' J 1d , oraz 
pracy niszczenia K i dopuszczalnej wielkości wady ad świadczą o tym, że połączenie 
zgrzewane tarciowo wykonane ze stali N9E-45 charakteryzuje się generalnie niską od- 
pornością na pękanie. Wartości Jld nie przekraczają 25 kN/m, a wartości pracy nisz- 
czącej złącze K są niskie i nie przekraczają 25 J.
>>>
]58 


Jan Sadowski, Tadeusz Szykowny 


[] - KI. 
0- J 1 . 
.-K 
Kl. J.. 13 - -. !" K 
a, 
(MPlm-J (1HIm] IN9EI [ill (.I] [mm] 
Sol ...., 
... !" !" ! !O !' .. 
:lO I.'" 
)II 21 
.. O." 
28 11 
2 O." 
20 " 
" 0.0 
2 
.. 0.20 


:J 
 h r.--i 
u 12 '0 . 45 .4 1 a(tJ 2 .4 6 . 10 t2 1. 
Odl ocI MI1II,nłny I [mm! 
_
 Sv-.c 
i. Sv-.c .1. 
 


RysA. Graficzne przedstawienie wyników badań dynamicznej odporności na pękanie w złączu 
zgrzewanym tarciowo N9E-45 


Z rysunku 4 wynika również, że poszczególne strefY złącza charakteryzują się wy- 
raźnie zróżnicowaną odpornością na dynamiczne pękanie. 
Najmniejszą odpornością na pękanie, której odpowiadają najniższe wartości K'd' 
l/d pracy zniszczenia K, obserwuje się w strefie wpływu ciepła SWC w odległości 
3 mm od zgrzeiny po stronie stali N9E. Odpowiada tej strefie również najmniej sza 
wartość dopuszczalnej długości wady ad, którą ta strefa może przyjąć. W miarę prze- 
chodzenia do strefY materiału rodzimego MR wszystkie te wartości wzrastają. Środek 
zgrzeiny wykazuje natomiast nieco wyższą odporność na pękanie w stosunku do SWC 
po stronie stali N9E, niemniej praca niszcząca K w tym miejscu jest prawie dwukrotnie 
mniejsza od pracy potrzebnej do zniszczenia strefY MR. Stal 45 po zgrzewaniu tarcio- 
wym wykazuje w całej swojej rozciągłości SWC oraz MR zbliżoną odporność na pęka- 
nie; świadczą o tym podobne wartości lu, i pracy łamania K, a także wartości ad. 
Zróżnicowanie zmian odporności na dynamiczne pękanie w złączu N9E-45 jest 
wynikiem 7mian strukturalnych zachodzących w procesie zgrzewania tarciowego, które 
są następstwem różnicy składu chemicznego spajanych elementów, a także zmian szyb- 
kości chłodzenia silnie nagrzanych warstw po zgrzewaniu tarciowym. 
Przeprowadzone badania strukturalne złącza w miejscach charakterystycznych 
(rys.2) wykazały, że w osi zgrzeiny występuje drobnopłytkowy perlit o stosunkowo du- 
żych koloniach. W odległości 3 mm po stronie stali N9E obserwuje się drobnoziarnisty 
perlit drobnopłytkowy , jak również jasne ziarna będące najprawdopodobniej produktem 
przemiany nieeutektoidalnej. W odległości 8 mm od osi zgrzeiny po stronie N9E wystę- 
puje cementyt kulkowy na tle ferrytycznym oraz gniazda perlitu płytkowego pochodzą- 
cego z częściowej przemiany eutektoidalnej. Struktura stali N9E w odległości II mm
>>>
Ocena dynamicznej odporności na pękanie... 


159 


jest tożsama z materiałem rodzimym i stanowi Ją cementyt kulkowy na tle dro- 
bnoziarnistego ferrytu. 
W stali 45 w odległości 4 mm od osi zgrzeiny obserwuje się ścisły perlit (drobno- 
płytkowy) z niewielką ilością ferrytu tworzącego nieciągłą siatkę wzdłuż granic ziarn te- 
go perlitu. Strefa ta w trakcie zgrzewania uległa przekrystalizowaniu. W odległości J] 
mm od osi zgrzeiny po stronie stali 45 mamy do czynienia ze strukturą perlityczno-fer- 
rytyczną, odpowiadającą stanowi materiału rodzimego. 
Wyniki badań rentgenograficznych przedstawiono na rysunku 5. 
Badania rentgenograficzne przełomów wykazały, iż szerokość połówkowa linii 
dyfrakcyjnej bl/2 osiąga najwyższą wartość w próbce łamanej w osi zgrzeiny, wykazu- 
jąc spadek z odległością od osi zgrzeiny zarówno po stronie stali 45 jak i N9E. Wartości 
parametru sieciowego ferrytu aa osiągają lokalne minimum w osi zgrzeiny, natomiast 
maksimum w odległości odpowiednio 4 mm po stronie stali 45 i 3 mm po stronie N9E. 
Szerokość połówkowa b 112 jak i parametr sieciowy ferrytu zmierzony na zgładach 
(rys.5) jest w każdym przypadku niższy aniżeli uzyskany z przełomów. 


.. '" 


bil, K 
{-I (1] 


- -b\l,l 
- - - - '. 
= -K 


1.110 
-. 
(Al 


'" 10 


'M' 


.. '. 


, 
, 


.- 


- 


lO o 
" 


2.... 
11 


WA. . 1 _ 


. 0() 
o.a eol .............. I (......) 
swe Ił ! ił sv-c 



I. - 


Rys.5. Wyniki badań rentgenograficznych przełomów oraz zgładów z przełomów złącza zgrze- 
wanego N9E-45 
Otrzymane zależności można interpretować następująco: materiał w osi zgrzeiny 
poddany jest działaniu najwyższych temperatur, a skutkiem mechanicznego oddzia- 
ływania trących materiałów jest również największa fragmentacja ziarn. Znajduje to 
swoje odbicie w największej wartości szerokości połówkowej b 112. 
Maksima parametru sieciowego aa otrzymano dla przełomów wykonanych w 
SWC (3 mm po stronie N9E i 4 mm po stronie 45). O wartości parametru sieciowego 
decyduje w tym przypadku stopień nasycenia ferrytu węglem. Z uwagi na rozkład gra- 
dientów tempcratury w obrębie złącza, największe przesycenia (a więc największy pa- 
rametr sieciowy) uzyskano w tych przełomach ze SCW. Przesycenie węglem ferrytu w 
SWC może tłumaczyć uzyskanie dla tych obszarów niższych wartości parametrów od- 
porności na pękanie Kld' lld' ad. 
Sądząc z przebiegu zależności bI/2 i aa w funkcji odległości od osi zgrzeiny 
(rys.5) należy przypuszczać, że powierzchnia pękania przebiegała poprzez mikro-
>>>
160 


Jan Sadowski, Tadeusz Szykowny 


obszary o podwyższonej zawartości węgla w roztworze oraz wyższym zdefektowaniu 
mikrostruktury. Świadectwem tego jest ogólnie wyższa wartość szerokości połówkowej 
bIl2 jak i parametru sieciowego aa otrzymanego z dyfrakcji na powierzchniach prze- 
łomów niż z powierzchni zgładów. 


5. PODSUMOWANIE 


Otrzymane wyniki badań upoważniają do stwierdzenia, iż próba udarowego zgi- 
nania może być wykorzystywana dla oceny dynamicznej odporności na pękanie nie tyl- 
ko dla jednorodnych materiałów, ale również dla oceny połączeń spajanych, cha- 
rakteryzujących się dużą niejednorodnością mechaniczną. Badania strukturalne i rent- 
genograficzne przełomów i zgładów z przełomów otrzymane podczas badań udarowych 
mogą być cennym uzupełnieniem przy badaniu odporności na dynamiczne pękania. 
Badane złącze zgrzewane tarciowo ze stali N9E-45 charakteryzowało się ogólnie 
niską odpornością na dynamiczne pękanie, a szczególnie w SWC po stronie stali N9E. 
Poszczególnc strefy złącza wykazują duże zróżnicowanie zmian odporności na dyna- 
miczne pękanie. Zróżnicowanie to, jak wykazały badania strukturalne i rent- 
genograficzne, jest efektem zmian strukturalnych zachodzących w procesie zgrzewania 
tarciowego. 
Analiza rentgenograficzna przełomów i zgładów z przełomów w poszczególnych 
strefach złącza N9E-45 wykazała, że pęknięcie przebIega wzdłuż powierzchni, której 
dyfraktogram informuje o wyższej zawartości węgla w roztworze oraz wyższym zde- 
fektowaniu mikrostruktury. 
Najniższe wartości charakteryzujące dynamiczną odporność na pękanie K'd' J It " 
ad otrzymane w SCW 3 mm od osi zgrzewania po stronie stali N9E należy przypisać 
największym wartościom przesycenia roztworu węglem, jak i wysokiemu stopniowi 
zdefektowania mikrostruktury. 


LITERA TURA 


II] Norma ASTM E: 813 - 89 - A Measurc of Fracture Toughness of Metallic Materials 
[2] Norma PN-88-H-04336: Mctoda badania odporności na pękanie przez wyznaczcnie kry- 
tycznej wartości całki JJc 
[31 ASTM E 24.03,03: Proposcd Standard Method of tcst for ]nstrumented Impact Testing of 
Precracked Charpy Spccimens ofMetallic Matcrials. Philadclphia 
[4] BS 67 29: British Standard Mcthod for detcrmjnation ofthe dynamic fracturc Toughness of 
metallic materials. London BSJ. ]987 
[5] Wolpert: Oynamic Materials Testing - Amslcr Otto Wolpert -Werkc GmbH - 1990 
[6] Biel-Golaska M.: Badania dynamicznej odporności na pękanie kilku gatunków staliwa w 
temperaturzc otoczenia oraz obniżonych. Praca badawcza Instytutu Odlewnictwa, Kraków 
1991 
P] Kobayashi T.: Introduction of a New Dynamic Fracturc Toughncss Evaluation Systeme. 
Joumal ofTesting and Evaluation. Vol 21, No 3, p.145, 1993
>>>
Ocena dynamicznej odporności na pękanie ... 


161 


[8] Klevcov G.W., Botvina L.R.: Rentgenovskij metod ocenki lokalnogo sostojanija materiałła 
u viersziny treszcziny pri odnokratnych vidach nagrużdienija. Problemy Procnosti, Nr I I, 
s.25,I99I 
[9] Ranatowski E., Sadowski J., Strzelecki R.: Ocena procesu pękania w próbie udarowego 
zginania ze wspomaganiem komputerowym. Przegląd Mechaniczny (w druku) 
[10] Rusakov A.A.: Rentgenografija metaIlov. Atomizdad. Moskva 1977 


AN ASSESSMENT OF THE DYNAMIC FRACTURE RESIST ANCE OF THE 
PRESSURE WELD JOINTS OF N9E-45 STEEL BY IMPACT BEND TEST 


Summary 


The paper presents an assessment of the dynamie fracture resistance of the mismatched 
friction wcld joints of N9E-45 steels by impact bend test. For exarnple, there was made an as- 
sessmcnt of the dynamic fracture parameters such as: Kld, J ld , failure work K of the tested sam- 
pies and the admissible dimenslOn of we1d defects. The additional investigations by make use X- 
ray phase analysis and tests of the structure of tracture surface can to get more information in in- 
fluencing the structural inhomogenities on actual fracture toughness.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


POWŁOKI NIKLOWO-FOSFOROWE W ZASTOSOWANIU 
DO REGENERACJI WYBRANYCH CZĘŚCI MASZYN 


Wiesław Dziadur 


Politechnika Krakowska, Instytut Materiałoznawstwa i Technologii Metali 
Al. Jana Pawła łł nr 37,31-864 Kraków 


W niniejszej pracy omówiono niektóre problemy związane z nakładaniem warstw 
regeneracyjnych i ich zachowaniem się w warunkach eksploatacyjnych, na przy- 
kladzie matryc stosowanych w metalurgii proszków. Jako powłokę regeneracyjną 
stosowano osady chemicznego niklu. 


I. WPROWADZENIE 


Trwałość części maszyn uwarunkowana jest głównie ich wytrzymałością zmę- 
czeniową, względnie odpornością na zużycie spowodowane tarciem. Zagadnienia prze- 
dłużania żywotności tych elementów są od dawna przedmiotem badań. W szeregu przy- 
padków odpowiednio dobrana powłoka regeneracyjna może przynieść oczekiwany sku- 
tek. Stosowanej metodzie regeneracji, jak i warstwie regeneracyjnej stawia się szereg 
ostrych wymagań, z których należy przede wszystkim wymienić: wysoką twardość i 
odporność na ścieranie, dobre związanie z materiałem podłoża, możliwość wytwarzania 
warstw o żądanej grubości jak i jakości powierzchni, nawet w przypadku wyprofilowa- 
nych elementów. 
Nakładane chemicznie powłoki niklowo-fosforowe (Ni-P) po obróbce cieplnej 
mogą osiągać - w optymalnym przypadku (7,5 % P, obróbka cieplna w zakresie tempe- 
ratur 400+480 oC) - twardość i odporność na ścieranie porównywalną z analogiczną 
cechą hartowanej stali NC I O i elektrolitycznej powłoki chromowej oraz nieco niższą od 
powłok chromowych nakładanych na drodze dyfuzji, (rys. I) [l]. 
Celem niniejszych badań było praktyczne potwierdzenie przydatności osadów 
chemicznego niklu jako warstw regeneracyjnych matryc stosowanych w metalurgii 
proszków.
>>>
164 




 I 
, 
"'E'" 

 
.. 
c 
E' 
.. 
Si 
1'''''' 


Wiesław Dziadur 



,

 . 
Po.¥I'oka 
dyl Cr 



 
! 


-łolca 
eIoktralilycznaCr 


.,. 


PIowlDko 

 .ktrolityc:zna Ni 


-
iiiii-
 - ------ .... - ---------- 
Tward,," HV. 


Rys.I. Porównanie odporności na ścieranie powłok niklowo-fosforowych. chromowych 
(elektrolitycznych i dyfuzyjnych) oraz stali NCIO (po różnych zabiegach OC) [I] 


2. METODYKA BADAŃ 


Próby regeneracji przeprowadzono na zużytych matrycach - wykonanych ze stali 
NC I O - nie nadających się już do dalszej produkcji ze względu na przekroczenie tole- 
rancji wymiarowych. Nakładanie powłok Ni-P prowadzono w kwaśnej chI orkowo- 
octanowej kąpieli o składzie: NiC1 2 x 6 H 2 0 - 20 g; CH 3 COONa - 15 g; NaH 2 P0 2 
x H 2 0 - 25 g na litr H 2 0. Wartość pH kąpieli ustalono na poziomie 4,5 za pomocą 
CH 3 COOH. Niklowanie regeneracyjne matryc przeprowadzono w specjalnie skonstru- 
owanym urządzeniu [2], nakładając warstwy o grubości od ł 5 do 30 /lm (w zależności 
od tolerancji wymiarowych matryc). Po zakończeniu procesu matryce poddawano ob- 
róbce cieplnej w temperaturze 400 Oc przez 30 minut. Jak wynika z badań [3], zastoso- 
wana obróbka cieplna w pełni zapewnia uzyskanie maksymalnej twardości i odporności 
na ścieranie powłok Ni-P. 
Badania eksploatacyjne zregenerowanych matryc przeprowadzono w Zakładach 
Metalurgicznych Trzebinia-Sicrsza. Jako miarę zużycia matryc w trakcie produkcji 
przyjęto zmianę wymiarów wyprasek (względnie wyrobów kalibrowanych), które spo- 
rządziła dana matryca. Każdy punkt pomiarowy na rysunku 2 i rysunku 3 stanowi śred- 
nią wartość z pięciu wyrobów. 


3. WYNIKI BADAŃ 


Przeprowadzono badania regenerowanych matryc dla przypadku prasowania 
proszku żelaza oraz procesu kalibrowania wyprasek sporządzonych z proszku srebrno- 
niklowego. 
Rysunek 2 przedstawia zużycie matrycy dwukrotnie regenerowanej i stalowej, w 
funkcji ilości wyprodukowanych wyprasek z proszku brązu. Na tym rysunku celem 
porównania naniesiono zużycie matrycy stalowej (dla tych samych warunków pracy).
>>>
Powłoki niklowo fosforowe w zastosowaniu ... 


165 


Przebieg zależności zużycia regenerowanej matrycy wskazuje, że podczas pro- 
dukcji szybkość ścierania powłoki maleje, co może sugerować na stopniowe utwardza- 
nie powłoki Ni-P w wyniku postępującego odkształcenia. Porównanie zmian wymiarów 
wyprasek otrzymywanych z matryc regenerowanych i ze stali NC I O wskazuje na więk- 
sze zużycie (-40 %) matryc regenerowanych. 
Na rysunku 3 przedstawiono zużycie regenerowanej matrycy w funkcji ilości 
przekalibrowanych styków z proszku srebrno-niklowego. Celem porównania na wykre- 
sie tym, dla analogicznych warunków pracy, naniesiono zużycie matrycy stalowej w 
funkcji przekalibrowanych styków. W danym przypadku przebiegi krzywych zużycia 
obu matryc posiadają zbliżony charakter. Porównanie wymiarów styków uzyskiwanych 
z obu matryc (regenerowanej i stalowej) wskazuje na ok. 10 % mniejsze zużycie matry- 
cy stalowej. W tym przypadku powłoka spełniła całkowicie swoje zadanie. 


4. PODSUMOWANIE 


Przeprowadzone badania wykazały możliwość nakładania równomiernych, żąda- 
nej grubości warstw regeneracyjnych Ni-? o dobrej jakości powierzchni. 
Z uzyskanych danych wynika, że o możliwości zastosowania regenerowanych 
matryc decydują warunki zużycia (własności ścierające proszków i naciski jednostko- 
we), natomiast o opłacalności regeneracji decyduje wstępna obróbka mechaniczna 
zużytych matryc. 
Ponadto uzyskane wyniki wskazują, że użyteczność obrabianych cieplnie powłok 
Ni-P, stosowanych jako ochrona przed procesem ścierania, względnie do regeneracji 
kosztownych części maszyn, wzrasta wraz ze spadkiem intensywności ścierania. 


7,650 


srednoco metrYcy przed reyenwroCJCI bl wtórnq, 7,650 mm 


Ol 
.2 
03 


Ilnml 

.."w.! 


'" 

 

 
- 
J 
8 7,630 
c 

 
.", 


ol p l.rwolnQ. 7, 6'5 mm 


7,610 


NI'P Y 

 /! 

1. .j/t-:C: 
)",.// 
/1 
/'/ 
/' 
,A 
P/ 
,--- 
. /' Sl"ednICO molrycy zregerwrowonl) , 
b) wlorn.. 7,592 mm 
--
,- {. ---.------ ---,.------------.--------------- 
O I Plerwotn.. 7,590 mm 



 
):: 

 
ł 


Ci D 
f 
'" 
i 


5 


10 


15 


20 


2'j 


30 3! 


LO 


LS sa 


55 60 


lIv.. ł 


Rys.2. Zmiana średnicy wyprasek, będąca wskaźnikicm zmiany średnicy otworu matrycy podczas 
produkcji. Powłoka o zawartości ok, 6 % P, ohrabiana cieplnie w temperaturze 400 oC: 
I - matryca regenerowana pierwotnie, 2 - matryca regencrowana wtórnie, 3 - matry- 
ca stalowa (NCJO). Prasowanie proszku brązu (Cu Sn9Pb3)
>>>
166 


Wiesław Dziadur 


."'yoabu 


81 
02 


_._0_ Ś/1!d1llCO. małr:a..prz
 
 

 
053 mm _0_'_ _ 


:ł 
-o 
O50 
.D 
o 

 
() 
u 
C 
T} 
e 6,0'0 
.fII 


9 o 0"'- 
--- 
9.-- 
Or/ 
 
. ,,/Q" 
 1 
';_ _
. _
dn
 
 Ołryc 





 oneJ . 6.02Bm
 _ ._0_' _._0 


6,030 


2 


6 


10 


l' 


16 


22 


26 


Itysl 


Rys.3. Zmiana średnicy wyrobów (styków), będąca wskaźnikiem zmiany średnicy otworu matrycy 
podczas produkcji. Powłoka o zawartości ok. 6 % P obrabiana cieplnie w temperaturze 
400 oC: I - matryca regenerowana, 2 - matryca stalowa (NC I O). Kalibrowanie 


LITERA TURA 


[I] Dziadur W.: Wpływ technologii na stan warstwy wierzchniej. WW'93. Gorzów Wlkp .Mater. 
Konfer, s.2I 0-215, 1993 
[2] Czasopismo Techniczne Z.2 i 4M (209 i 2 I I), PWN. Warszawa-Kraków, s.50-60, ] 978 
[3] Dziadur W.: Trybologia, nr 4. v. 14. s.2 I -24, ] 985 


APPLlCATION OF NICKEL-PHOSPHORUS COATINGS FOR THE 
REGENERATlON OF SOME PARTS OF ENGINES 


Summary 


Discussed some problems of the regeneration dies in metallurgy. As rcgencration laycrs 
used nickcl phosphorus coatings.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


OBCISKANIE RUR GRUBOŚCIENNYCH ZE STALI 30G2A 


Robert Skoblik, Tadeusz Bieńkowski 


Politechnika Gdańska, Katedra Technologii Materiałów Maszynowych i Spawalnictwa 
ul. G. Narutowicza I I, 80-952 Gdańsk 


Omówiono różne warianty procesu technologicznego wytwarzania korpusu aku- 
mulatora hydraulil:znego 6,3 1/24 MPa. Przeprowadzono analizę odkształceń i 
praktyczną wcryfikację uzyskanych wyników. 


l. WSTĘP 


Jednym ze sposobów zmniejszania średnicy elementów walcowych lub kształ- 
towania obrze:l.3 elementów walcowych (np. zamykanie końców rur) jest obciskanie. 
Proces ten został wykorzystany przy wykonywaniu korpusów stalowych akumulatorów 
hydraulicznych 6,3 1124 MPa. Akumulatory te miały być zastosowane jako stabilizatory 
ciśnienia czynnika hydraulicznego w układzie hydrauliczno-pneumatycznym służącym 
do podnoszenia i opuszczania lemieszy pługów cztero- f' pięcioskibowych. Głównym 
zadaniem akumulatorów była amortyzacja uderzeń lemieszy w przeszkody i unoszenie 
pojedynczych lemieszy zespołu w przypadku natrafienia na przeszkodę zagrażającą 
uszkodzeniu lub zniszczeniu lemieszy. 
W Katedrze Technologii Materiałów Maszynowych i Spawalnictwa Politechniki 
Gdańskiej opracowano różne warianty procesu technologicznego wytwarzania korpusu 
akumulatora hydraulicznego, wykonano obliczenia wariantowe, przeprowadzono analizę 
odkształceń i praktyczną weryfikację uzyskanych wyników. 


2. PROCESY OBCISKANIA 


Procesy obciskania zalicza się do stacjonarnych procesów tłoczenia. W proce- 
sach obciskania średnica odkształcanego elementu walcowego ulega zmniejszeniu pod 
wpływem ściskających naprężeń obwodowych al oraz ściskających naprężeń połu- 
dnikowych a2 (rys. I ). Charakterystycznym schematem odkształcenia dla tego procesu 
będzie schemat £2 
 O; - £ 1 = £1'
>>>
168 


Robert Skoblik, Tadeusz Bieńkowski 


Rys. I. Stacjonarny proces obciskania rury [3] 


W procesach stacjonarnych kształtowania powłok walcowych odkształcenie rury 
jest spowodowane zarówno kolejnymi zmianami krzywizny południka powłoki, jak 
również zmianą średnicy i grubości rozpatrywanego elementu walcowego. 
Całkowite odkształcenie materiału Eicalk wyznaczyć można jako sumę średnich 
odkształceń EiA', EiA", EiB', EiB" związanych ze zmianą krzywizny w punktach, oraz od- 
kształcenia związancgo ze zmianą krzywizny w punktach a także odkształcenia związa- 
nego ze zmianą wymiarów powłoki zachodzących w wyniku procesu. 
£,calk = £'AIi + L£, (I) 
Średnią wartość zastępczego odkształcenia związanego z jednorazową zmianą 
krzywizny wyznaczyć można zc wzoru: 
2g 
Ei= J3P 


(2) 


gdzie: p - promień krzywizny, 
g - grubość rury. 


Rozpatrując proces stacjonarnego przepychania rury przez zwężający się stoż- 
kowy otwór nieruchomego pierścienia wartość odkształcenia całkowitego można wyra- 
zić wzorem: 


c"',, 
 J3(lnJ\1r1
g +2
J 


3) 


Do analizy procesów stacjonarnych jak i niestacjonarnych może być wykorzy- 
stana metoda energetyczna. Rozpatrując proces zamykania końca rury za pomocą na- 
rzędzia, którego zarys stanowi łuk koła o promieniu R (rys.2) jako CZyŚĆ procesu sta- 
cjonarnego całkowite odkształcenic materiału Eica]k wyznaczamy ze wzoru:
>>>
Obciskanie rur grubościennych ... 


169 


",,,,, = 53 (In 
 + 4
 ) 


(4) 



 

tl 
/ I .fi 
\ 

dl 
- -t- 


Rys. 2. Zamykanic końca rury [3] 


Siłę potrzebną do przeprowadzenia procesu określamy z zależności: 


c" 
p = :r 
gl fa p(!: 1)1 


(5) 


c" 


gdzie: 
11 - współczynnik sprawności procesu. 
Aby zapobiec uplastycznieniu ściskanego odcinka rury 


P,nax = Ttd,gcr;, 


(6) 


maksymalne odkształcenie 


llcr
 
C Ical
 (---. 
n5 n 
/ 


(7) 


gdzie: 
n - współczynnik pewności przeprowadzenia procesu technologicznego. 


3. OBRÓBKA CIEPLNA W PROCESACH OBRÓBKI PLASTYCZNEJ 


Odkształcenie plastyczne metali na zimno powoduje powstanie wielu zjawisk. Zja- 
wiska te w pewnych przypadkach są pożądane, np. wzrost wytrzymałości części umoc- 
niorlych zgniotem, w innych zaś należy je uznać za niekorzystne. Te ostatnie przypadki 
dotyczą realizacji bardziej złożonych procesÓw technologicznych, a czasem również 
eksploatacji gotowych części. Można do nich zaliczyć powstawanie niepożądanych sta- 
nÓw naprężeń własnych, nadmierne zmniejszenie zdolności materiału do odkształceń 
plastycznych oraz wzrost wart.ości naprężeń uplastyczniających a p ' Nicpożądane naprę- .
>>>
170 


Robert Skoblik, Tadeusz Bieńkowski 


żenia własne powodują krzywienie się kształtowanych elementów, a nawet czasem ich 
pękanie. Dalsze kształtowanie bardzo umocnionych materiałów wymaga dużych sił i 
często powoduje naruszenie ich spójności. 
Niekorzystne skutki wywołane zgniotem można usunąć przez zastosowanie od- 
powie-dniej obróbki cieplnej odkształconego materia/u. Obróbką, którą stosuje się do 
likwidacji skutków zgniotu, jest zazwyczaj wyżarzanie. Istota wyżarzania polega na o- 
grzaniu stali do określonej temperatury, następnie na wolnym studzeniu razem z piecem 
lub na wolnym powietrzu. W zależności od tego jakie własności chcemy uzyskać stosuje 
się następujące rodzaje wyżarzania: 


I) wyżarzanie ujednorodniające, 
2) wyżarzanie normalizujące, 
3) wyżarzanie przegrzewające, 
4) wyżarzanie zmiękczające, 
5) wyżarzanie odprężające, 
6) wyżarzanie rekrystalizujące. 


W czasie prób rury poddawano wyżarzaniu zmiękczającemu i normalizującemu. 
Wyżarzanie zmiękczające powinno powodować powstawanie cementytu kulko- 
wego. Miękka struktura z ziarnami cementytu na tle podłoża ferrytycznego bardzo dob- 
rze nadaje się zarówno do obróbki wiórowej jak i bezwiórowej. 
Najprościej przeprowadzone wyżarzanie zmiękczające polega na wielogodzinnym 
wyżarzaniu w temperaturze tuż poniżcj AC/" Usuwane są przy tym skutki uprzedniego 
cwentualnego hartowania lub zgniotu na zimno, a cementyt płytkowy z perlitu zamienia 
się w cementyt kulkowy. Tłumaczy się to tym, że pod wpływem naprężeń powierz- 
chniowych część płytek cementytu przechodzi z perlitu do roztworu ferrytu, a następnie 
ponownie wydziela się w innych miejscach. W ten sposób powstają małe, kuliste obsza- 
ry cementytu, wykazujące skłonności do rozrostu w miarę dalszego wygrzewania. 
Im bardziej rozrastają się ziarna cementytu podczas wyżarzania zmiękczającego, 
tym bardziej miękka staje się stal. 
Wyżarzanie normalizujące polega na ogrzaniu stalj do tcmpcratury ok. 20-0- 40 Oc 
powyżej AC3' a następnie chłodzeniu na wolnym powietrzu. Wyżarzony materiał uzys- 
kuje drobnoziarnistą, równomierną strukturę, która jest w znacznym stopniu niezależna 
od poprzednich zabiegów technologicznych. Wielkość ziaren nowej struktury zależna 
jest w pewnym stopniu od struktury wyjściowej. Wielokrotne zmiany wielkości ziarn 
pozwalają na rozdrobnienie do żĄdanej wielkości nawet bardzo gruboziarnistej struktury 
początkowej. Przy szybkim grzaniu powstaje drobnicjsze ziarno, gdyż wówczas zostaje 
podwyższona temperatura przemiany i wzrasta również ilość zarodków krystalizacji. 
Na skutek przegrzania, tzn. wyżarzania w zbyt wysokiej temperaturze lub przy 
zbyt długim czasie wyżarzania, powstaje struktura o grubym ziarnie. Zbyt wolnc chło- 
dzcnie może mieć podobne skutki do zbyt długiego wyżarzania i możc wywołać pow- 
stanie grubcgo ziarna. Ponadto pcrlit i ferryt zdążą ułożyć się pasmowo na segregacjach 
i wtrąceniach. Można tego uniknąć przez przyspieszenie chłodzenia na powietrzu. Przy 
szybszym chłodzeniu przemiana zachodzi w niższej temperaturze, liczba zarodków ro- 
śnie i tak przez powstawanie dużej ilości ziaren ferrytu i drobnopasemkowcgo perlitu 
następuje rozdrobnienie ziarn.
>>>
Obciskanie rur grubościennych H. 


171 


4. BADANIA WŁASNE 


Przystępując do wykonywania korpusów akumulatorów hydraulicznych postano- 
wiono wykorzystać do tego celu rury z butli tlenowych. Butle wykonane były ze stali 
30G2A o wymiarach Dz = 206_4 mm, g = 10_1 mm, 1= 1600 mm, o składzie chemicz- 
nym i własnościach określonych normą PN-72/H-84030 (tab. I). 


Tabela l. Skład chemiczny i własności mcchanicznc stali 30G2A (wg PN-72/H-840.30) 


Skład chemiczny, % Własności mechaniczne 
C Mn Si Cr Ni Stan Rm Re A% 
max max MPa MPa"., ;n mm 
0,27-0-0,.35 1,40-0-1,80 0,17-0-0,.37 0.25 0,.30 N 660-0-760 400 17 
T 800-0-950 600 14 


Kształt materiału wyjściowego oraz po obciskaniu przedstawiono na rysunku 3. 


0..) 


lIr 


'-J 


Rys. .3. Korpus akumulatora: a - materiał wyjściowy, b - po obciskaniu 


Próby obciskania przeprowadzono w dwóch wariantach. 
Wariant I obejmował operacje cięcia butli na wymiar L = 330 mm, obciskanie 
wstępne na wymiar [) = 200 mm, wytaczanie otworu rury dla uzyskania grubości 
ścianki g - 7,5 mm, wyżarzanie i obciskanie rury w celu zamknięcia końca. Ostatnie 
dwie operacje były wykonywane kilkakrotnie, aby uzyskać d2 = 86 mm. 
Wariant)) różnił się od wariantu I tym, że operację wyżarzania stosowano już ja- 
ko drugą, przed obciskanicm wstępnym. Zrezygnowano natomiast z wyżarzania przed 
operacją zamykania końca rury. Operacja wyżarzania jest tu potrzebna, aby jedno- 
znacznie określić stan materiału i uwzględnić go w obliczeniach. Rezygnacja z wyża- 
rzania przed operacją zamykania końca rury miała na cclu zbadanie, jakie korzyści może 
przynieść wstępne umocnienic materialu w dalszym procesie obciskania, porównanie z 
wariantem I (uwzględniając dwa rodzaje wyżarzania międzyoperacyjnego) i wybór wa- 
riantu optymalnego. 
Opierając się na badaniach innych autorów [2] zdecydowano się na dwa rodzaje 
wyżarzań: 
- normalizującc, 
- zmiękczające.
>>>
172 


Robert Skoblik, Tadeusz Bieńkowski 


Aby przeprowadzić obliczenia wariantowe wyznaczono krzywe umocnienia ma- 
teriału: 
- dla stali wyżarzonej normalizująco: 
crP(£)=426+672eo. 31 (8) 
- dla stali wyżarzonej zmiękczająco: 
cr 1'0)= 426+676£°.21 (9) 
Krzywe umocnienia stali 30G2A mają bardzo charakterystyczny przebieg, a mia- 
nowicie jest widoczny duży wzrost naprężenia uplastyczniającego w pierwszej fazie 
procesu odkształcenia, co cechuje stale uprzednio wy1'.arzone. Trzeba jednak zauważyć, 
że intensywność wzrostu naprężenia jest różna w zależności od rodzaju wyżarzania, ja- 
kiemu została poddana stal. Stal wy1'.arzona normalizująco odznacza się łagodniejszym 
wzrostem naprężeń w czasie odkształcania niż ta sama stal, którą poddano tylko zmięk- 
czeniu. Właściwość ta jest korzystna dla procesów obróbki plastycznej, ponieważ poz- 
wala na uzyskanie większych wartości odkształceń. 
Próby obciskania przeprowadzano w matrycy, o kształcie zbliżonym do przed- 
stawionego na rysunku 2, zamontowanej do prasy hydraulicznej o nacisku 2500 kN Ja- 
ko materiału wyjściowego użyto rury ze stali 30G2A wyciętej z butli tlenowej o wymia- 
rach: dl = 193 mm; go = 7,0 mm i I 3] 9 mm, wyżarzoną zmiękczająco, a następ- 
nie umocnioną o Eic = 0,08. 
Dla obu wariantów procesu technologicznego przeprowadzono obliczenia teore- 
tyczne odkształceń i sił obciskania i porównano je z wynikami badań. 
Całkowite odkształcenie jakiemu powinien ulec materiał aby z.amknąć koniec ru- 
ry na wymiar d2 = 86 mm wynosi: 


£Ie = J3(ln :: + 4
J = 
 (In 
l + 4*\J = 0,97 


( 10) 


i jeśli: 


£Ic = £11 +£12 +£13+.......+£1" 


(I I) 


gdzie: n - ilość wykonywanych operacji obciskania, 
to okazuje się, że nawet stosując wyżarzanie normalizujące między operacjami, musimy 
trzykrotnie powtórzyć operacje wyżarz..ania i obciskania, gdyż maksymalne odkształ - 
cenie materiału jakie możemy uzyskać w jednej operacji wynosi £ic = 0,46. 
W przypadku stosowania wyżarzania zmiękczającego wymaganą średnicę rów- 
nież można uzyskać po trzykrotnym wyżarzaniu i obciskaniu. 
Wynika z tego, że optymalnym wariantem tego procesu jest wariant II z zasto- 
sowaniem wyżarzania zmiękczającego, które można uzyskać mniejszym nakładem cza- 
su. 
W wyniku obciskania nastąpiła zmiana grubości ścianek rury zgodnie zależnością: 


II f) (12 ' ) 
g=g 
I 
Grubość ścianki rury wzrosła w końcowym efekcie do 10.5 mm. 
Zwiększenie grubości ścianek jest korzystne ze względu na dalszą obróbkę kor- 
pusu akumulatora.
>>>
Obciskanie rur grubościennych ... 


]73 


5. WNIOSKI 


1. Rury ze stali 30G2A można stosować na korpusy akumulatorów hydraulicznych 
6,31/24 MPa, gdyż nawet po wyżarzaniach międzyoperacyjnych zachowują odpowie- 
dnie własności wytrzymałościowe. 
2. Różnice we własnościach technologicznych badanej stali spowodowane zastosowa- 
niem dwóch rodzajów wyżarzań nieznacznie wpływają na przebieg rozpatrywanego 
procesu obciskania. 
3. Wstępne odkształcenie materiału korzystnie wpływa na proces technologiczny obcis- 
kania hamując umocnienie materiału. 
4. Zwiększenie grubości ścianek rury wpływa korzystnie na dals7.e etapy produkcji kor- 
pusu akumulatora. 


LITERA TURA 


[l] Domke W.: Vademecum metaloznawstwa. Dusseldorf 1986 
12] Marciniak Z.: Odkształcenia graniczne pr7Y tłoczeniu blachy. WNT, Warszawa ]971 
[)] Marciniak Z.: Mcchanika procesów tłoczenia blach. WNT, Warszawa 1961 


REDUCING THICK-W ALLED PIPES MAD E OF 30G2A STEEL 


Summary 


Various technological proccsscs of hydraulic battery housing 6,3 1/24 MPa production 
werc discussed. Thc analysis of stI"ain and thc practical verification of rcsults was performcd.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


WPŁ YW STOSUNKU Cu/Mo NA NIEKTÓRE PARAMETRY 
STEREOLOGICZNE STRUKTURY ŻELIWA CIĄGLIWEGO 


Adam Tabor 


Politechnika Krakowska, Instytut Materiałoznawstwa i Technologii Metali 
Al. Jana Pawła II nr 37,31-864 Kraków 


Badania wpływu stosunku Cu/Mn na niektóre parametry struktury żeliwa 
ciągliwego przeprowadzono na żeliwie wytopionym w piecu indukcyjnym 
średniej częstotliwości i modyfikowanym 0,002 % B, 0,003 % Bi w obecności 
0,02 % Al. Skład badanego żeliwa był nastepujący: 2,26 -o- 2,3 I % C; 1,25-0- 
1,44 % Si; 0,059 -o- 0,065 % P; 0,025 + 0,054 % S. Zawartość Cu zmieniano w 
zakresie 0,64 + 2,40 %, a zawartość Mn 0,45 -o- 1,93 %. Obserwacje mikro- 
skopowe i pomiary składników strukturalnych przeprowadzono przy użyciu 
analizatora obrazu QTM-720, zarówno na próbkach w stanie lanym, jak i po 
wyżarzaniu w 950 oC, a w czasie ustalonym w wyniku prób dylatometrycznych 
(dylatometr 402E firmy NETZCH). Analiza statystyczna (analiza korelacji i 
regresji onu aproksymacja funkcji) doprowadziła do uzyskania 711leżności 
określających wpływ CufMn na procentowy udział re]C w strukturze żeliwa 
białego oraz na powierzchnię rozdziału Fe]C - perlit (P,) w tym żeliwie. Dla 
żeliwa po wyżarzeniu określono wpływ CufMn na wielkość powierzchni 
rozdziału: węgiel żarzenia - osnowa (Svg); udział węgla żarzenia (Pg); liczbę 
wydzieleń wt,:gla żarzenia (N g ) oraz udział objętościowy węgla żarzenia (V vg ) w 
strukturze osnowy metalowej badanego żeliwa. 


I. WSTĘP 


W licznych pracach [1-10,12-14] dotyczących optymalizacji składu chemiczne- 
go, bardzo istotnego w procesie wytwarzania żeliwa ciągliwego, ograniczano się 
głównie do określenia wpływu podstawowych pierwiastków składu chemicznego. Mało 
natomiast uwagi poświęcono wyjaśnieniu wpływu niektórych dodatków stopowych na 
kształtowanie struktury i własności tego żeliwa. Np. w pracach omawiających wpływ 
manganu, ograniczający jego zawartość do ok. 1 % Mn [9-13], najwięcej mówi się o 
jego korzystnym wpływie na neutralizację ujemnego wpływu siarki, pomijając wpływ 
tego składnika, występującego w nadmiarze i niezwiązanego z siarką w postaci MnS. 
Spotykane na ten temat badania ograniczają się najczęściej do ocen jakościowych.
>>>
176 


Adam Tabor 


Podobnie w przypadku zastosowania dodatku Cu podaje się, że wpływa ona 
korzystnie na grafityzację, nie podając jednak sposobu jej oddziaływania i ilo
kiowego 
wpływu, zwłaszcza w obecności innych składników żeliwa. W dotychczasowych pra- 
cach dużo uwagi poświęcono również ocenie przebiegu grafityzacji tak w pierwszym jak 
i w drugim stadium [I -6]. Jednak i w tym przypadku, o ile wpływ Cu i Mn na kształ- 
towanie struktury żeliwa białego został zbadany stosunkowo dokładnie, to ich wpływ na 
trwałość cementytu eutektycznego i eutektoidalnego jest potraktowany niedokładnie i 
niejednoznacznie. 
Z przeglądu literatury wynika, że istotny wpływ na stan fizykochemiczny ciekłe- 
go żeliwa, oprócz warunków wytapiania, wywiera skład chemiczny żeliwa, a w tym 
rodzaj j ilość zastosowanych dodatków stopowych. Brak jest również badań nad 
łącznym wpływem np. Cu i Mn na kształtowanie struktury żeliwa wyjściowego - ma- 
teriału do produkcji żeliwa ciągliwego, oraz na przebieg wyżarzania tego tworzywa. 
Prezentowane wyniki stanowią próbę ilościowej oceny wpływu stosunku CulMn 
na niektóre parametry stereologiczne żeliwa białego oraz po I stadium grafityzacji. 


2. BADANIA Wł,ASNE 


Głównym celem podjętych badań była próba ustalenia wpływu stosunku Cu/Mn 
na kształtowanie struktury żeliwa białego oraz wpływu tych dwÓch pierwiastków na 
przebieg wyżarzania w I stadium grafityzacji określanego niektÓrymi parametrami ste- 
reologicmymi struktury tak żeliwa białego jak i po pierwszym okresie wyżarzania. 
Żeliwo wyjściowe wytapiano w piecu indukcyjnym średniej częstotliwości o wy- 
łożeniu kwaśnym. 
Na podstawie analizy literatury oraz wynikÓw prac własnych ustalono podstawo - 
wy skład żeliwa białego: 2,2 
 2,5 % C; 1,2 -7 1,4 % Si; 0,4 ". 0,6 % Mn; 0,05 -70, I %P; 
S max = 0, 19 %; Cr = 0,05 %. Dla oceny wpływu Cu/Mn na proces kształtowa- 
nia struktury żeliwa ich zawartości zmieniano w zakresie: 0,64 
- 2,40 % Cu i 
0,45 -;- J ,93 % Mn. W celu zminimalizowania liczby wytopów korzystano z planu rota- 
bilnego PS/DS-P:A lA [15]. 
Na podstawie prób dylatometrycznych ustalono temperaturę 950°C jako tempe- 
raturę I stadium grafityzacji w czasie] 5 godzin. 
Odlane zgodnie z nonną PN-92/H-8322 próbki wytrzymałościowe o średnicy 
12 mm wyżarzano wg wymienionego cyklu i poddano .jakościowym i ilościowym bada- 
niom metalograficznym za pomocą mikroskopu Neophot 2 i analizatora Quantimetr 
(QMT-720). 
Wyniki analizy chemicznej otrzymanego żeliwa białego podaje tabela 1, nato- 
miast tabela 2 podaje zestawienie procentowego udziału cementytu w strukturze tego 
żeliwa oraz wyniki wartości powierzchni rozdzialu: cementyt - perlit (P,), a tabela 3 
zestawienie charakterystycznych cech stereologicznych węgla żarzenia i struktury żeliwa 
po pierwszym okresie wyżarzania w temperaturze 950 "e.
>>>
Wpływ stosunku Cu/Mn na niektóre... 


177 


Tabela I. Skład chemiczny badanego żeliwa 


Zawartość, % 
Nr wytopu 
C Si Mn P S Cu 
W 230 1,25 045 0,065 0,054 - 
1/2 2,31 1,49 0,49 0,059 0,022 0,98 
113 2,27 144 052 0,063 0028 1,21 
1/4 2,29 135 0,47 ° 065 ° 026 148 
1/5 2,27 1,26 049 0,063 0026 2,00 
1/6 2,26 \,26 052 0,06\ 0,025 251 
III/I 2,23 1,21 1,15 0,063 0,034 0,64 
III/2 2,22 1,30 1,22 0,061 0,033 \,43 
III/3 2,21 1,25 1,\8 0,06\ 0,030 2,40 
11/1 2,26 1,28 071 0,060 0,021 0,83 
1l/2 226 1,40 0,68 0,063 0027 2,25 
1113 2,34 1,27 1,66 0.066 0,035 0,86 
II/4 2,26 1,29 1,74 0,061 0,035 2 , 20 
IV 2,26 1,35 1,93 0,062 0,03\ 1,45 


Tabela 2. Udział ccmentytu (Pc) oraz powierzchnia rozdziału (P,) cementyt - perlit 


Zawartość 
:zia
 erZc.hnia rozdziału cementyt-perlit 
Nr wytopu ryo cementytu Pr' mm 2 /mm J 
.-- Pc. % 
o o. 
Cu Mn 
 !.l a 
W - 0,45 8,91 4902 2,8524 6,9244 
I 
1/2 0,98 0,49 8,68 45,71 4,0601 -Y 
8355 
 
..- --.._----.. 
1/3 _. 1,21 0,52 '5,27__ _p,23 2,2825 5,5293 
 
114 =$ 1,48 O,4
 '509 33,40 2,5701 6,2260_ 
--- 
__
.. _.-Ł.9.Q__ 049 __
8.Q.._ 32,74 2,3562 6,707.L- 
-,---- __o 
116 _-1.2:
__ 
I.__ 3,91 '54,\0 5,5652 13,4816 
I
 -
- 6.94 30,
L _],4531 5,942L 
-- -- 
III/2 1,43 1-,22 13.89 46,25 2,8954 7,OI
 
111/3 2,40 -_.!"
 12,67 - - .. 
1111 0,83 0.7\ 10,49 4286 1,7794 4.3105 
-- 11/2 __I 2,2 '5 0,68 8,23 3381 3,\429 7,6136 
--IV 1,4_5 1,93 10,09 30,26 2 , '5676 6,2201 


!.lo-przedział ufności, a 00 - odchylenie standardowe
>>>
178 


Adam Tabor 


Tabela 3. Charakterystyczne cechy stereologiczne węgla żarzenia i struktury żeliwa po I stadium 
grafityzacji 


Udział Liczba 
Nr węgla wydz. Udział objętościowy węgla Powierzchnia rozdziału 
wytopu żarzenia N g żarzenia węgla żarzenia - osnowa 
Pg I/mm 2 % mm 2 /mm 3 
% 
V vo Jl* 0** S"o Jl* 0** 
W 6,41 145,5 1,72 0,3100 0,9451 17,35 2,1020 6,3950 
1/2 . 4,95 179,5 3,22 0,5618 1,7092 21,97 2,5098 7,6358 
1/3 3,05 287,1 2,58 03201 0,9739 19,06 1,7738 5,3964 
1/4 4,84 370,9 2,20 0,2964 0,9016 19,32 2,2605 6,8770 
1/5 3,86 554,5 1,43 0,2878 O 8756 15,71 1,7877 5,4386 
1/6 5,39 244,2 I 97 0,4384 1,5164 14,64 2,3811 7 2625 
III/I 2,47 369,5 - - - - - - 
I1I/2 3,28 362,4 - - - - - - 
I1I/3 2,73 231,5 - - - - - - 
11/1 3,71 262,5 2,61 0,4175 12701 16,54 1,8661 5,6772 
11/2 3,27 505,9 3,79 0,5923 1,8021 24,07 2,5391 7,7503 
11/3 3,84 210,4 5,45 1,0844 3,2991 19,62 2,7026 8,2222 
11/4 2,12 389,2 5,15 0,7766 2 9627 26,16 2,5236 7,6776 
IV 368 5018 1,27 0,2]20 0,6603 13,68 1,3891 4,2261 



 *- przedział ufności; cr**- odchylenie standardowe 


3. DYSKUSJA WYNIKÓW 


Wyniki analiz chemicznych składu żeliwa (tab. l ) wskazują, że ustalone w pro- 
gramie parametry wytapiania żeliwa pozwoliły na uzyskanie szeregu stopów o składzie 
chemicznym zgodnym z założeniami. 
Mikrostruktura odlanych próbek żeliwa o różnym składzie była charaktery- 
styczna dla żeliwa białego i składała się z perlitu, cementytu i ledeburytu. 
Dla ułatwienia interpretacji wpływu stosunku Cu/Mn na parametry stereo logiczne 
żeliwa białego, tj. procentowego udziału cementytu oraz powicrzchni rozdziału - perlit - 
cementyt (Pr), przeprowadzono statystyczną ocenę wyników zestawioną w tabeli 2, 
stosując analizy korelacji i rcgrcsji funkcji y = ax + b oraz aproksymację zależności 15 
równaniami wg programów opracowanych w Instytucie Odlewnictwa w Krakowie. 
Ocenę istotności współczynników korelacji zwyklej oraz korelacji i regresji przepro- 
wadzono testem t - Studenta na poziomach ufności 0,\; 0,05; 0,02 i 0,0 l. Natomiast 
współczynnik korelacji wielorakiej (R) oceniano testem Fischera. Pomocnym był tutaj 
również współczynnik Helwiga (H). Podstawą wyboru funkcji opisującej najdokładniej 
przebieg zależności funkcyjnej aproksymacji była suma kwadratów (s). 
Analiza korelacji i regresji funkcji y = ax + b (gdzie y = Cu/Mn , a x 
 P" Pr) 
wykazała brak istotnej prostoliniowej zależności. Drogą aproksymacji funkcji CI 5 rów-
>>>
Wpływ stosunku CulMn na niektóre... 


179 


naniami) ustalono zależności Opisujące .wpływ stosunku CulMn na kształtowanie 
struktury żeliwa białego i przedstawiono je na rysunkach l i 2. 



 16 c.:- 80 
Ił 13 1 70 
Q. , 
ł 11 
 
I : j: 
Q. 
5 30 


'" ......... o 
7 ........ 
 
/. ° 1'0... 
"' 1'0..... 
'/ .
 - - - - - 
 
I ... ... 
-' -
 
_0 . 
." -. 
- 


3 20 


0.8 


1.2 Ul 2.0 2.4 
stosunek CulMn 


2.8 


3.2 


Rys. I. Wpływ stosunku Cu/Mn na udział cementytu Pc i wielkość powierzchni rozdziału P, 
w strukturze żeliwa białego; linia ciągła - Pc; linia kreskowana - P, 


4.0 sao 

 ) 
. 
Q. 3.8 ?.600 
ł J 3.2 - 
z 
r 
ł 
I 2.8 ł
 
2.4 200 
2.0 100 


- 
. " 

 , 
... , 
.. / 
 -.!.... 
... l4: - 

 - - - .1- ..' 
- r- - 
 ..... 
-- 
o 
r!' o 
. 


0.8 


1. 2 1,6 2.0 2.4 
stosunek CulMn 


2.8 


3.2 


Rys.2. Wpływ Cu/Mn na udział węgla żarzenia Pg oraz liczbe jego wydzieleń N g 
w strukturze żeliwa po I stadium grafityzacji (950 oC); linia ciągła - N g ; 
linia kreskowana - P g 


Przedstawione zależności wskazują, że przy wzroście stosunku CulMn do ok. 1,4 
powierzchnia cementytu (Pc) zwiększa się, a przy dalszym wzroście tego stosunku 
maleje (rys. l ). Również ze wzrostem stosunku CulMn do ok. 2,0 powierzchnia 
rozdziału (Pr) zwiększa się, a przy dalszym zwiększaniu tego stosunku maleje (rys. l). 
Pozwala to na kierowanie procesem krystalizacji żeliwa białego, prowadząc do 
uzyskania założonego procentowego udziału Fe3C, a tym samym do określonego udziału
>>>
180 


Adam Tabor 


składników struktury tego żeliwa,- co nie jest bez znaczenia dla przebiegu późniejszej 
obróbki cieplnej (czas wyżarzania)_ 
Uzyskane w wyniku pomiaró\ll przeprowadzonych przy UżyCIU QMT-720 
niektóre 
echy stereologiczne węgla żarzcnia i struktury (tab.3) badanego żeliwa po 
pierwszym okresie grafityzacji (I stadium), stanowiły podstawę do określenia ilościo- 
wego wpływu stosunku CulMn na strukturę żeliwa uzyskaną po izotermicznym wy- 
grzewaniu próbek z żeliwa białego w temperaturze 950 oC w czasie 15 godzin. 
Zastosowano tutaj (podobnie jak przy ocenie żeliwa białego) analizę korelacji 
i regresji oraz aproksymacji funkcji uzyskując zależności przedstawione na rysunkach 2 
i 3 (dla najmniejszych wartości "s"} 


4. PODSUMOWANIE 


Dobór składu chemicznego oraz warunków przeprowadzenia wytopów żeliwa 
białego, odlewania próbek i wyżarzania, zgodnie z przyjętym programem, zapewniły 
otrzymanie materiału doświadczalnego umożliwiającego ocenę roli Cu/Mn w procesie 
kształtowania struktury żeliwa wyjściowego oraz w I stadium wyżarzania, czyli w proce- 
sie wytwarzania żeliwa ciągliwego perlitycznego. 
Przeprowadzona analiza statystyczna wyników badań doprowadziła do ustalenia 
zależności matematycznych; wpływu wzajemnego stosunku Cu/Mn na niektóre para- 
metry stereologiczne struktury żeliwa białego (Pc, Pr ) oraz podstawowe parametry 
stereologiczne struktury żeliwa po wY71lrzaniu w temperaturze I stadium (950 OC) w 
czasie 15 godzin. 
Wyniki analizowanego równoczesnego wpływu Cu i Mn na badanie parametru 
procesu wytwarzania żeliwa ciągliwego (jego strukturę) wykazały, że wpływ ten jest 
wypadkową oddziaływania tych pierwiastków na dany parametr, cechę jego struktury. 


r 115 !I' 27 
 rn 
r ł 26 
11 23 
I g I 21 
7 111 
6 17 
3 15 
13 


-- "I --
- T-l 
, 
--- 
-- ...- - -- f-- -- 
/ 
-7" --- -- - --- f-- -- 
... 
- 1-- J 
--- f-- --- -- f----- -- 
o 
 
.V - 
- r--- --- 1--- -- 
/ o 
- - - . 
.. .... -=f - . l- I- - - 
. 
o ..--L_ 
. -- - - - 


0.8 


1.2 1.8 2.0 2.4 
stosunek Cu/Mn 


2.8 


3.2 


Rys.3. Wpływ Cu/Mn na udział objętościowy węgla żarzenia V vg i na wielkość powierzchni 
rozdziału: węgiel żarzenia - osnowa Svg w strukturze zcliwa po I stadium grafityzacji 
(950 oC); linia ciągła - Svg; linia krcskowana - V vg
>>>
Wpływ stosunku Cu/Mn na niektóre... 


181 


LITERA TURA 


[I] W ojtysiak A.: Wpływ niklu. miedzi, cyny, chromu i fosforu na trwałość cementytu 
eutekty.:znego w żeliwie podeutektycznym. Praca doktorska. AGH. Kraków 1980 
[2J Ostrowski R.: Wpływ niklu, miedzi, cyny, chromu i fosforu na ferrytyzację bezpośrednią 
oraz trwałość cementytu eutektycznego w żeliwi.: podeutcktYCLnym. Praca doktorska. AGH, 
Kraków 1977 
[3J Patterson W. IJopp R.: Zum Eintluss der Rohstoffe der Schmelzftlhrung und der 
Schmelzhehandlung auf das Erstarrungsverhalten von Eisen - Kohlenstoff - Legierungen., 
besonders Temperguss. Gicssereitechnik, nr 2. s. 43, 1964 
[4] Uunin K.P. i in.: Osnovy metallografii cuguna. Izd. Metallurgia, Moskva 1969 
[5J Kristal H.A: Vlijanije !cgirujuscicb elementov na kinetiku grafitizacJi belogo cuguna. Lit. 
Proizv.nrS.s.18. i956 
[6] Bunin K.P., Repin A.K.: O vlijanii kremnija, aluminija, nikela, medj i fosfora na formu 
vklucenij ugleroda otziga. Lit. I'rolzv. nr 4, s. 24, 1959 
[7] Lcv U.: Ra:;prcdclcnijc lIIarg3nca i nikela mezdu fazami v belom cugune. MiTOM, nr 12, 
s. 44, 1959 
[8] Rączka J.: Żeliwo ciągliwe. PW r. Warszawa 1961 
[9J Tabor A.: Rola miedzi i manganu w procesie wytwarzania żeliwa ciągliwego. Praca 
doktorska. Instytut Odlewnictwa Kraków 1987 
[10J Tahor A., Ciępka M.: Wplyw miedzi na podstawowe własności mechaniczne i strukturę 
czarnego żeliwa ciągliwego. Przegląd Odlewnictwa nr 4, s. 109, 1974 
[II J Rączka J., Lewandowski K.. Tabor A.: Żeliwo ciągliwe T. 1 i II. Wyd. ZPWOiSTOP, 
Kraków 1976 
[12] Tabor A. i in.: Wpływ pi,;rwiastków stopowych na własności i strukturę perlitycznego żeliwa 
ciągliwego. Przegląd Odlewnictwa nr 12. s. 389, 1973 
[131 ';'abor A. i in.: Wpływ wielkości stosunku Mn:S na własności żeliwa ciągliwego. Przegląd 
Odlewnictwa nr 7, s. 229, i 974 
[14] Lcwa:1dowski K., Rączka .I., Tabor A.: Vlijanije marganca na proces otziga i mechani- 
ceskije svojstva perlitnogo kovkogo cuguna. Techn. i Oborud, Lit. Proizv. Ekspres 
Informacja, s. I. Moskva ] 970 
[15] Polański Z: Planowanie doświadczeń w technice. PWT, Warslawa 1984
>>>
182 


Adam Tabor 


THE EFFECT OF Cu/Mn RA TIO ON SOM E STEREOLOGICAL 
P ARAMETERS ON MALLEABLE CAST IRON 


Summary 


Thc cffcct of Cu/Mn ratio on malleable cast iron on som c structure paramcters has becn 
invcstigatcd. Thc chcmical composition of ma1Ieab1c cast iron was as follow C % - 2.26+2.31; 
Si % - 1.25 + 1.44; P % - 0.059 + 0.065 %; S % - 0.025 + 0,054 %.Thc copper and mangancse 
contcnts werc changed rcspectivly in thc range betwecn 0.64 -;- 2.40 % and 0.045 + 1.93 %. 
Quantimeter QTM-720 has bccn used to examjnc the spccimcn stero10gica1 paramctcrs in the cast 
and anncaIing spccimens. Diagrams show the Cu/Mn ratio vs amount of Fe3C in thc structurc and 
intcrphasc boundary Fe3C1pcarIite.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


NOWE MATERIAŁY DO PRODUKCJI KORBOWODÓW 
BEZPANEWKOWYCH 


Anna Rutkowska, Józef Kłaput 


Politechnika Krakowska, Instytut Materiałoznawstwa i Technologii Metali 
Al. Jana Pawła II nr 37, 31-864 Kraków 


Coraz częściej wicie znaczących firm zachodnich wprowadza do produkcji silni- 
ków spalinowych malej mocy bezpancwkowe korbowody. Najczęścicj są one wy- 
konanc ze stopów lekkich na bazie aluminium. Materiały te winny posiadać takie 
wlaściwości, aby zbędne było wykonywanie osobnych panewek ze specjalnego 
stopu lożyskowego. Przygotowano taki korbowód do eksploatacji. Dobór składu 
materialu poprzedzono szczegółową analizą warunków w jakich będzie on praco- 
wać. W oparciu o dane z literatury technicznej oraz uwzględniając doświadczenia 
wlasne prześledzono wpływ poszczególnych dodatków stopowych na mikrostruk- 
turę i wlasności stopów loryskowych na bazie aluminium. Zaprojektowano dwa 
różne stopy typu "silumin". Opracowano technologię otrzymywania gotowych 
korbowodów. Równolegle przeprowadzono badania wlasności mechanicznych. 
fizycznych i strukturalnych materialu, z którego wykonano korbowody. 


l. WPROWADZENIE 


Wiele znaczących firm zachodnich wprowadza do produkcji silników małej mo- 
cy korbowody bezpanewkowe. Najczęściej wykonywane są one ze stopów lekkich na 
bazie aluminium. Materiały te winny posiadać takie właściwości, aby zbędne było wy- 
konywanie osobnych panewek za specjalnego stopu łożyskowego. Celem badań było 
opracowanie i przygotowanie materiału, który wykazywałby cechy przynależne stopom 
łożyskowym oraz materiałom stosowanym na korbowody, a następnie wykonanie takie- 
go korbowodu i przekazanie go do eksploatacji. 


2. ZAŁOŻENIA WSTĘPNE 


Przyjęto, że projektowany materiał przeznaczony będzie do wykonania bezpa- 
newkowego korbowodu silnika 4-suwowego o mocy do 8 kW i obrotach n = 800 -0-4000 
obr/min. W silnikach o powyższych parametrach maksymalne obciążenie stopy wynosi
>>>
184 


Anna Rutkowska, Józef Kłaput 


Pmax= 10 kN, tzn., że naprężenie w tej części korbowodu nie powinno przekraczać 50 
MPa, a maksymalne dopuszczalne zużycie panewek nie może być większe od 20].lm, 
po 90 mln cykli pracy. Projektowany korbowód będzie współpracował z wałem korbo- 
wym wykonanym ze stali 65 oraz ze sworzniem tłokowym wykonanym ze stali 16HG 
lub 15HGN. Zarówno czopy wału jak i sworznie tłokowe będą utwardzone do twardości 
62 -o- 65 HRC. 


3. WYMAGANIA STAWIANE KORBOWODOM I STOPOM ŁOŻYSKOWYM 


W korbowodach w czasie pracy rozkład naprężeń jest dość znacznie zróżnico- 
wany. Występują w nim zarówno naprężenia ściskające i zginające, jak i niewielkie 
naprężenia rozciągające. Ich wartość zmienia się w zale7..J1ości od kąta obrotu korby, a 
ponadto wartość tych naprężeń jest różna w poszczególnych częściach korbowodu. 
Określenie wartości tych naprężeń jest dość trudnym :zadaniem. Materiał przeznaczony 
na korbowody musi zatem charakteryzować się nie tylko odpowiednią wytrzymałością 
na rozciąganie (R",), granicą plastyczności (Re), odpowiednimi własnościami plastycz- 
nymi: wydłużeniem (As), przewężeniem (I), ale i dostateczną wytrzymałością na zmę- 
czenie przy wahadłowym rozciąganiu i ściskaniu. 
Drugim niezwykle ważnym zagadnieniem jest współpraca korbowodu z czopem 
wału korbowego. Z reguły współpraca ta odbywa się poprzez tulejkę (łub panewkę) 
wykonaną ze stopu łożyskowego oraz filtr olejowy. 
Badania zn1ierzały do opracowania takiego korbowodu, który współpracuje z 
wałem i sworzniem tłokowym bez udziału półpanewek i tulejki. Bezpośrednia współ- 
praca korbowodu zarówno ze sworzniem jak i wałem stawia przed materiałem, z którego 
będzie on wykonany, szczególne wymagania. Musi on posiadać zdolność do współpracy 
ze stalą w warunkach tarcia ślizgowego oraz charakteryzować się właściwościami przy- 
najmniej zbliżonymi do właściwości stopów łożyskowych. Istotnym czynnikiem decydu- 
Jącym o właściwościach stopu łożyskowego jest jego mikrostruktura. W stopach alumi- 
nium przy założoriym składzie chemicznym można ją ksztahować nie tylko poprzez 
modyfikację i obróbkę plastyczną, ale również poprzez odpowiednią obróbkę ciepJną. 
Przy doborze materiału na panewki łożyskowe przyjmuje się, że: 
_ twardość stopu łożyskowego powinna być 4 .,-5 razy większa od twardości wału kor- 
bowego [l], czyli ok. 150 HB (81 BRR), 
_ rzeczywiste naciski wału na panewkę nie powinny być większe niż granica plastyczno- 
ści stopu łożyskowego. Według R. Kamps'a [2] można z dużym przybliżeniem przy- 
jąć, że wielkość tych nacisków powinna wynosić Pm 
 ( 3 ć- 5) HR. Z tej szacunkowej 
oceny wynika, że granica plastyczności stopu, z którego wykonany będzie korbowód, 
powinna wynosić Re min.  60 MPa, zaś twardość 100 HB. 
Reasumując można stwierdzić, że projektowany stop powinien posiadać ponadto 
dobre właściwości ślizgowe, dobre przewodnictwo cieplne. małą rozszerzalnoś\: cieplną, 
zdolność do absorbowania z.anieczyszczeń itp.
>>>
Nowe materiały do produkcji korbowodów bezpanewkowych 185 


4. BADANIA WŁASNE 


Dobór właściwego materiału poprzedzono szczegółową analizą własności stopów 
łożyskowych na osnowie aluminium. Analiza ta wykazała, że większość z t
ch stopów 
spełnia wymagania wytrzymałościowe, natomiast nie spełnia wymagań dotyczących 
twardości. Następnie prześledzono wpływ poszczególnych dodatków stopowych na 
mikrostrukturę i własności stopów łożyskowych na bazie aluminium. W oparciu o tą 
analizę oraz uwzględniając doświadczenia własne ustalono, że próbne korbowody zo- 
staną wykonane z dwu różnych stopów typu "silumin", których składy chemiczne za- 
mieszczono w tabeli l. 


Tabcia I. Sklad chemiczny stopów 


r Skład chemiczny w % 
I Stop --c-- .--- 
Mg Fe Cu SI Ti Mn Ni Al 
A 0,40 0,26 1,89 6,00 0,19 - 
 res zta 

- 
L_
_ 0.72 0,40 1J6 12,50 --- LO' 10 1,09 reszta 


Z obu stopów odlano wałki o średnicy 60 mm i długości I = 170 mm, które na- 
stępme obrobiono plastycznie. Dodatkowo ze stopu A wykonano odlew korbowodu. 
Odlewy wykonano w formach piaskowych w Instytucie OdJewniclwa w I(rakowie. 
Odlewane wałki z obu stopów (A i B) prasowano na prasie o maksymalnym 
nacisku 160 T po uprzednim podgrzaniu wałków oraz kowadeł do temperatury 480°C. 
Pierwszą operację prasowania wykonano w kowadłach o przekroju eliptycznym, nato- 
miast dn:gą w kowadłach o przekroju spłaszczonego sześciOkąta. Stopieil przerobu 
wynosił około 45 %. Tak wykonane półfabrykaty i odlewy korbowodów poddano ob- 
róbce cieplnej. Warunki obróbki cieplnej ustalono na podstawie anaJizy' danych z litera- 
tury oraz przeprowadzonych prób i doświadczeTJ. Dla obu stopÓw przyjęto takie same 
parametry ohróbki cieplnej, a mianowicie: 
- przesycanie - 5] O oC, czas grzania 5 god7.., "hłodzenie w wodzie o temperaturze 
60°C, 
- :tarzenie - temperatura 170 oC, czas grzania 16 g0d"l., chłodzenie w powietrzu. 
Z od!ewów i półfabr/katów korbowodów po ich obróbce cieplnej pobrano próbki 
do badań mechanicznych, fizycznych oraz stmkturalnych. Ostateczny kształt nadano 
korbowodom na drodze obróbki 
krawaniem. Na rysunku l pokazano widok ogólny 
takiego korbowodu.
>>>
186 


Anna Rutkowska, Józef Kłaput 


Rys. I. Widok korbowodu 


4. I. Własności stopów 


Przeprowadzono następujące badania: pomiary twardości, badania wytrzymałości 
na ściskanie i rozciąganie, badania współczynnika tarcia oraz pomiary współczynników 
rozszerzalności liniowej. Wytrzymałość na rozciąganie badano na próbkach okrągłych 
o średnicy do = 15 mm z główkami (bez gwintu), wykonanych zgodnie z normą PN- 
9 I 1H-0431O. Badanie wytrzymałości na ściskanie wykonano na próbkach walcowych o 
wymiarach /I 10 x 100 mm zgodnie z PN-9I1H-04320. Wyniki wytrzymałości na roz- 
ciąganie oraz wytrzymałości na ściskanie (średnia z trzech pomiarów) zestawiono w 
tabeli 2. 


Tabela 2. Wytrzyma/ość na rozciąganie oraz na ściskanie stopów A i B 


Odlewany i obrobiony cieplnie Po prasowaniu i ohróhce cieplnej 
Stop Rm Re Rm Re 
A 475 349 362 390 
B 494 376 386 372 


Pomiary twardości wykonano metodą Rockwella (skala B), a wyniki pomiarów 
zamieszczono w tabeli 3. 
Pomiary współczynników rozszerzalności liniowej stopów A i B wykonane zo- 
stały metodą dylatometryczną w laboratorium Instytutu Metalurgii AGH. Wyniki ze- 
stawiono w tabeli 4. 
Do wyznaczenia współczynnika tarcia stopów A i B zastosowano metodę swo- 
bodnego klina. Istotą metody jest pomiar sił działających na swobodny klin obciążony 
siłą pionową, wywołującą jego przemieszczanie w kierunku poziomym [3]. Metoda ta 
jest szczególnie przydatna do porównawczych pomiarów współczynników tarcia. Ba- 
dania prowadzono przy obciążeniu 4 kN 7 5 kN zmieniającym się skokowo co 0,25 kN. 
Przeciwpróbka wykonana była ze stali 55 o twardości powierzchniowej 50 HRC i wy po-
>>>
Nowe materiały do produkcji korbowodów bezpanewkowych 187 


lerowanej powierzchni trącej. Wyniki pomiarów współczynników tarcia stopów A i B 
w stanie szlifowanym i po polerowaniu zamieszczono w tabeli 5. 


Tabela 3. Wyniki pomiarów twardości 


A 
B 


Stop 


Tabela 4. Średnie wspó/c;r.ynniki rozszerzalności liniowej 


Zakres Współczynnik rozszerzalności liniowej A, 10- 6 K- 1 
temperatury DO przesycaniu DO starzeniu 
Oc sto D A stOD B sto D A stop B 
17 -;- 100 22,3 20,4 22,2 20,0 
17 -o- 200 22,0 20,3 21,6 20,0 
17 -;- 300 24,8 22,1 22,2 21,5 
17 -o- 400 24.4 22,5 22.4 22,0 


Tabela 5. Wyniki pomiaru współczynników tarcia 


Wspólczynnik tarcia !l 
Obciążenie 
kN próbki polerowane próbki szlifowane 
stop A stop B stop A stop B 
4 -0-) O,] 6 I :t 0,009 0, 118 :t 0,005 O, 152:t 0,008 O, I 37:t 0,004 


4.2. Badania mikroskopowe 


Obserwacje mikroskopowe zgładów metalograficznych wykonanych ze stopów A 
i B, zarówno w stanie lanym jak i po obróbce plastycznej i obróbce cieplnej, prowadzo- 
no po ich uprzednim wytrawieniu 0,5 % wodnym roztworem kwasu fluorowodorowego. 
Po odlaniu zarówno stop A jak i stop B mają podobną, typową budowę złożoną ze sto- 
sunkowo dużych dendrytów na tle drobnoziarnistej eutektyki. Nie prowadzono identyfi- 
kacji występujących faz. Obróbka plastyczna i następna obróbka cieplna prowadzi do 
bardzo wyraźnego ujednorodnienia mikrostruktury. W miejsce budowy o charakterze 
dendrytycznym pojawia się struktura, w której stosunkowo drobne cząstki twardych faz 
tworzą swego rodzaju siatkę wokół ziarn osnowy - rysunek 2. Tego rodzaju budowa 
częściej występuje w stopie A.
>>>
188 


Anna Rutkowska, Józef Kłaput 


Rys.2. Struktura stopu A po obróbce plastycznej i obróbce cieplnej. Pow. SOOx 


W stopie B jest ona mniej wyraźna. W strukturze tego stopu rozłożenie kryszta- 
łów twardych faz jest bardziej równomierne; obok doŚĆ licznie występujących drobnych 
wydzieleń twardych faz, występują pojedyncze większe kryształy o charakterystycznym 
kształcie wieloboków - rysunek 3. 


. .. .... " :.' w.'- 
 . ".,:' ,.....
.. 

t"
 .i
il l .4j.
;.


;. 
 "I,"... .:
...
-:. '
':'. to r


.,":
....;t.)., '.J'l'.. &..... 
... :.. ..f .Iłf'.,", . 4...... . . 
'. .... 
,'. ....
»......Ą'... i/t....:ł.1I w '..,.... .. 
":i'


: .',';
\
1":lft
.
. ; 
., .:, " "'};!f.
 · 
.....;:
';;:
;: - . ..
oI .1i
.
'';': 
T' .:J

, h .: ':j' " 
" 


""';: ,'('.. . 1" L .:
 . ..:.'tt.... . 
. 
.: :J1.Tf " ) ' .1"., '.. ' 

..........l:/...'.i '. 
'. -
. ,....,.:. 
.. Ił 
. '', 
1k "..i;;(t-,-. ' ,;. . 'j"" '.f..; 
i" .. 
:.:.:.
:;,:
f
;;
:i..-+,.{:.. '.,' y ',.i
 ,'

',:
 .;":
;. 
....: J.rr#.



' 'l" , 
M
'. ...;.,;"" ot )' 
..;.;: ;..:
. :
;;
.J,
.... ',', .' 
:::'ili:;.....:.iI.
. : 
J!
.j1t;
 1:1' I 'ł .;:):C":, ..... ,. 

.T:!'-ł=.:-::
:"-..
:..t;jł?

, ,J".. ..... łI'?


'
'" '.' .C" 
.,.It./ ".. ..


 I 
 * L'.
 '. łi "'ff;'ł:,"" ....... . 
.


:M

T.




:.- '
'.: I 
 "!;
" ..:1:
._ +L 
,a, ":'::
:
tL
 .:

 ::" . :. .,". 


Rys. 3. Struktura stopu B po obróbce plastycznej i obróbce cieplnej. Pow.SOOx 


S. PODSUMOWANIE 


Na podstawie analizy danych z literatury wytypowano stopy, które jak moma się 
spodziewać, spełnią wymagania konstruktora. Starano się przy tym, aby skład chemicz- 
ny tych stopów nie odbiegał zbyt macmie od składów stopów ujętych w PN, co powin- 
no ułatwić wykonanie korbowodów w warunkach produkcyjnych. 
l. Przeprowadzone na próbkach specjalnych badania własno$ci fizycmych i wytrzyma- 
łościowych zarówno stopów w stanie lanym, jak i po obróbce plastycznej, wskazują 
na pełną przydatność zaproponowanych stopów do wykonania korbowodów.
>>>
Nowe materiały do produkcji korbowodów bezpanewkowych 189 


2. Mikrostruktura obu stopów, szczególnie po obróbce plastycznej i obróbce cieplnej, 
jest typowa dla materiałów na łożyska ślizgowe. Dla pełnej ich przydatności w zało- 
żonych warunkach pracy konieczne są badania odporności na zużycie ścierne. Wy- 
konane korbowody przekazano do badań zużycia w warunkach eksploatacji. Badania 
trwają. 
3. Opracowanie szczegółowej instrukcji wykonania bezpanewkowych korbowodów dla 
silników małej mocy wymaga jeszcze badań wytrzymałości korbowodów w całości. 
Badania te będą wykonane po próbach eksploatacyjnych. 


LITERATURA 


[]] Milcwitz K.: Lagcr und Schmicrung. Springer, Wien 1962 
[2J Kamps R.: Lagcr und Schundel1cchnik. Kommisinsverlag: VCI -Vcr1ag GmbH, Dusscldorf 
1957 
[3] Polański Z., Radwański M.Waresiak E.: Obróbka plastyczna. Tom XXII Z.4, s. 157-159, 
1983 


NEW MATERIALS FOR MANUFACTURING BEARING BUSH-LESS 
CONNECTING-RODS 


Summary 


In this papcr (herc arc presented two typcs ol' high-silicon aluminium alloys dcsign at 
Technical University Cracow. Thc silumins can be used for manufacturing bearing bush-less 
connecting-rods. The authors prcscnt structure. mcchanical and physical properties for both ma- 
terials.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


BADANIE KRUCHOŚCI WARSTW TiN i CrN 


Anna Rutkowska, Marek Dąbrowski* 


Politechniki Krakowska, Instytut Materiałoznawstwa i Technologii Metali 
* Politechniki Krakowska, Instytut Technologij Maszyn i Automatyzacji Produkeji 
Al. Jana Pawła" nr 37,31-864 Kraków 


Podano rezultaty badań jakościowej oceny kruchości warstw TiN i CrN na stali 
gatunku SW7M. Przeprowadzono próby zginania "statycznego" próbek ze stali 
szybkotnącej SW7M po typowej dla tego gatunku obróbce cieplnej, poddanych 
następnie azototytanowaniu lub azotochromowaniu z oczyszczaniem azotem bądź 
argonem. Celem badań było uchwycenie strzałki ugięcia, przy której pojawią się 
pierwsze pęknięcia warstwy. Próby zginania "statycznego" przeprowadzono na 
mikrozginarce zapewniającej tzw. zginanie czteropunktowe, umożliwiające uzys- 
kanie stałego momentu zginającego, a co za tym idzie, stanu jednoosiowego roz- 
ciągania na jednej powierzchni, zaś na powierzchni przeciwległej jednoosiowego 
ściskania. Wykonano pomiary grubości i mikrotwardości warstw TiN i CrN oraz 
badania strukturalne i metalograficzne. Próby zginania "statycznego" wykazały, żc 
plastyczność i przyczepność do podłoża warstw azotochromowanych była nieco 
lepsza od warstw azototytanowanych. Wszystkie" próbki po azotochromowaniu u- 
legły zniszczeniu bez uprzednich objawów wykruszania lub pękania warstwy, 
natomiast w większości próbek azototytanowanych proces zniszczenia poprzedzo- 
ny był wykruszanicm warstwy raz po stronie ściskanej, to znowu po stronie roz- 
ciąganej. 


l. WPROWADZENIE 


Dynamiczny rozwój wielu gałęzi przemysłu maszynowego stawia bardzo wyso- 
kie wymagania materiałom konstrukcyjnym i narzędziowym stosowanym w tym prze- 
myśle. Dlatego też wzrasta zainteresowanie technologiami podwyższająeymi właściwo- 
ści fizykochemiczne i mechaniczne warstw wierzchnich. Jedną z technologii, która po- 
zwala zwiększyć trwałość narzędzi, jest azototytanowanie bądź azotochromowanie. 
Wpływ warstw azototytanowych bądź azotochromowych na własności użytkowe narzę- 
dzi uzależniony jest od wielu czynników: przede wszystkim od składu chemicznego,
>>>
192 


Anna Rutkowska, Marek Dąbrowski 


struktury oraz stanu naprężeń własnych. Podatność warstw azototytanowanych i chro- 
moazotowanych na uszkodzenia zależna jest od ich własności plastycznych, przyczep- 
ności do podłoża oraz właściwości podłoża. Jak dotychczas nie ma jednolitej metody 
oraz kryteriów oceny kruchości tych warstw. W badaniach zastosowano jedną z metod 
jakościowej oceny kruchości, a mianowicie próby tzw. "statycznego" zginania. 


2. MATERIAŁ DO BADAŃ 


Badania ruchowe oraz badania składu chemicznego i strukturalne prowadzono na 
wiertłach NWkb o średnicy 8, 10 i 12 mm, wykonanych ze stali szybkotnącej SW7M. 
Badania kruchości warstw azototytanowanych i chromoazotowanych wykonano na spe- 
cjalnych próbkach przystosowanych do prób zginania. Na próbkach tych przeprowadzo- 
no również badania metalograficzne. Zarówno wiertła jak i próbki do badań kruchości 
poddano typowej dla tego gatunku stali obróbce cieplnej (hartowanie i dwukrotne od- 
puszczanie), uzyskując na próbkach do badań kruchości i na częściach roboczych wier- 
teł twardości od 57 do 60 HRC. Następnie wiertła i próbki do próby zginania poddano 
azototytanowaniu, natomiast azotochromowaniu tylko próbki do próby zginania. Proces 
azototytanow3nia prowadzono w dwóch wariantach: jedną partię z oczyszczaniem azo- 
tem, a drugą z oczyszczaniem argonem. Czas trwania procesu w obu przypadkach wy- 
nosił: etap I - 12 minut, etap II - 30 do 70 s, etap III - 20 minut. Proces azotochromo- 
wania wykonano z oczyszczaniem azotem z tym, że jedną partię wykonano w sposób 
ciągły, zaś w drugiej proces przerywano po 3 minutach, a następnie powtarzano. Czas 
trwania etapu I wynosił 10 minut, etapu II - 50 s, zaś etapu III - 20 minut. 


3. BADANIA STRUKTURALNE I SKŁADU CHEMICZNEGO WARSTW 
WIERZCHNICH 


Badania strukturalne warstw i materiału podłoża wykonano metodą analizy rent- 
genowskiej przy pomocy dyfraktometru DRON 2. Do analizy widma rentgenowskiego 
warstw azototytanowych i azotochromowych zastosowano miedź o długości fali K 
0,1542 nm. W wyniku przeprowadzonej analizy stwierdzono, że warstwy aLOto- 
tytanow!ne mają budowę krystaliczną. Refleksy odpowiadające strukturze regularnej 
TiN są bardzo wyraźne. Praktycznie nie stwierdzono w warstwie obecności domieszki 
Ti2N. W strukturze podłoża zarÓwno próbek azototytanowanych jak i azotochrnrno- 
wanych stwierdzono głównie obecność martenzytu, oraz śladowe ilości austenitu i ce- 
mentytu. w warstwie azotochromowanej zaobserwowano jedynie (,becnoś(; regularnego 
azotku chromu. W tym przypadku struktura krystaliczna była widoCLna slabiej niż w 
warstwach azototytanowanych. Znacznie wyraźniejsza jest natomiast struktura podłoża, 
co wskazuje na nieznaczną grubość warstwy azotochromowanej 
Badania składu chemicznego przeprowadzono przy zastosowaniu metody AES 
(spektroskopia elektronów Augera). Stwierdzono, że w warstwie azototytanowanej 
(skład powierzchniowy) występuje - 42 % tytanu, 52 % azotu, 5 °lr, węgla i poniżej 
I % tlenu, zaś w warstwie azotachromowej - 36 % chromu, 57 % azotu, 2 % węgla,
>>>
Badanie kruchości warstw TiN i CrN 


193 


poniżej I % tlenu i 4 % tytanu. Obecność w warstwie azotochromowanej tytanu wyni- 
kała z zanieczyszczenia przyśpieszacza plazmowego tym pierwiastkiem w czasie długiej 
eksploatacji. 


4. BADANIA METALOZNAWCZE 


Badaniom metaloznawczym poddano próbki zarówno po azototytanowaniu jak i 
po azotochromowaniu. Celem tych badań było określenie grubości warstwy powierz- 
chniowej, jej twardości oraz mikrostruktury. Twardość powierzchniową warstwy mie- 
rzono według metody Vickersa, na mikrotwardościomierzu Hannemana przy obciążeniu 
0,049 N (5 G). 
Badania metalograficzne przeprowadzono na zgładach wzdłużnych i poprze- 
cznych trawionych 4 % azotalem. 
Mikrostruktura rdzenia próbek była typowa: składała się Ona z bardzo drobnego 
martenzytu odpuszczonego austenitu nieprzemienionego oraz węglików pierwotnych i 
wtórnych o nieznacznie zaznaczonej pasmowości - wzorzec I, szereg b według norm: 
PN- 92/H-045 I 7 i PN-94/H-930 12. 
Warstwa powierzchniowa próbek azototytanowanych składała się z cienkiej (0,7 
-7-2,0 !lm) dość równomiernej warstewki azotków tytanu i węglikoazotków tytanu o 
twardości powyżej 2800 /lHVO,005 i leżącej pod nią strefy o grubości około O, I mm 
wzbogaconej w azot o strukturze martenzytu odpuszczonego z licznymi, drobnymi, glo- 
bularnymi wydzieleniami azotków i węgloazotków (wyraźnie intensywniej trawiąca się). 
Warstwa powierzchniowa próbek azotochromowanych składała się z bardzo 
cienkiej (0.40-0,6 !lm) warstewki węgloazotków chromu dla procesu ciągłego i nieco 
grubsze (ok. 0,8 /lm) na próbkach z przerywanym azotochromowaniem. Mikrotwardość 
warstwy wynosiła ok. 2300 !lHVO,005 (z uwagi na niewielką grubość warstwy, twar- 
dość tą należy traktować z dużym przybliżeniem). Pod warstwą węgloazotków 
chromu obserwowano bardzo cienką strefę (ok. OJ /lm) wzbogaconą w azot (intensy _ 
wniej trawiąca się). 


5. BADANIE KRUCHOŚCI WARSTW AZOTOTYTANOW ANYCH 
I AZrrrOCHROMOWANYCH 


Badania kruchości war
tw azototytanowanych i azotochromowanych. których 
celem było uchwycenie strzałki ugi
cia, przy której pojawią się pierwsze pęknięcia 
warstwy, przeprowadzono na mikrozginarce, stanowiącej przystawkę do mikroskopu 
typu Neophot 2. Zapcwr:ia ona tzw. czteropunktowe zginanie, umożliwiając uzyskanie 
stałego momentu. a co za tym idzie stanu jednoosiowego rozciągania na jednej powie- 
rzchni, zaś na powierzchni przeciwległej jednoosiowego ściskania. Dokładność pomia- 
ru siły wynosiła 9,8 I N. Strzałkę ugięcia mierzono na czujniku zegarowym z dokła- 
dnością do 0,0 l mm. 
Wyniki pomiarów siły zgmającej dla określonej strzałki ugięcia próbek azoto-
>>>
194 


Anna Rutkowska, Marek Dąbrowski 


tytanowanych zestawiono w tabeli I, zaś na rysunku l przedstawiono krzywe zginania w 
układzie strzałka ugięcia f - siła zginająca P, wykreślone na podstawie wartości śred- 
nich. 
Pierwsze wykruszenia warstw azototytanowanych z oczyszczaniem az
tem po- 
jawiły się po stronie ściskanej przy strzałce ugięcia f = 5 mm (P = 2,03 kN) i 7 mm 
(P = 2,20 kN). Od tego momentu ilość wykruszeń wzrastała. Jedna próbka uległa znisz- 
czeniu przy strzałce ugięcia f = 3,6 mm (P = 1,86 kN) bez uprzednich objawów wykru- 
szania warstwy. 
Na próbkach azototytanowanych z oczyszczaniem argonem pierwsze wykrusze- 
nia warstwy pojawiły się przy strzałce ugięcia f = 2 mm (P = 1,41 kN) po stronie roz- 
ciąganej. Przy strzałkach ugięcia f = 1,7 -0-2,3 mm powstawało bardzo dużo drobnych 
odprysków, które tworzyły wokół próbki chmurę pyłków. To bardzo charakterystyczne 
zjawisko obserwowano tylko na próbkach azototytanowanych z oczyszczaniem azotem i 
to na powierzchniach ściskanych. Obserwacja próbek przy pow. 20x na etapie zginania 
wykazała, że w pewnych obszarach powierzchni warstewka azototytanków została pra- 
wie całkowicie wykruszona. Obszary te po stronie ściskanej obejmowały ok. 20 % 
powierzchni próbki; w strefie rozciąganej i na powierzchniach bocznych były dużo 
mniejsze. W miarę wzrostu odkształcenia obszary te powiększały się. Wyniki pomiaru 
siły P wywołującej określoną strzałkę f dla próbek azotochromowanych zestawiono w 
tabeli 2, zaś na rysunku 2 przedstawiono krzywe zginania w układzie strzałka ugięcia f - 
siła zginająca P, wykreślone dla wartości średnich. 
Wszystkie próbki po azotochromowaniu uległy zniszczeniu bez uprzednich ob- 
jawów wykruszania warstwy dyfuzyjnej. 


p [kNl 
2,S . 
. . 
. . 
2,0 .. 
. 00 o 00 O O o o 00 o 
.O
O O 

.
 
I,S O
P 
. 
O 
1,0 . g 


 
O arion 
0,5 
O 
O 
. 
O 
O 2 4 6 8 lO 
f [mm] 
Rys. I. Krzywe zginania próbek azototytanowanych
>>>
Badanie kruchości warstw TiN i CrN 


195 


Tabela I. Wyniki próby zginania próbek po azototytanowaniu 


Siła P, kN 
Strzałka ugię- Oczyszczanie azotem Oczyszczanie argonem 
cia , mm 
I 2 3 średnia I 2 3 średnia 
0,20 0,12 0.]2 0,12 0,12 - - - - 
0,40 0,26 - - 0,26 0,26 0,30 - 0,28 
0,60 0,42 0,44 0,44 043 - - 050 0,50 
0,80 0,57 - 0,57 0,57 0,60 0,60 060 060 
100 072 0,75 0.80 0,76 - 0,80 0,85 0,83 
1,20 0,86 086 - 0.86 093 097 - 0,95 
1,40 1,00 1,08 - 1,04 - - - - 
1,60 1,15 - 1,24 1,19 120 1,22 1,15 1,]9 
1,80 1,29 1,32 - 1,30 - - - - 
2,00 1,39 - 1,43 1,41 1,40 1 ) 1,40 1 ) 1,42 1 ) 1,41 ł) 
2,20 1,48 1,48 - 1,48 - ł 42 - 1,42 
2,40 1,55 1,55 - 1,55 1,54 2 ) - 1,52 2 ) 153 
2,60 1,60 1,60 1,60 1,60 - 1,52 2 ) - 1,52 
280 1,66 1,66 - 1,66 - - - - 
3,00 1,74 I. 70 1,68 1,71 1,64 - 1,62 1,63 
340 1,84 1.80 1,78 1.81 - - - - 
3,60 złom - - - 1,70 - 1,68 169 
3,80 1,86 1,84 1,85 - 1,75 1,78 1,77 
400 - - - 1,80 - 1,80 1,80 
4,40 1,96 1,92 1,94 1,85 1,80 1,86 1,84 
4,80 204 - 2,04 1,90 - 1,90 ],90 
5,00 206 2011) 2,03 I) 1,92 - 1,92 1,92 
5,40 - - - 1,92 - 1,92 1,92 
5,80 - - - 1,92 - 1,92 1,92 
6,00 2,18 2.04 2,1 I 1,92 1,88 1,92 1.90 
6,70 - - - 1,92 złom 1,92 1,92 
7.00 2,20 1 ) złom 2,20 1 ) 1,92 1,92 ]92 
7,40 - - złQm 1,92 1,92 
800 230 2,30 1,92 1,92 
8,40 - - 1,92 1,92 
860 2,35 2,35 1,92 1,92 
9.00 2,40-1- 240 1,92-1- 1,92 


I) pierwsze wykruszenia warstwy; 2) chmura pyłków
>>>
196 


Anna Rutkowska, Marek Dąbrowski 


Tabela 2. Wyniki próby zginania próbek azotochromowanych 


I Siła P, kN 
Strzałka ugię- Oczyszczanie azoteftl Proces przcrywany oczyszczaniem 
cia, mm azotem 
- 
1 2 3 średnia 1 2 3 średnia 
-- 
0,40 0,25 0,28 0,28 0,27 0,28 0,35 0,30 0,3 I 
0,60 0,41 0,44 0,44 0.,43 - - - - 
1,00 0,73 0,75 0,75 0,74 0,74 0,72 0,75 0,74 
1.40 !,04 1,04 1,06 1,05 1,03 1,04 1,01 1,03 
1,80 1,26 1,26 - 1,26 - - - - 
-- 
2,00 1,36 1,36 1,36 U6 1,30 1,32 1,35 1,32 
2,40 1,50 1,52 1,54 1,52 1,44 1,45 1,46 1,45 
2,60 1,54 1,56 1 58 1,56 - - - - 
2,80 1,60 1,62 - 1,6] - l 57 1,57 1,57 
3,00 1,64 1,64 1,64 1,64 1,59 1,60 1,60 1,60 
3,40 1,72 1,70 1,72 1,71 1,65 1,66 1,68 1,66 
3,80 1,78 1,74 1,78 1,77 1,70 1,72 - 1,71 
4,00 1,80 1,78 1,80 1,79 1,74 1,76 1,76 1,75 
4,40 1,84 1,80 1,84 1,83 1,80 1,80 1.82 1.81 
4,80 1,86 1,82 1,86 1,85 1,82 1,82 - 1,82 
5,00 1,87 1,83 1,87 1,86 1,84 1,84 1,86 1,85 
5,40 1,88 1,84 ] ,88 1,87 1,86 1,86 1,88 1,87 
5,80 1,90 1,85 1,90 1,88 1,87 1,87 - _1
 
-- 
6,00 1,92 1,86 1,92 1,90 1,90 1,90 1,94 1,91 
6,30 - złom - - - - - - 
6,40 złom złom 1,92 złom - 1,92 
6,80 złom - - 
7,00 1,94 1,94 
8,00 1,95 1,95 
9,00 złom
>>>
Badanie kruchości warstw TiN i CrN 


197 


P (kN] 
1 
1,8 
1,6 
1,4 
1,2 
I 
0,8 
0,6 
0,4 
0.2 
O 
° 



 
() o 00 o () o 


 
 

 

. 
.
 
() 
o 
. azot 
. o azot przerywany 

 


1 


4 


6 


8 


10 
r Imml 


Rys.2. Krzywe zginania próbek azotochromowanych 


6. PODSUMOWANIE 


W podsumowaniu można stwierdzić, że: 
- ani warstwy azototytanowane, ani warstwy azotochromowane nie mają istotnego 
wpływu na przebieg zginania z uwagi na ich bardzo małe grubości; 
- próby zginania" statycznego" wykazały, że plastyczność i przyczepność do podłoża 
warstw azotochromowanych jest wyraźnie lepsza od warstw azototytanowanych. 
Trzeba jednak wziąć pod uwagę fakt, że grubość warstw azotochromowanych była 
mniejsza od azototytanowanych; 
- w miejscach gdzie na powierzchni próbki znajdowało się pasmo węglików, przy- 
czepność warstwy do podłoża była szczególnie niska. Może to być jedna z istotnych 
przyczyn rozrzutu właściwości skrawnych narzędzi z pokryciem TiN; 
- zaobserwowano charakterystyczne zjawisko wykruszania warstw azotytanowanych z 
oczyszczaniem argonem w postaci "chmury pyłków", które występuje głównie na 
powierzchniach ściskanych. Na razie nie ustalono bezpośrednich przyczyn tego 
zjawiska; 
- eksploatacyjne badania wierteł z pokryciem TiN, oczyszczanych w argonie i w azo- 
cie, potwierdziły wyniki badań fizycznych, strukturalnych i badań kruchości. 
Relacja pomiędzy średnią trwałością badanych wierteł jest następująca: 
- wiertła 4 8 mm: bez pokrycia; Ar - TiN : N - TiN I : 2,2 : 3 
- wiertła 410 mm: bez pokrycia; Ar - TiN: N - TiN = I: 2,S : 4
>>>
198 


Anna Rutkowska, Marek Dąbrowski 


TESTING OF FRAGILITY OF TiN AND CrN LA YERS 


Summary 


The results of testing fragility of TiN and CrN coatings on Ihe grade of sIeci SW7M are 
given. The research programme included static bend test wilh sampIes from high-speed steel. The 
sampies, after typical for this Iype this heal treatment, were then coated with TiN and CrN layers 
with nitrogen or argon jon bombardment. The aim of the lesting was lo catch deflection, when Ihe 
first cracks of the coating appeared. State bend test displayed that plasticity and adhesion to the 
base of CrN coated layers was better then of TiN ones.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


SPAJANIE ODLEWÓW PRZEGUBÓW Z RURĄ WALÓW 
DO NAPĘDU MASZYN ROLNICZYCH 


Adam Tabor, Wacław Ptak, Marek Szczybura* 


Politechnika Krakowska, Instytut Materiałoznawstwa i Technologii Metali 
* Politechnika Krakowska, Instytut Maszyn Roboczych 
A I. Jana Pawła II nr 37, 3 I -864 Kraków 


Przedstawiono wyniki badań spawalności operatywnej odlewów z żeliwa sfero i - 
dalnego ze stalą niskowęglową. Opracowano wytyczne spajania przegubów z rurą 
za pomocą spawania i zgrzewania tarciowego. Omówiono wyniki prób eksploata - 
cyjnych spawanych i zgrzewanych tarciowo wałów przegubowo-teleskopowych 
oraz przedstawiono stwicrdzenia i wnioski końcowe. 


J. WSTĘP 


Podczas łączenia części metalowych z tego samego tworzywa w jedną całość 
dąży się do tego, aby uzyskiwać w każdym miejscu tego połączenia możliwie jednakowe 
własności. W przypadku spawalnych rodzajów stali cel ten można łatwo osiągnąć,w 
przypadku zaś tworzyw odlewniczych dość długo uważano, że jest to niemożliwe [1-3]. 
Obecna technika spawania i zgrzewania pozwala jednak, przy starannej analizie 
struktury odlewów żeliwnych, przy doborze właściwych elektrod i parametrów spawa - 
nia czy zgrzewania, uzyskiwać odpowiedniej jakości złącza spajania [4-46]. 
Spawanie i zgrzewanie odlewów stwarza możliwość łączenia ze sobą odlewów 
żeliwnych tworzyw np. ze stali. Są to nowe możliwości dla konstruktorów maszyn 
i urządzeń [45,46]. 


2. BADANIA WŁASNE 


Głównym celem prezentowanych badań były próby zmierzające do opraco - 
wania (doboru) parametrów technologicznych dla prawidłowego łączenia przez zgrze - 
wanie cierne (tarciowe) lub spawanie odlewanych z żeliwa sferoidalnego w gatunku
>>>
200 


Adam Tabor, Wacław Ptak, Marek Szczy bura 


400-15 (wg normy PN-92/H-83123) widłaków z rurami stalowymi R35 w konstrukcji 
wałów przegubowo-teleskopowych (rys. I, 2) przenoszących napęd z ciągnika na ma- 
szynę rolniczą. 


A 


Rys.l. Wały przegubowo-teleskopowe: 
A - wal kompletny zosloną nierozlączną, B.C- wały bez oslony: 
I) oprawa loży ska z uchwytamI do mocowania wału na ciągniku i maszynie. 
2) widlaki zewnętrzne, 
3) przegub z walkiem lub rurą wewnętrzną, 
4) przegub z tuleją wielowypustową lub z rurą zewnętrzną 


Strukturę łączonych elementów obrazują mikrofotografie zamieszczone na ry- 
sunkach 3 i 4. 
Zgrzewanie tarciowe widłaków żeliwnych z rurami stalowymi przeprowadzono 
na zgrzewarce tarciowej ZTa-lO, poprzedzonych wstępnymi próbami i badaniami złączy 
próbnych poddawanych m.in. próbom skręcania (rys.5). 
Prototypowe złącza (rys.6) widłaków odlewanych z żeliwa sferoidalnego z ru- 
rami stalowymi wykonano przez spawanie zgodnie z opracowaną kartą operacyjną złą- 
cza (rys.7). Podobnie złącza otrzymano przez zgrzewanie tarciowe. 
Wykonane prototypowe złącza spawane i zgrzewane poddano badaniom labora- 
toryjnym stanowiskowym (PIMR-Poznań), a po uzyskaniu pozytywnych wyników, 
serię takich połączeń skierowano do prób eksploatacyjnych, które również dały wynik 
pozytywny.
>>>
Spajanie odlewów przegubów z rurą ... 


201 


. 



 


Rys.2. Części wału napędowego: 
I) odlewy widłaków z żcliwa sferoidalnego, 
2) rury stalowe 


Rys.3. Mikrostruktura widłaków z żeliwa 
sferoidalnego. Ferryt + grafit 
Traw. N ital. Pow. 100x 


RysA. Mikrostruktura rur stalowych. 
Ferryt f pcrlit 
Traw.Nita\. Pow.100x
>>>
202 


Adam Tabor, Wacław Ptak, Marek Szczy bura 



&, 


....:' ....,... 
.... '[-ł' 
"..-ł,. 
,'" ... ..., 


Rys.5. Próba skręcania złącza: rura stalowa - tulejka żeliwna, przeprowadzana na 
zgrzewarce ZTa-10 ze spccjalnym uchwytem 


I . ":":1 
" , "
 
t:i-::" 110.' 
, ;, L f': 
ł, 
....;, 
r.- 
,J ,ij
 rp 
" 
,,' 


Rys.6. Przykładowc złącze spawanc
>>>
Spajanie odlewów przegubów z rurą.., 


KARTA 


INr 
KO-01-ZUT-85 


ZŁĄCZA 


+-.:9 



 


2 zastosowanie 
3 rroteriaI rodzimy 
I, spoiwo 
5 


Zs 1,0012 + R 35 
elektrody EŻM ; E B 1. 50 
prcsloNnk spa.valJic:zy typu SPB - 315 
6 plus rei 
7 (X1rametry 5pCI'MJnQ 
Ś/'ahioo nateżene pn:xiJ 
ł:v" spawa spawania 

 [mm] (A) 


1 
2 
3 


3,25 
3,25 
3,25 


95 -:-1JQ 
75-7'80 
100 .,.. 110 


9 SZ

ania 
1 Scoeg IV 3 wykoroe e!.ktroa:. . ES 1 ':iJ 
2 w C""". S{)C]VoU)c warstwy spony ukloOOĆ SGiogtem prostym o dłUgości 25
 
 rrm 
3. Fb wykX"nU koz,,", warstwy spo",," odpr
zyC prr., mIO\)owr'" i studzJC 
bardzo wdno dO ten-p penIZe] 1()J"C 


10 podgrz(?wonll:
 nie stosuJe Się wocawoł 1/12 W Plok 
/(.i., V'1-J: 
11 o:robko cl(?p!no nie stOSU)(? SIę Z
'Nctzl
' 
DJ s':Jv:an".J 
...L-_ 
--- 


Rys.? Karta operacyjna złącza spawanego (przykład) 


203
>>>
204 


Adam Tabor, Wacław Ptak, Marek Szczy bura 


3. PODSUMOWANIE 


W wyniku badań laboratoryjnych badanych złączy spawanych (obciążanie złącza 
momentem skręcającym 75 kGm w czasie 3 minut, badania metalograficzne makro- i 
mikroskopowe, badania twardości) nie stwierdzono pęknięć w spoinach ani w strefie 
wpływu ciepła, natomiast rozkład twardości był charakterystyczny dla innych złączy 
spawanych. Nie stwierdzono również braku wtopu, kształt spoiny był prawidłowy. 
W niektórych złączach obserwowano niewielkie zażużlenia stopiwa, co nie wpłynęło 
jednak na własności wytrzymałościowe. 
Uzyskane złącza spawane spełniają warunki ustalone dla złącza widłaka z że]i- 
wa sferoidalnego z rurą stalową. Optymalnymi parametrami spawania żeliwa sferoidal- 
nego na zimno są parametry ustalone w karcie operacyjnej nr KO-O I-ZUT -5. 
W celu opracowania technologii spawania żeliwa sferoidalnego ze stalą bez o- 
graniczeń wynikających z przeznaczenia takich złączy, należałoby wykonać badania 
przydatności metody MAG/MIG do wykonywania tego typu złączy. 
Podobne wyniki uzyskano w przypadku badań złączy zgrzewanych tarciowo, 
gdzie oceniono kształt i wielkość wypływki, jak też wielkość strefy wpływu ciepła od 
strony stali jak i żeliwa sferoidalnego. Uzyskanie pozytywnego efektu w tych połącze- 
niach nie świadczy o tym, że wszelkie problemy ze zgrzewaniem badanych materiałów 
zostały rozwiązane. Szczególnie istotnym jest przebadanie ciemnej dość twardej strefy 
występującej w żeliwie. Wydaje się być ona wynikiem przegrzania naroża części cylin- 
drycznej na skutek ograniczonych możliwości odprowadzania ciepła. 
W zakończeniu podsumowania należy podkreślić, że tak metodą spawania jak i 
zgrzewania tarciowego można uzyskiwać trwałe złącza żc]iwa sferoidalnego ze stalą. 
Należy również dodać, że prezentowane badania zostały przeprowadzone nie na spe- 
cjalnie dobranych próbkach, lecz na konkretnych elementach konstrukcyjnych (widłaki 
przegubów i rury profilowane), stanowiących części składowe w konstrukcji wałów 
przegubowo-teleskopowych stosowanych do przenoszenia napędu z ciągnika na maszy - 
nę rolniczą. 
Wydaje się również, że podobne badania i próby należałoby rozszerzyć nie tylko 
na inne elementy konstrukcyjne i gatunki żeliwa sferoidalnego, ale i na inne rodzaje 
żeliwa, np. na żeliwo ciągliwe. 


LITERA TURA 


[1] Motz J.: Werkstofflcund\ichc Aspekte beim Schweisen von graphithaltigen Gusseiscnwerk 
stoffen. Giesserei, Nr 22, s.633, 1982 
[2] Pabl B.: Stand der Technologie das Schweisens der Gusseisenwerkstoffe. Gieseerei,Nr 22, 
s. 642, 1988 
[3] Stronberg J.: Spawanie żeliwa. Przegląd Odlewnictwa, nr I, s.] 2, 1983 
[4] Morrogh H.: BriLFoundary, No 4, s. 297-307, 57/1964 
[5] MeSwain R.H., Batos C.F.:The Metallurgy of Cast Iron. SLSopherin/Schweits, s.3 I 5, 1975 
[6] Patterson W., BagIer S.: Volumendofizit bei der Brstarrang von Met!lllen Forsch. Ber. Land 
N ordhein- W estfalen nr 1591, Ko]n 1966 
[7] Patterson W., Keppe W.: Giesserei Techn, Wiss Beth. ]4, nr 4, s.213-224, 1962 
[8] Oldfield W.: BClRA J.IO, nr I, s.17-27, 1962
>>>
Spajanie odlewów przegubów z rurą... 


205 


[9J Oldfie]d W.: BCIRA J. 9, l, nr 4, s.506-518, 1962 
[II] Benvard P.: Tonderio 31, nr 354, s.89-99, 1976 
[12] Pahl B.: Schweissen u.Schneiden. Oiisseldoń 1978, s. I 19, Giesserei 64, nr 22, s.575, 1977 
[13] Kiser S.D.: Trans. Amer. Foundry. Soc.85, s.37, 1977 
[14] Kopp H., Kopp W.U., Weidman E.: Prakt.Metallogr. I 5, nr 2, s.53, 1978 
115] Hommes et Fond., nr 39, s.38, 1973 
[16] Kosfeld G.: Giesserei 69, nr 5, s.112, 1982 
[17] Jahre H.: ZIS - Mitt.2I, nr 8, s.821, 1979 
[18] Gregora E.N., Jones S.B.: Weld Inst.!, s.145, 1977, 
[19] Bishel R.H., Cenavay H.R.: Trans. Amer. Foundry Soc. 84, s.487, 1976 
[20] Asholand D.R., Nirota Y.: Trans. Amer. Foundry Soc. 87, s.91, 1979 
[2 I] Schaffland R., Theis B., Wolf A.: Rohre Wasser. Gas. 9, s.2, 1974 
[22] Wolf A.: Rohre Wasser. Gas. II, s.30, 1976 
[23] Grundmann H.: Schweissen von Gusseisenwerkstoffen und Stahlgus. Schweiss. Praxis, Bd.8, 
Diisseldorf 1977 
(24]VDG-McrkblattNr 60. Fertigungsschwcissen von Gusstucken aus Gusseissenmit KugeIgra- 
phit. Diisseldorf 1976 
[251VDG-Mcrkhlatt Nr I. Abben von Bigenspanungen in Gusstucken aus Gusseisen mit. Lamel- 
lon-graphit, Diisseldorf] 964 
[26] Wały przegubowe-telcskopowe. Katalog Agromet, FMR Lublin, Wyd. Przem.Masz. WEMA, 
Warszawa 1975 
[27] Kubac R., Pilarczyk Sz., Premdzis A.: Tablice stali zwykłej jakości. "Śląsk", Katowice 1981 
[28] Poradnik Inżyniera - Spawalnictwo. Cz.1 i 2, WNT, Warszawa 1983 
[29] Mistur L: Spawanie gazowe i elektryczne. WS i P, 1984 
[30] Piaskowski J., Jankowski A.: Żeliwo sferoidalne. WNT, Warszawa 1974 
[31J Mistur L.:Techno]ogia spajania i cięcia żeliwa. Wyd.lV, WNT, Warszawa 1976 
[32 J Pilarczyk 1.: Technologia spawalnictwa. Politechnika Śląska, Gliwice 1975 
[33] Brózda 1., Pilarczyk l., Zeman H.: Spawalnicze wykresy przemian austenitu CTPc-S."Śląsk", 
Katowice 1983 
(34] Tabor A., Ptak W. i inni: Dobór parametrów dla prawidłowego łączenia przez zgrzewanie 
cierne (tarciowe) względnie spawanie żeliwnych widłaków z rurami stalowymi. Praca NOT- 
ZUT, nr rej 187/85, Kraków] 985 
[35] Skarbiński M.: Technologia konstrukcji. WNT, Warszawa 1977 
[36] Praca zb.: Katalog żcliwa sferoidalnego. Wyd. Inst. Odlewnictwa, Kraków 1981 
(37] Ruge J.: lIandbuch der Schweisstechnik. 8d. I i II, Springer - Verlag, Berlin- Heidelberg- 
N.Y ork 1980 
[381 Michalski S., Kamiński Z.: Zgrzewanie tarciowe. WNT, Warszawa 1975 
(39] Takass S., Oschida Y.: 45 Internationaler Gussereikongress Vortr. nr 17, Budapest 1978 
140 I Dokumentacj a Techniczno-Ruchowa Zgrzewarki ZTa-I O 
[41 I Ellis C.R.G., Nicholas E.D.: Wpływ podstawowych parametrów zgrzewania tarciowego na 
charakterystykę złąc7.a. Opracowanie przedłożone na Międzynarodowym Sympozjum 
Zgrzewania Tarciowego przeprowad7.onego przez Japońskie Zjednoczenie d/s Zgrzewania 
Tarciowego, DOC 111-378-69, Tokio 1969 
142] Rage A.: 44 Internationaler Giessereikongress Vortr. Nr 10, Florenz 1977, s.a. Hommes et 
Fond. nr 90, s.33-42, 1978. nr 91, s.19-28, 1979 
[43] Haller R.: Giesserei Techn.-Wiss. Beih, Nr 20, s.1049- 1065, 1958 
[44] Hutter S., Neumann H.: Giesserci nr 27, s.1001-1007, (46) 1959 
[45] Tabor A, Stryjski 1., Maguda T. i inni: Próby prawidłowego łączenia przez spawanie żeli- 
wa sferoidalnego ze stalą z uwzględnieniem pełnej charakterystyki złącza spawanego oraz 
jego wytrzymałości. Praca ZUT -NOT, nr rej.181 /84, Kraków 1984 
[46] Ptak W. : Zgrzewanie tarciowe żeliwa sferoidalnego ze stalą. Praca dyplomowa, Politechnika 
Krakowska, Kraków 1990
>>>
206 


Adam Tabor, Wacław Ptak, Marek Szczy bura 


WELDING OF ARTlCULA TED JOINT CASTlNGS WITH LOW CARBON 
STEEL TUBES FOR POWER TRANSMISSlON ELEMENTS IN 
AGRICUL TURAL MACHINERY 


Summary 


This paper presents the weldability of nodular iron casting with low carbon steel. The 
technoIogy of welding and friction bonding articu1ated joints with steel tubes is show. The 
authors ilIustrate the functional quality of jointed shaft manufacturing using this technology.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


SP A W ALNOŚĆ ULEPSZONYCH CIEPLNIE BLACH ZE STALI 
14HNMBCu i 10GHMBA 


Jerzy Łabanowski, Janusz Ćwiek 


Politechnika Gdańska, Katedra Metaloznawstwa i Obróbki Cieplnej 
ul. G. Narutowicza 11,80-952 Gdańsk 


Przedstawiono wyniki badań cztcrech polskich blach o grubości 12 mm wykona- 
nych z ulepszonych cieplnie stali I4HNMBCu E690T i IOGHMBA E620T. 
Wykonano badania materiałów rodzimych i złączy spawanych. Przeprowadzono 
próby spawalności i oceniono skłonność złączy do pękania zimnego. Badania wy- 
kazały, że I'MÓWnO blachy jak i ich złącza spawanc spełniają wymagania stawiane 
przez przepisy towarzystwa klasyfikacyjnego Det norske Veritas dla stali na kon- 
strukcjc morskie. 


1. WSTĘP 


Współczesne konstrukcje morskie często wymagają stosowania wysoko- 
wytrzymałych blach wykazujących dobrą plastyczność i zadowalającą spawalność. Stale 
wysokowytrzymałe sąjuż szeroko wykorzystywane na okręty wojenne, duże tankowce 
oraz konstrukcje przybrzeżne, szczególnie wieże poszukiwawcze i wydobywcze ropy 
oraz gazu ziemnego. W Polsce dotychczas przemysł okrętowy nie stosował tego typu 
stali, lecz planowana eksploatacja złóż ropy i gazu spod dna Bałtyku może wkrótce 
spowodować zapotrzebowanie na te stale. Również Marynarka Wojenna zainteresowana 
jest zastosowaniem wysokowytrzymałych stali na konstrukcje nowych jednostek. 
Stale wysokowytrzymałe można podzielić na trzy grupy ze względu na techno- 
logię produkcji; są to: stale ulepszane cieplnie, stale otrzymywane w wyniku obróbki 
termomechanicznej (istnieje wiele odmian tego procesu) , oraz stale z dodatkiem miedzi 
utwardzane wydzielen iowo. 
W Polsce stale wysokowytrzymałe produkowane są jedynie w procesie ulep- 
szania cieplnego. Ich ilość jest dotychczas ograniczona, prawdopodobnie ze względu na 
niewielkie zainteresowanie ze strony przemysłu. Produkowane stale ujęte są w normie 
branżowej BN-84 10642-45.
>>>
208 


Jerzy Łabanowski, Janusz Ćwiek 


CI) 
= 
oN 

 
.D 

 
... 
C. 
.
 
-'" 

 
c 
o 
.. 
CI) 
E 
o 
,:: 
u 
2 
'" 
c 
'0 
"'" 
o 
o; 
E 

 
. 
:: 
'0)' 
:'2 

 
. 

 


1.1.. o 
"? 
0- -:i. o 
" 
'" o ":t o r- o 
'" N c:-- 
 N N 
o 0"- C ;::: o 
 w o o \O ""1 
z r- ":t N 
X r- 
'" 
- E 
O II , NO 
Z 
f-- -:i. 
" o 
1.1.. :gN "? 
0- 
';f? o 
N OV) O"- r- o 
'" W x O 000 V) N c:ł o 
, N C ""1 
 E O 0\0 - r- 
N ":t N 
Z - II 
 r- 
O co E o 
. II ;' 

 .- 
f-- - ol-. 2 .U' 
o 8 N o '" 
E o N C 
1.1.. '" 6'#. "? s :o 
ON x O .., N E 
o - CI) ",- o C!)' o 
VI Eer r) r- o -'" 
VI C CI) 00 o'" c:ł N 'Uj 
.D II v ot: o s 
 w o /)0 6 V', _ o ;::: ""1 13 
4; .0 
 \O V) ":t N .
 
Z - 
 II 
 \O .
 C!)' 
'" 
 oD 
C 
 .;;; 
o '" N . o o 
ON ;' '" CI) 
c '-' 
o o
 '"O OD 
 
- - o 
:o x
 o- C!)' 
 
o "'o CI) o 
 
1.1.. .o E . o
 "? 
 - 
o II :( 
 '"O 
o - .- t:o.. N S o bI) 
o '" .0 o r- r- o '" .; 
V) c 
o t r-;- o \O N N o S 
w og 01, '" o - C ;::: ""1 o ';' 
 o V) 
o ::z ..c: ":t N C 
 
Z ,.- -'" \O 
 .
 

 
N o "2 o 
O '" E"# ;' .E .D 
:: o 
- e- litr) o .
 
C OO bI) 
::t
 o ., c  
1.1.. o "? 
 o c:: 

o .
 E o 
o - " N o E '" N 
'" 0 0 N r- o ON 
":t \O . r- o r- N c:ł o ., '" 
w o o , \O - c ""1 ,:: ,:: c:: 
 6
 o ":t r- u 
 .::: 
z r- ":t N ::J 
 .....c:: 
f-- - : V) '"O " 
-o 
o o '" IJJ .-, o 
O II ;' 
 '" .
 
 
Uj + c:: 
., .D :: 
- r- -:i. .
  I 
 E g 
" o C'C + ""0- 
00 
1.1.. - "? _ N t:- 
V') ° I LI') o 
 
0- o o 15 
 ..- .... 'u 
N X 00 r- o c. + oL
 
":t '" \O o 00 N N o 
w E 2, N - C ;::: ""1 
zl

:'6 
 II ..., ":t ":t N 
 + .
.E 
z- u VI 
o .!:: o t: o 
O ;' c:: ., '" 
lU + ._ c 
g 
 o C..5 
.....u N
 CI: 
.

 f 
 
...... ....., ....., 

 '" 6 
CI) 
- '" .- ., .ś 1:5 .ś o + 
 b 

 t: 
 
 E u EU 
u;I

U) 
.
 !5. '" o::»::!o. 
 + E ..., 
CI) E ., t:o.. E'i5:":5,:..:-g . 
Oc ., 'u '" ::t "# 
 
 .
 2.....; 'o. o. U '" oD 
-'" '" '" ,:: 
 t:o.. . O! '" II .
 ., 
c .) :: o o oN 
., .!2 t: .D::t .5° i .- 0.'- c. . - .
 o 
c:: ..!:! '"O 'o E ca
_x__ o.. '"O u. ::t::t 
E E "'" '" .o E.,,, :8:g
:8--g E o 
'" '"O : .... .... -.. I- .... ., , , 
o o o /) or::r::: c... o..
 o."VJ I- - N..., 
- roi ...; «i V', -D 



 
'" 

 
'"O 
 
C 
o 
'" 
c 
'" 
bI) 
'" 
E 
;.... 

 


....: 



 
CI) 
oD 
'" 
I-
>>>
Spawalność ulepszonych cieplnie blach... 


209 


Stale ulepszone cieplnie wykazują zazwyczaj dobre właściwości wytrzy- 
małościowe i plastyczne, lecz o ich przydatności na konstrukcje decydują właściwości 
złączy spawanych. Stosunkowo duża ilość pierwiastków zwiększających hartowność 
stali niekorzystnie wpływa na spawalność, w wyniku czego złącza spawane mogą wyka - 
zywać skłonność do pękania zimnego oraz ograniczoną ciągliwość. 
Przydatność polskich stali ulepszonych cieplnie dla przemysłu okrętowego 
zbadano w oparciu o przepisy towarzystwa klasyfikacyjnego Dn V [1,2], które jako pie- 
rwsze wprowadziło wymagania dla tej grupy stali. Podstawowe wymagania przepisów 
DnY dla stali wysokowytrzymałych na ruchome konstrukcje przybrzeżne zestawiono w 
tabeli I. 
Badania zostały podjęte na zlecenie i we współpracy z Akademią Marynarki 
Wojennej w Gdyni. 


2. METODYKA I WYNIKI BADAŃ 


Do badań użyto po dwie blachy o grubości 12 mm z dwóch różnych wytopów 
stali ]4HNMBCu wg BN-84/0642-45 , oraz nowo opracowanej stali IOGHMBA wg 
TWT-WSMW/02.l/85, wyprodukowanych przez Hutę Częstochowa. Skład chemiczny 
badanych blach podano w tabeli 2. 


Tabela 2. Skład chemiczny badanych blach (wg analizy kontrolnej) 


Gatunek stali Skład chemiczny, % 
Nr wvtonu C Mn Si P S Ni Cr Mo Cu B 
14I1NMRCu 0,]9 0,73 0.2.5 0,019 0.015 0,70 0,64 0,.50 0,29 0,004 
61692 
I4HNMBCu 0,17 0,66 0,36 0,014 0,017 0,70 0,.5.5 0.4.5 0,29 0,003 
17649 
10GIIMI3A 0,08 0,76 0,31 0,021 0,008 0,2.5 1,0.5 0..50 0,30 0,00.5 
116520 
10GHMBA 0,09 1,66 0,24 0,016 0,014 0,20 0,98 0,42 0.37 0,004 
114110 


Badania właściwości mechanicznych blach zostały wykonane zgodnie z wyma- 
ganiami DnY [1,2]. Uzyskane wyniki przedstawiono w tabeli 3 
Złącza do badań właściwości mechanicznych spawano trzema podstawowymi 
metodami: ręcznie elektrodami otulonymi, półautomatycznie w osłonie mieszanki gazo- 
wej oraz automatycznie łukiem krytym. Każdą metodą wykonano po dwie płyty próbne 
ze złączani doczołowymi o wymiarach 300 x 500 mm. Zastosowano następujące mate- 
riały dodatkowe i warunki spawania: 
spawanie ręczne elektrodami otulonymi - (SMA W - shielded metal arc welding)- 
niskowodorowe elektrody EB 160 (E603 B20) $ 4 mm, zastosowana energia 
liniowa spawania = 20 -;- 25 kJ/cm,
>>>
210 


Jerzy Łabanowski, Janusz Ćwiek 


spawanie automatyczne łukiem krytym (SA W - submerged arc welding) - drut 
ESAB OK Autrod ej 5 mm, topnik ESAB OK Flux 10,7], zastosowana energia 
liniowa spawania = 17 -o- 18,5 kJlcm, 
spawanie w osłonie mieszanki gazowej - (MAG - metal active gas welding) - drut 
SpG l SN2pr ej 1,2 mm, gaz ochronny - Ar + 20 % C02' zastosowana energia linio- 
wa spawania = I I -o- 13,5 kJ/cm. 


Tabela 3. Właściwości mechaniczne badanych hlach. 


Właściwości mechaniczne Praca łamania DnY DnY 
Gatunek stali (z Dróbv rozci'umnia) ISO Chamy Y kat. odmiana 
Nr wytopu Rm Re A5 Z Temp. KY wy trzy- piast y- 
MPa MPa % % oC J małości czności 
14HNMBCu 863 779 14,3 38,8 -40 29 NY690 E 
61692 
14J-1NMI3Cu 773 701 ]5,7 56.8 -20 30 NY690 D 
17649 
IOGHMBA 752 718 ]7,2 60,6 -20 2 NY620 D 
116520 
] OGHMBA 720 668 20,0 66.2 -40 38 NY620 E 
114110 


.Badania wykonano na próbkach pobranych poprzccznie do kierunku walcowania blachy 


W tabeli 4 pokazano wyniki prób rozciągania oraz zginania złączy spawanych, a 
wyniki prób udarności zestawiono w tabeli 5. Próby udarności złączy spawanych 
przeprowadzono na próbkach ISO Charpy V z karbem naciętym w osi spoiny, w strefie 
przejścia (SP) oraz w strefie wpływu ciepła 2 mm od strefy przejścia (SWC2) i 5 mm 
od strefY przejścia (S WC5). 
Skłonność do tworzenia pęknięć zimnych po spawaniu badana była w próbach 
CTS i Tekken wg PN-90/M-69760. Z każdego wytopu przygotowano po 9 - 12 próbek. 
Przed spawaniem próbki Tekken były podgrzewane w piecu komorowym do tempe - 
ratury 20 - 150 oc. Temperaturę początkową próbek CTS regulowano w zakresie od 
-20 oC do -j 20 oc. Poniżej temperatury otoczenia próbki spawano w specjalnej nisko- 
temperaturowej komorze spawalniczej. 
Wyznaczone w próbach spawalności najniższe temperatury podgrzewania 
wstępnego stali, zapewniające uzyskanie złączy bez pęknięć, zestawiono w tabeli 6.
>>>
Spawalność ulepszonych cieplnie blach... 


21 I 


Tabela 4. Wyniki prób rozciągania i zginania złączy spawanych 


Gatunek stali Metoda Rm Kąt gięcia * Kat. wytrzymałości 
Nr wytopu spawania MPa o 
14HNMRCu SMAW 812 105 NV 690 
61692 SAW 84] 133 NV690 
MAG 832 63 NV690 
I4I1NMBCu SMAW 772 155 NV690 
17649 SAW 772 132 NV690 
MAG 789 74 NV690 
10GHMBA SMAW 766 126 NV620 
116520 SAW 764 180 NV620 
MAG 748 58 NV620 
10GHMBA SMAW 741 180 NV620 
114110 SAW 727 180 NV620 
MAG 767 180 NV620 


*Promień trzpienia gnącego g = 3a, a - grubość blachy 


Tabela 5. Wyniki prób udarności złączy spawanych 


Gatunek Od- 
stali Metoda Praca łamania JI temp.w oc mIana 
spawa- plast.- 
Nr fila MR SP SWC2 SWC5 DnY 
wYtopu 
14HNMBCu SMAW 32/-40 34/-40 27/-60 28/-20 D 
61692 SA W 29/-60 27/-60 30/-40 28/-40 E 
MAG 28/-40 39/-40 33/-40 35/-40 E 
14HNMBCu SMAW 33/-40 36/-40 28/-40 27/-40 E 
17649 SAW 39/-60 38/-60 34/-60 31/-20 D 
MAG 35/-40 28/-40 29/-40 30/-20 D 
10GHMBA SMAW 38/-20 36/-20 3 1/-20 3 1/-20 D 
116520 SA W 107/-20 71/-20 31/-20 30/-20 D 
MAG 45/-20 38/-20 38/-20 30/-20 D 
10GHMBA SMAW 29/-60 271-60 48"/-40 31/-60 E 
114110 SA W 50/-60 30/-60 29/-40 27/-40 E 
MAG 34/-60 29/-60 41/-40 33/-40 E
>>>
212 


Jerzy Łabanowski, Janusz Ćwiek 


Tabela 6. Najni:l.sze temperatury podgrzewania wstępnego dla stali 14HNMBCu i IOGI-IMBA 
wy Lnaczone w próbach Tekken i CTS 


Gatunek stali Najniższa temperatura podgrzewania wstępnego, oC 
Nr Wytopu CTS Tekken 
I41fNMBCu O 150 
61692 
14I-INMBCu +20 125 
\7649 
10GHMBA O 100 
116520 
10GHMBA +20 - 
1141 \0 


3. PODSUMOWANIE 


Badania materiałów rodzimych blach wykazały, iż spełniają one wymagania 
przepisów DnV [1,2] dla stali kategorii wytrzymałości NY620 i NY690. 
Wymagania przepisów DnY stanowią, że złącza spawane powinny wykazywać 
właściwości mechaniczne (R m , KY) nie gorsze od stawianych materiałom rodzimym. 
Badane złącza wykonane trzema metodami spełniły te wymagania. Należy jednak 
zaznaczyć, że wyniki prób zginania dały w większości przypadków wynik negatywny. 
Nie może to jednak wpłynąć na ocenę złączy, gdyż przepisy DnY me wymagają 
przeprowadzania prób zginania złączy. 
W tabeli 7 zestawiono odmiany plastyczności badanych blach oraz ich złączy 
spawanych. Jak widać, złącza spawane wykazały taką samą lub lepszą ciągliwość w 
stosunku do materiałów rodzimych za wyjątkiem jednego złącza stali 14HNMBCu. 


Tabela 7. Odmiany plastyczności badanych blach i ich złączy spawanych wg DnV 


Gatunek stali Materiał Złącze spawane 
Nr wytopu rodzimy SMAW SAW MAG 
14HNMBCu E [) E E 
61692 
14HNMBCu D E D D 
17649 
IOGHMBA D D D [) 
116520 
lOG liMBA E E E E 
114110
>>>
Spawalność ulepszonych cieplnie blach... 


213 


4. WNIOSKI 


I. Przeprowadzone badania wykazały, że badane blachy o grubości 12 mm z ulepszo- 
nych cieplnie stali 14HNMBCu i JOGHMBA oraz ich złącza spawane spełniają 
wymagania właściwości mechanicznych stawiane przez przepisy towarzystwa 
klasyfikacyjnego DnY dla stali na ruchome konstrukcje morskie. 
2. Złącza spawane badanych blach są skłonne do tworzenia pęknięć zimnych w warun- 
kach silnego utwierdzenia. 
3. Technologia spawania blach powinna uwzględniać kontrolę energii liniowej spawa- 
nia, stosowanie podgrzewania wstępnego oraz dobór niskowodorowych materiałów 
dodatkowych. 


5. LITERATURA 


[I] Rulcs for Ships. Det norskc Veritas, January 1992 
[2] Rules for classification ofMobile Offshorc Units. Dct norske Vcritas, January 1985 


WELDABILlTY OF QUENCHED AND TEMPERED SHEETS OF I4HNMBCu 
AND tOGHMBA STEELS 


Summary 


A papcr prcsents rcsults ol' investigation carricd out on quenched and tcmpercd platcs, 12 
mm in thickness, madc of high-strcngth low-alloy steel gradcs 14HNMRCu (with minimum yield 
point 690 MPa) and IOGHMBA (with minimum yield point 620 MPa). The obtaincd rcsults show 
that cxamined plates and their welded joints mcet Dct norskc Vcritas' (DNV) requiremcnts for 
marin e constructions. Susceptibility to cold cracking oftested stecls was evaluatcd evcntually.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


WSPÓŁCZESNE ZAGADNIENIA ZGRZEWANIA 
WYBUCHOWEGO MET ALI 


Włodzimierz Walczak, Jacek Bielawski 


Politechnika Gdańska, Katedra Technologii Materiałów Maszynowych i Spawalnictwa 
ul. G. Narutowicza II, 80-952 Gdańsk 


Zaprezcntowano metodł,: zgrzewania wybuchowcgo metali oraz jej teoretyczne pod- 
stawy i dotychczasowe jej zastosowania. Przedstawiono nicktórc wspóIczesne pro- 
blemy, jakie stoją przed zgrzewaniem wybuchowym oraz niektóre próby ich rozpra- 
cowania w badaniach Katedry Technologii Matcriałów Maszynowych i Spawalnictwa 
Politechniki Gdańskiej, a także w innych ośrodkach naukowych. Omówiono możli- 
wości dalszych zastosowań zgrzewania wybuchowego w przcmyśle krajowym. 


Zgrzewanie wybuchowe jako jedna z metod technik wytwarzania znalazło już 
trwałe miejsce we współczesnej technice. Ponieważ jest to metoda wciąż mało znana i 
rozpowszechniona, na wstępie podano jej skrócony opis i podstawy teoretyczne oraz 
podstawowe zastosowania, aby na tej bazie przedstawić niektóre współczesne problemy 
zgrzewania wybuchowego i próby ich rozwiązania. 


6 
3 
2 


9 


Ł-- 7 
Y.

 
- r 5 


Rys.l Schcmat ustawienia płyt do zgrzewania: l) podłoże, 2) płyta nastrzcliwana, 3) odcinki wy- 
biegowe, 4) detonator. 'i) płyta podstawowa, 6) spoiny sczcpne, 7) podkładka ochronna, 
8) materia' wybuchowy. 9) pojemnik na materia' wybuchowy
>>>
216 


Włodzimierz Walczak, Jacek Biclawski 


Zgrzewanie wybuchowe przeprowadza się na płytach o obrobionych powierz- 
chniach kontaktowych, które ustawione są do zgrzewania na odpowiednim podłożu 
zgodnie ze schematem przedstawionym na rysunku ]. Detonacja materiału wybucho- 
wego ułożonego na powierzchni górnej płyty powoduje zderzenie płyt i przy odpowie- 
dnio dobranych parametrach ich połączenie przebiegające zgodnie ze schematem 
przedstawionym na rysunku 2. 


Rys.2. Schemat przebiegu Lderzenia plyt dla dwu podstawowych ukladÓw Igrzcwania: fI - kąt 
zderzenia, D - prędkość detonacji, V. - prędkość zgrzewania 


Parametrami zgrzewania są kąt zdcrzenia 0 oraz prędkość przebiegu zdcrzenia 
V, która w przypadku równoległego ustawienia płyt jest równa prędkości detonacji 
materiału wybuchowego D. Zgodnie z badaniam i wielu autorów [] -5] warunkiem 
uzyskania połączenia jest zastosowanie parametrów zawartych w tzw." oknie zgrze- 
walności ", wyznaczonym przez linie opisane odpowiednimi równaniami, które zebrano 
i opisano w szeregu publikacjach [l, 2]. Przedstawione wyżej dane akceptuje olbrzymia 
większość badaczy zajmujących się zgrzewaniem wybuchowym. Istnieje jednak również 
pogląd [5-7] ,że umiejscawianie parametrów w oknie zgrzewalności nie jest warun- 
kicm wystarczającym do uzyskania połączenia i koniecznym jest również uwzględnienie 
uśrednionej masy zgrzewanych płyt m wpływającej na wartość energii zderzenia. Masa 
ta jest zależnością ;/I
' 
11m2 - ) (gdzie odpowiednio m., i /"Y/? masy jednostkowe płyt: 
2
1l1 + '"2 
nastrzeliwanej i podstawowej). W przypadku uwzględnienia masy rn "okno zgrze- 
walności" przyjmuje postać trójwymiarowej bryły (powierzchni), którą można przed- 
stawić w układzie [3-v-m [6], (rys.3). 


,8 


" 
-ł - 
Brah fal 
- 
Y e 


RysJ. Obszar parametrÓw fI - V c /apewniających uzyskanie /.h\czy [l]
>>>
Współczesne zagadnienia zgrzewania.. 


217 


Przedstawiony pogląd jakkolwiek znajduje coraz szersze poparcie badaczy, 
wymaga jednak dalszych szerokich badań i stanowi niewątpliwie jedno ze współczes- 
nych zagadnień zgrzewania wybuchowego, które wymagają rozwiązania. 
Innym zagadnieniem teoretycznym jest wpływ podłoża na proces zgrzewania 
oraz własności połączeń, a także problem matematycznego opisu procesu zgrzewania 
wybuchowego, które przy obecnej technice komputerowej wydają się być możliwymi do 
rOZWiązanIa. 
Pomimo nierozwiązanych dotychczas szeregu problemów teoretycznych, meto- 
da zgrzewania wybuchowego znalazla już szerokie zastosowanie praktyczne. Do 
najistotniejszych należy niewątpliwie zaliczyć platerowanie blach i elementów konstru- 
kcyjnych ora/. wytwarzanie warstw pośrednich przeznaczonych do spawania metali i 
stopów wzajemnie niespawalnych lub trudno spawalnych. 
Platerowanie wybuchowe zostało praktycznie opanowane również i w Polsce, 
gdzie wytworzono i zastosowano szereg blach platerowanych wybuchowo (tab. I ). 


RysA. Blacha platerowana stal 00111714M2-Cu J:gr/ana wybuchowo o charaktcrystycznic 
uformowancj powicr/chlll /cwll;lr/llcj 


W zakresie blach platerowanych, współczesne zagadnienia dotyczą ?atem 
pewnych rozwiązań specjalnych. co może ilustrować jeden z przykładów. Jedną z wielu 
zalet zgrzewania wybuchowego jest m07.1iwość platerowania blach o zróżnicowanych 
formach powierzchni podlegających zgr/.ewaniu plyt. Wykorzystując tą cechę wykonano 
płyty bimetaliczne stal 001 I 17N 17M2 + Cu o wymiarach 500 x 400 x ( 8+2 ) mm, w 
których płyta podstawowa posiadała frewwaną w postaci wzdłużnych rowków powierz- 
chni
 kontaktową. Na rysunku 4 przedstawiono blachę platerowaną z charakterysty- 
cznie uformowaną powierzchnią zewnętrzną będącą odwzorowaniem powierzchni płyty 
podstawowej. Wykonane płyty po odpowiednim pocięciu przeznaczono na elementy 
pośrednie w konstrukcj i narzędzi. 
Wytwarzanie łączników przeznaczonych do spawania metali wzajemni(; 
niespawalnych lub trudno spawalnych należy niewątpliwie do bardzo atrakcyjnych 
zastosowań zgrzewania wybuchowego.
>>>
218 


Włodzimierz Walczak, Jacek gielawski 


Tabela l. Blachy zgrzcwant: wybuchowo w PG oraz ich dotychcLasowc zastosowania 


Zgrzewane blachy WytI7ymałość na: Dotychczasowe zastosowania, 
Grubość Wymiary odrywanie śCinanie ich miejsce i skala wielkości 
Materiał powierzchni Ro R śc 
mm m MPa MPa 
St4IK+ M63 SS - II S 1,6 x 1,6 530 SRO dna sitowe o śrcdnicach 700-1 SOO 
5- 10 TIm, 62 szt, łącznic 6St, Mazowic- 
'kie Zakłady Rafinervjne, I'Iock 
St41 + Al 20 2,5 x O,.:'i 173 138 dotychczas nic zastosowano 
6 - 10 w przcmvślc 
St4] + Al 20 -10 2,5 x 0,5 160 171 ącmiki do spaw. stali z P A II 
+ PAlI 6 ok.2000 mb/rok,Stocznic: GdaiJ - 
ska, Szczecin, Rcm."(;rytia,."GdYI1- 
ska Rem. Nauta, Szczccin ."Parni- 
'a", ."Wisla.", StTczew, i in. 
Stale 20 -110 2xl 550 300 t;siska do dalszego walcowania, 
Ikonstrukcyjne 2 - 10 'eria próbna dla Huty im. Rierllta 12 
+ stale szt. 00 tj, W) twarzania blach za- 
nicrdzewne niechano 
Stale 20 -100 2xl 320 260 .zczęki zgrzcwarek - seria prób na 
konstrukcyjm 2-8 0,3t dla lJZKS -Starosiclce, blachy 
I-Cu platerowane dla Hutv im.Scdnmira 
III 18N9T 2 - 20 0,8 x 0,4 221 184 dotychczas nic Laslosowano 
+ Al! 2-8 w Drzcmvślc 
Cu +Ag S - 20 0,8 x 0,4 210 ISI dotychcnls nic zastosowano 
2 w orzcmvśle 
AI+ClI 16 - 20 O,R x 0,4 ISS 130 dotychczas nic zastosowano 
2 w Drz.cmvślc 
Stal 20 2 x l 520 - dotychczas nic zastowano 
konstrukcyjm 2 IV' przcmyślc 
+ nikiel 
Stal 10 - 30 2xl 490 - jdotychuas nie zastosowano 
konstrukcyj m 4 v przcmyśle 
+ I NM30 
DI140 (, 2,2 x 0,5 120 140 ączniki do spawania stali z PAU 
+AI +PAI3 6 Ivr Lem vsl stoczniowy 
00H17NI4M 8 0,4 x O,S 320 340 ącmiki do spawania 
+ CLI 2 łmatcriałów trudno sDawalnvch 


Ogólną zasadę stosowania łączników przedstawiono na rysunku 5. 
Wytwarzanie łączników polega na wykonaniu blach platerowanych wybucho- 
wo składających się z dwóch lub więcej warstw o określonej grubości. Blachy te po 
wyprostowaniu i kontroli ultradźwiękowej zostają pocięte na łączniki o odpowiednim 
kształcie i wymiarach (rys. 6), które stosuje się następnie do spawania konstrukcji np. 
aluminiowo-stalowych (rys. 7), 
Szczególne znaczenie w tej dziedzinie wydają się mieć łączniki do spawania 
konstrukcji stalowo-aluminiowych, Łączniki te wytwarzane zarówno za granicą jak i w 
kraju mają podobne grubości i znormalizowaną szerokość równą czterokrotnej grubości 
przyspawanych do nich blach (rys.8).
>>>
Współczesne zagadnienia zgrzewania.. 


219 


Rys.5. Złącza spawane z zastosowanicm łączników: ł i 2 dwa różne wzajcmnie trudno spawalne 
metale lub stopy, 3 - łącznik zc zgrzewanych wybuchowo metali I i 2 


Rys.6. Wycinanie łączników z blachy zgrzanej wybuchowo 


a) 


'
' ,'lU 

 Pv 


 

 


b) 





 

A
 

 -w


:
 



- -w
 


 


Rys.? Zastosowanie łączników do spawania: a) aluminium zc stalą w konstrukcjach, 
b) stali z micdzią oraz aluminium z miedzią w przcwodach elektrycznych
>>>
220 


Włodzimierz Walczak, Jacek Bielawski 


f Al ej A-A 
a) 3 b) --1 Lr----r 
5 
PAff -
 
Af '" 
 
6 ""' Alf-.j 
51.(f I 
L--' C i 51411 

 i.. !til1W)J)]J
 
I 
:: 
Q 5 J- l 
-'L__ J 

 
) 


Rys.S. Konstrukcja połączenia poszycia nadbudÓwki z.c stopów Al z pokładem stalowym: 
a) nitowana, b) spawana; I - pokład, 2 - st.zrębnica, :; - poszycie Le stopu Al. 4 - nity. 
) - podkładka izolacyjna, 6 - łąC:fIIik: c) dwa warianty (A i 8) poIqczcń spawanych 
wraz z elemcntami technologii ich wykonania 


Grubość łączników waha się w granicach 28-35 mm, przy czym grubość stali 
nie jest zwykle mniejsza od 20 mm; tak duża grubość (a zatem i ciężar łączników) wy- 
nika z faktu osłabienia połączenia pomiędzy aluminium a stalą na skutek działania ciepła 
pochodzącego od spawania. Przyjęto [8J, że temperatura połączenia podczas 
spawania nie powinna przekraczać 3] 5 oc. W dotychczas produkowanych łącznikach 
warunek ten jest spełniany kosztem bardzo dużej ich masy oraz technologii spawania. 
Wymienione niedogodności sprawiają, że technologia ta nie jest optymalną. Przed 
współczesnym zgrzewaniem wybuchowym staje więc zagadnienie jak zmniejszyć masę 
łączników AI-St przy zachowanych własnościach połączenia aluminium-stal poddanych 
spawaniu. Jedną z prób rozwiązania tego problemu podjęto w KTMMiS PG. Próba ta 
polegała na założeniu, iż można dobrać i wprowadzić pomi"dzy aluminium i stal w 
łączniku przekładkę z takiego metalu, która umożliwi zwiększenie wytrzymałości 
połączenia po cyklu termicznym spawania. Na przekładki wytypowano blachy: 
miedzianą, monclową oraz ze stopu tytanu 3W (3,5-0-5 % AL 1,2,,2,5 %V; 0,015 % O'); 

, 
0,0008 % H; 0,1 %C; 0,25 %Fe; 0,12 %Si). Grubości przekładek wynosiły odpowiednio 
2, 4 i 8 mm. Zgrzewanie wybuchowe poszczególnych zestawÓw wykonano w jednej 
operacji stosując specjalnie opracowaną technologii,: zgrzewania wielowarstwowego 
cztercch płyt jednocześnie. W wyniku zgrzewania uzyskano czterowarstwowc blachy, z 
których następnie pobrano próbki do badań na odrywanie (rys.9). 
Badania przeprowadzono zarówno na próbkach pobranych z blach w stanie 
surowym, po zgrzewaniu, jak również z blach po zgrzewaniu i wygrzaniu w odpowie- 
dnich temperaturach. Wyniki zestawiono w tabeli 2. 
Wyniki prób pozwalają na stwierdzenie, że najkof/:ystniejsze rezultaty osią- 
gnięto w przypadku połączeń, w których zastosowano przekładkę ze stopu tytanu, która 
jest jednocześnie najdroższa. Przekładka z monelu wyraźnie podwyzsza temperaturę 
krytyczną połączenia, natomiast przekładka miedziana jedynie w minimalnym stopniu. 
Obydwa ostatnie połączenia cechuje niekorzystna budowa połączenia z licznymi 
pęknięciami i wadami w postaci pęcherzy. 
Należy zatem stwierdzić, że istnieje możliwość wytworzenia łączników o 
mniejszej masie niż produkowane dotychczas, zaś o podjęciu decyzji o ich ewentualnej 
produkcji zadecydują względy ekonomiczne.
>>>
Współczesne zagadnienia zgrzewania.. 


221 


a!
 bJW 
@C!V 
o:u 
 


Rys.9. Próbka na odrywanie: a) schemat próby. b) próbka normalna, 
c) próbka z pogłębionym otworem 


TabcIa 2. Wytrzymałość na odrywanie połączcń Al z rM.nymi mctalami poddanych 
nagrzewaniu w zadanych tempcraturach 


Obróbka cieplna R ośp 
Połączcnie (Je 
MPa 
St,,141 nieohrobionc 112 

. tytan 3 W 380 103 
+ aluminium 460 80 
StallHI8N9T nicobrobione 102 
+ tytan 3W 380 97 
+ aluminium 460 85 
Stal ł II] 8N9T nieobrobione 112 
+ nikiel 315 95 
+ aluminium 380 80 
Stal 41 njeobrobione 108 
+ miedź 315 85 
+ aluminium 380 55 
Stal 41 nieobrobionc 110 
+ aluminium 315 90 
380 60 
UWAGA: czas wve.rzcwania 30 minut
>>>
222 


Włodzimierz Walczak, Jacek Bielawski 


LITERA TURA 


[I] Blażyński T.Z. i inni: Explosive welding, forming and compaction. App. Sc. Pub!. 
London, New York 1983 
[21 Dijeribas A.A.: Fizika uprocznienija i swarki wzrywom. Nauka, Nowosybirsk 1980 
[3] Zacharenko I.D.:Kriticzcskije reżimy pri swarkie w/.rywom. Fizika gorienija i wzrywa, 
TS, No 3, 1972 
[4] Waluak W.: Zgrzewanie wybuchowe metali. WNT, Warszawa 1989 
[5] Lysak W.I. i inni: Wlijanije massy swariwajemych wzrywom elementow na strukturu 
i swoistwa poluczajemych sojcdinienij. Swarocznoje proizwodstwo. No 6, 1981 
16J Lysak W.I. i inni: Opricdielenije kriticzeskich granic proces sa swarki wzrywom. 
Swarocznoje proizwodstwo, No 5 . J 984 
17] Izuma T., Hokomoto K. i inni: Single-Skot explosive Welding Ol' lIard-to-Weld lIS 
A5083/SUS304 Clad using SUS304 Intermediatc Platc TranslatIOn ol' the Japan Welding 
Society. Vol 23, No 23. April 1992 


PRESENT ISSUES OF METAL EXPLOSIVE WELDlNG 


Summary 


In this article a method of metal explosivc welding, its prcscnt employment and 
thcoretical basis hcs been shown. The problems of todays explosive wciding and some mcthods ol' 
solving them by KTMMiS PG or other rcsearching centres were presented Oportunity ol' 
employment of explosive wclding in domcstic industry wcre talkcd abouL
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE Nr 193 - MECHANIKA (38) - ]995 


ANALITYCZNA OCENA PROCESÓW TERMICZNYCH 
W PROCESIE SP AWANIA - WYBRANE PROBLEMY 


Eugeniusz Ranatowski 


Akademia Techniczno-Rolnicza, Katedra Materiałoznawstwa i Technologii Metali 
ul. Ks. A. Kordeckiego 20, 85-225 Bydgoszcz 


W części wst
pnej artykułu omówiono ogólnc zasady modclowania procesów 
termicznych w obrębie powstającego złącza spawanego. W dalszej kolejności 
określono modele analityczne przewodzenia ciepła, bazując na różnych formach 
równania rÓi.niczkowego cząstkowego (R.R.Cz.) drugiego stopnia wraz z zasada- 
mi ustalania warunków brzcgowych i początkowych. Zestawiono również sto- 
sowne modcle analityczne źródeł ciepła, niezbędne w R.R.Cz. Ostatnia część 
artykułu poświęcona jest metodyce rozwiązywania R.R.Cz. ze szczególnym 
uwzględnieniem mctody przekształceń całkowych. Podano przykład rozwiązania 
R.R.Cz. z uwzględnieniem działania cylindryczno-potęgowo-norma1nego źródła 
biorąc pod uwagę wymianę ciepła na powicrzchni płyty. 


1. WSTĘP 


Współczesne metody spawania bazują na źródłach ciepła o różnym stopniu kon- 
centracji strumienia energii i mocy. Efektywność ich wykorzystania jest uzależniona od 
umiejętności przewidywania skutków ich działania poprzez charakterystykę przestrzeni 
wymiarowej procesu: pól temperaturowych T(x, y, z, t) i sprzężonych z nimi paramet- 
rów charakteryzujących cieplny cykl procesu spawania: wT ' t800 _ 500 ' t n itp. Jednym 
z kierunków zmierzających do osiągnięcia tak postawionego celu, opartego na kryte- 
riach optymalizacyjnych, jest ocena skutków termicznego oddziaływania źródła ciepła 
poprzez analizę i symulację modelową tego procesu. Realizacja tego zadania wymaga 
więc opisu zachodzących wewnętrznych prawidłowości obejmujących układ: źródło 
ciepła - spoina - strefa wpływu ciepła (SWC). Każdy z elementów wlw układu 
wymaga odrębnego podejścia i oceny z uwagi na zupełnie odmienny przebieg zjawisk 
fizycznych zachodzących w elementach układu, aczkolwiek bezpośrednio sprzężonych z 
sobą i na siebie oddziałujących.
>>>
224 


Eugeniusz Ranatowski 


Charakterystykę źródła ciepła wykonuje się określając jego moc oraz formę jego 
rozkładu, zgodnie z rozkładem normalnym Gaussa. Modelowanie spoiny jest bardziej 
złożone, gdyż związane jest z konwekcyjnym transportem masy, pędu i energii, a jego 
opis wymaga zasadniczo szeregu równań tóżniczkowych opartych na zasadzie zacho- 
wania masy, pędu i energii. 
W obszarze SWC - zachodzi głównie transport strumienia energii na sposób 
ciepła poprzez przewodzenie (konduktywność) i może być opisany poprzez równanie 
różniczkowe cząstkowe Fouriera -Kirchhoffa (F-K). W niniejszym opracowaniu skon- 
centrujemy swoją uwagę głównie na równaniu Fouriera-Kirchhoffa, przyjmując jako 
podstawę rozważań rozwiązania analityczne, opierając się na analizie matematycznej. 
Cenną zaletą metod analitycznych jest forma uzyskanych rozwiązań, cechująca się 
pewnym uogólnieniem i umożliwiająca analizę wymiarową procesu. Do metod anality- 
cznych zaliczamy również te metody, w których obliczenie wartości liczbowych funk- 
cji wymaga pewnej obróbki numerycznej. 


2. CHARAKTERYSTYKA RÓWNANIA FOURIERA - KIRCHHOFFA 


Równanie różniczkowe cząstkowe charakteryzujące przepływ ciepła w SWC ma 
postać: 


. aT 
dllJ (Agrad T) - c P' p -- 
 -q(x, y,z,l) 
al 


(l) 


Dla ośrodka materialnego jednorodnego, równanie (I) możemy wyrazić przez: 


v 2 r _ cpp nr 
 -qv(x.y__ z,t) 
fe al fe 


(2) 


lub po uwzględnieniu operatora V, otrzymamy: 


o2T a 2 T a 2 ,! q
, c pP aT 

 + a;J + azr + 
 = T al 


(3) 


gdzie: 


J 
Ą - współczynnik przewodzenia ciepła, 
msoC' 
. ł ł .. J 
C - clep o w asclwe przy p 
 const , - - , 
p kgOC 
" kg 
P - gęstosc , -::-:J' 
m 
T - temperatura, Oc , 
t - czas , s , 


q" - objętościowe źródło ciepła, 


J 
3 
cm .\"
>>>
Analityczna ocena procesów termicznych ... 


225 


Z matematycznego punktu widzenia, równania (I) -;- (3) są równaniami 
parabolicznymi. Jeżeli w analizowanym obszarze nie ma źródeł ciepła qv == 0, to 
zależności (I) -;- (3) przyjmują postać: 


V2T-
 aT =0 
A at 


(4) 


Dla stacjonarnego pola temperatury 

 = O, równanie (2) lub (3) prZYJmie 
postać równania Poissona: 


V 2 T = _ qy(x,y,z) 
A 


(5) 


a w przestrzeni bezźródłowej qy =' O postać równania Laplace'a: 


V 2 T = O 


(6) 


Równania różniczkowe cząstkowe (5) i (6) są typu eliptycznego. 
Problem oceny pól temperaturowych zmiennych w czasie t - pól nieustalonych _ 
w obszarze V, sprowadza się do rozwiązania równań (I) -;- (3) przy określonych warun- 
kach granicznych: warunkach brzegowych i początkowych. Warunki brzegowe, spoty- 
kane w zagadnieniach termokinetyki, ogólnie możemy określić jako [3]: 


A ( dT ) + Bfi(T) + cf2(P,t) = O 
dn p 


(7) 


gdzie: 
( dT ) 
- - pochodna względem 
dn p 


skierowanej na zewnątrz normalnej n do 


powierzchni S ograniczającej rozważany obszar V w punkcie 
P=(X,y,Z)ES, 
A, B, C - stałe, 
.Ij ( T), h (T) - dane funkcje. 
Jeżeli A = O i B, C "# O, to zgodnie z równaniem (7) otrzymamy: 


Bjj(r)+Cf2(p,l)= O (8) 


Jest to warunek brzegowy pierwszego rodzaju - warunek Oirichleta. Jezeli oznaczymy 
przez p(p,t)= - 
 h(P.t) oraz jj(T)= T , to warunek (8) przyjmie postać: 
B 


T(P,l) = p(P.t) 


(9)
>>>
226 


Eugeniusz Ranatowski 


Jeżeli [2(P,t)= C0/1S1 , to 


T( p. I ) 
 Ii) 
 mtl\'1 


(10) 


Oznacza to, iż na powierzchni ciała jest utrzymywana stała temperatura. 
Jeżeli A, C *- O i B -- O, to zależność (7) ma postać: 


( dl ) 
Al + ("12(1'.1) 
 O 
\ dn I' 


(] ]) 


Jest to warunek brzegowy drugiego rodzaju - warunek Neumana, Jeżeli A - A oraz 
Cf2(p,t)=qv(P.t) to: 


( dr ) 
A - =Qr(1',t)= ql (x.y,.::.t) 
d/1 I' 


(12) 


w punkcie P - (x, y, z) E S, co odpowiada sytuacji, gdy określony jest rozkład strumie- 
nia ciepła oddawanego na zewnątrz lub wnikającego przez powierzchnię S do obsza- 
ru V. 


Jeżeli: 


C 
qł-(P,t)= -'Ah(P.t)'" ° 


( 13) 


to oznacza, iż ciało nie wymienia ciepła z otoczeniem, a warunek brzegowy ma postać: 


( dr ) 

() 
dll I' 


(] 4) 


Jeżeli A. B *- O i C = O, to zależność (7) przyjmie postać: 


A ( dT J 'H/J(r)
 () 
dn ) I' 


( 15) 


Jeżeli fj(F)"" T(P,l), A =)" B = a p. to zależność (15) określimy jako: 


. ( dT ) ' , . (1' ) 
I, --- = -{X P .t 
d/1 I' 


( 16) 


Równanie (16) stanowi warunek brzegowy trzeciego rodzaju - warunek Hankela 
- co według prawa Newtona odpowiada w przybliżeniu wymianie ciepła przez konwe- 
kcję. Wartość współczynnika przejmowania ciepła CI. fi W rzeczywistości jest funkcją 
temperatury T i do obliczeń przyjmuje się zazwyczaj średnią wartość a. /,śr dla analizo- 
wanego przedziału temperatur. 
Na rysunku l przedstawiono schematycznie stosowne warunki brzegowe dla płyt)' o 
grubości g.
>>>
Analityczna ocena procesów termicznych ... 


227 


g 


aT 
A -= a T 7_= O 
aZo o '-u 


aT = -a T , zo= g 
az o T. 


aT =0 
ayo 


Xo 

 


Zo ł 


Xo 
 :1::00 
Yo 
 :!::oo 


Rys. I. Model płyty o dowolnej grubości g wraz ze stosownymi warunkami brzegowymi 
(aO' aT - współczynnik przejmowania ciepła na gómej i dolnej powierzchni płyty) 


Warunek brzegowy (16) może być również uzupełniony o wymianę ciepła po- 
przez promieniowanie powierzchni o dodatkowy człon D( T 4 - To4) , gdzie D zawiera 
informację o konfiguracji geometrycznej emitującej promieniowanie powierzchni oraz o 
ich emisyjnościach. W procesach spawalniczych uznaje się dominację wymiany na 
powierzchniach ograniczających poprzez konwekcję. 
Należy podkreślić, iż w dotychczasowych rozważaniach, również parametry fizyczne 
Ą, al, aT, a -
 Ą I c.p, c p ' p są traktowane jako niezależne od temperatUI)'. Wpływ 
temperatury uwzględnia się jedynie poprzez uśrednienie ich wartości. Jest to tryb postę- 
powania przyjęty dla zachowania liniowości podstawowych równań (1)7 (3) oraz wa- 
runków brzegowych. Uzależnienie parametrów od temperatury prowadzi do nielinio- 
wości równań (I) -o- (3) i warunków brzegowych, co czyni je nierozwiązalne metodami 
analitycznymi. W tej nowej sytuacji rozwiązanie przybliżone można uzyskać jedynie 
przy pomocy metod numerycznych. 


3. CHARAKTERYSTYKA MODELI ŹRÓDEŁ CIEPŁA 


Istotnym elementem związanym z prawidłowym rozwiązaniem równania 
Fouriera-Kirchhoffa jest również ustalenie matematycznego modelu źródła ciepła, przy
>>>
228 


Eugeniusz Ranatowski 


zaehowaniu matematycznie objętościowego zapisu poprzez człon q\,(x.y,z,t). 
Zasadniezo trudnośei natury matematycznej, związane z analitycznym ustaleniem funk- 
eji ąv(x,y,z,t) - dla różnyeh źródeł eiepła i metod spawania - preferują intuieyjną meto- 
dę ich doboru a priori. W tabeli I zestawiono opis ważniejszych spawalniczych źródeł 
ciepła branych pod uwagę przy rozwiązaniach analitycznych rozkładu temperatur w pro- 
cesach spawania. 
Punktowe źródło ciepła jest modelem o największym stopniu uproszczenia rze- 
czywistych źródeł ciepła, gdyż generowana energia skupiona jest w punkcie. Jest to 
jeden z podstawowych modeli przyjętych przez Rykalina i Rosenthal'a do rozwiązań 
analitycznyeh rozkładu temperatury w czasie procesu spawania, aczkolwiek do tej pory 
używany w modelowaniu źródeł ciepła. 
Liniowe źródło ciepła zbudowane jest przy założeniu, iż cała energia na sposób 
ciepła generowana jest na odcinku linii prostej, usytuowanym prostopadle do powierz- 
chni płyt i obejmującym eałą grubość płyty. Jest to model źródła ciepła stosowany rów- 
nież w rozwiązaniach Rykalina, ale do bardzo cienkich płyt - powłok, bez wymiany 
ciepła z otoczeniem. 
Odcinkowe źródło ciepła jest modyfikacją klasycznego liniowego źródła ciepła 
poprzez wprowadzenie skokowej funkcji Heaviside'a. Liniowy i odcinkowy model 
najlepiej odzwierciedlają działanie wysokoskoncentrowanych żródeł ciepła, np. wiązki 
ci ektron ów, lasera. 
Kołowo-normalne źródło ciepła jest stosunkowo dobrym przybliżeniem płytkiej 
penetracji, np. w formie dysku, obejmującej całą grubość w płytach cienkich lub na pew 
ną grubość dla płyt grubszych lub tylko na powierzchni. Jest to model, który może 
odzwiereiedlać różne odmiany spawania łukowego lub nawet spawania acetylenowo- 
tlenowego. W ostatnim przypadku chodzi zwłaszcza o płasko-kołowo-normalne źródło 
ciepła. 
Duże znaezenie, z uwagi na szerokie możliwości modelowania, ma 
cylindryczno-potęgowo-normalny model źródła ciepła. Wynika to z faktu, iż model ten 
zakłada gaussowski rozkład gęstości energii w kierunku promieniowym oraz uwzględnia 
spadek energii o charakterze wykładniczym jako funkcji wym iaru z. Analiza 
uwzględniająca obszar efektywnej penetracji wlw żródła ciepła pozwala stwierdzić, iż 
powierzehnią tą jest paraboloida a poprzez korekcję wartość k. Kz oraz głębokość 
penetracji źródła eiepła :0, nadawać różne cechy, stosowne do odpowiedniej metody 
spawan la. 


Tahcla l. Matematyczna charakterystyka modcli spawalniczych Jródcł ciepła 


Lp Rodzaj modclu źródeł ciepla Analitycma charaktcrvstyka modclu 
l 2 J 
I Punktowe i.rÓdło cicpła ąl' '" Q'Ii(x)li(y)li(z)i\(t) 
chwilowcgo działania 
2 Liniowe frÓdło cicpla Q'. . . :) 
chwilowcgo działania q\, 'c --(i(x) (i(y)i\(t).u(Z{) 
zO 
3 Liniowc źródło ciepła = 2 i\(x)8(y)u(:o - z) 
ciągłego działania ą\, 
:0
>>>
Analityczna ocena procesów termicznych ... 


229 


l 2 3 
4 Kołowo-normalne źródło ciepła Q.k -kr 2 
ciągłego działania, penetrujące qv = -
- . e 
g'n 
całą grubość płyty r 2 = x 2 + i Q.k 
, ąvmax =- 
g.n 
5 Kołowo-normalne źródło ciepła Q . k kr 2 
ciągłego działania o dowolnej ąv = --.e - (l-u(z - zO» 
ZO" n 
głębokości penetracji Zo Qk 
ąvmax =-- 
zOn 
6 Płasko-kołowo-normalne źródło _ 2Q.k -kr 2 o( ) 
ciepła ciągłego działania o qv--e . z 
TI 
działaniu powierzchniowym 2Qk 
zo= O ąvmax=-- 
n 
7 Cy]indryczno-potęgowo -kr 2 -K .z 
-normalny model źródła ciepła ąv =qvmax.e z (l-u(z-zQ» 
kKz.Q 
qv max = 
[n(l-exp(-Kz' zO))] 
8 Półkulisty model źródła ciepła 613.Q 3 1 (x'+y'+Z') 
ciągłego działania q ==
-'eR 
v R 3 1tj;; 
6fjQ 
qvmax =-
 
TI 2 . R 3 
9 Półelipsoidalny model źródła -3x 2 -3y2 -3z2 
ciepła ciągłego działania 6J3Q a 2 .e b 2 .e c 2 
qv=

'e 
(a, b, c - półosie elipsoidy) abcTI In 
6J3Q l 
qv max = -----r . abc 
n 2 
10 Dwie ćwierćelipsoidy - przednia część źródła 
stanowiące model źródła ciepła -3x 2 _3y2 -3z 2 
(przednia część źródła a I ' b I ' 6fjQ a 2 b 2 c 2 
] 
c I - półosie ąvp = I p j; e .e .e 
tylna część źródła. albcn TI 
- tylna część źródła 
a2' b 2 . C2 półosie) -3x 2 -3y2 -- 3z2 
q =IYJ. =h 6fjQ a 2 b 2 c 2 
q = c2 = c ql't = ft .e 2 .e .e 
a2bcn ,J; 
al i' a 2 I p + ft = 2 


W zależnościach przedstawionych w tablicy I przyjęte symbole oznaczają: 
Q' - pracę wykonaną przez źródło ciepła, J, 
Q - moc źródła ciepła, W, 
o(x), o(y), o(z) - dystrybucje Diraca, cm-t,
>>>
230 


Eugeniusz Ranatowski 


Kz 
Zo 


- dystrybucję Diraca, s " 
- funkcję skokową (Heaviside'a), 
- współczynnik koncentracji źródła, cm- 2 , 
- wykładnik potęgowy źródła ciepła, cm -I, 
- głębokość penetracji, cm, 
- współrzędne w układzie kartezjańskim. 


o(t) 
u(zO-z) 
k 


x,y,z 


Modele półkuli, półelipsoidy oraz złączonych dwóch ćwierćelipsoid stanowią 
równieź przestrzenne źródła, dając moźliwości bardzo efektywnego ujęcia i opisu dla 
różnych obszarów oddziaływania źródeł ciepła, począwszy od łuku elektrycznego, 
a skończywszy na wiązce elektronów lub laserze jako spawalniczych źródłach ciepła. 


4. CHARAKTERYSTYKA MOŻLIWOŚCI OCENY ROZKŁADU TEMPERA- 
TUR W WYNIKU ROZWIĄZANIA RÓWNANIA RÓŻNICZKOWEGO ME- 
TODĄ ANALITYCZNĄ 


Zasadniczym warunkiem umożliwiającym rozwiązanie, przy pomocy analizy 
matematycznej równań różniczkowych cząstkowych, opisujących przepływ ciepła, jest 
ich liniowość. Wszystkie czynności prowadzące do nieliniowości, aczkolwiek słuszne z 
fizycznego punktu widzenia, muszą zostać uproszczone. Jeżeli parametry stanu są 
funkcją temperatury, to warunki brzegowe staną się również nieliniowe, stąd koniecz- 
ność ich uśrednienia w przedziale zmienności w funkcji temperatury. Dla sytuacji, w 
której istnieje stała reakcja pomiędzy "'-(T) a c(T): 


A(1') 
u(T) = - '" const 
c(T) 


(I 7) 


korzystne staje się wprowadzenie zamiast temperatury T, parametru Tk w równa- 
niach (I) -ó (3) [2]: 


T 
7k = _L fA(T)dT 
AO O 


(18) 


gdzie: 


AD - wartość współczynnika przewodzenia ciepła przy T = "lO ' 
TO - temperatura początkowa dla t = O. 
Praktycznie nie rozwiązuje się równań Fouriera-Kirchhoffa w układzie 
ruchomego układu współrzędnych, związanego z przemieszczającym się źródłem ciepła. 
Zgodnie z przyjętą ogólnie procedurą w pierwszej kolejności rozwiązuje się równania 
(I) -o- (3) w nieruchornym układzie współrzędnych jedynie dla impulsu ciepła, przy 
danych warunkach brzegowych i początkowych. Następnie stosując zasadę addy- 
tywności, całkuje się otrzymane rozwiązanie po całej drodze przesuwu źródła ciepła w 
czasie od O do t.
>>>
Analityczna ocena procesów termicznych .., 


231 


t 
T(t)= fdT(t') 
O 


(19) 


Przejście do układu ruchomego uzyskamy przez zmianę układu współrzędnych: 
x = xO - r. t' , Y =}'() , l 
 lO 


gdzie: 


x, y. z - współrzędne związane z poruszającym się ruchem prostoliniowym 
źródłem ciepła z prędkością v. 


Problem fizyczny; 
przewodzenie ciepła 


1 


r-- Rów ","'e 'M"'crkowe Rozwiązanie 
cząstkowe równania 
typu parabolicznego przewodzenia 
(R RCz.) ciepła:T(x,z,t) 

 
Transformowanie Retransformacja 
(RRCz.) poprzez względem 
operatory względem x,y,z,t p, g, r. t 
-- 
Równanie operatorowe Rozwiązanie 
(równanie różniczkowe 
- równania 
zwyczajne względem operatorowego 
p, g, r, t J 


Rys.2. Algorytm postępowania przy aplikacji metody przekształceń całkowych 


Zasadniczo problem rozwiązania równań (1)-0- (3) metodami analitycznymi może 
być rozpatrywany w aspekcie zastosowania następujących metod: 
- rozdzielania zmiennych, zwanej również metodą Fouriera, 
- przekształceń całkowych, 
- potencjałów, 
- funkcji Greena, 
- przekształceń konforemnych. 
W odniesieniu do równań parabolicznych różniczkowych przewodzenia ciepła, 
szczególnie użyteczna jest metoda przekształceń całkowych. Na rysunku 2 przedstawio- 
no schematycznie tok postępowania związany ze stosowaniem wlw metody. 
Stosując powyższą metodę możemy uzyskać rozwiązania parabolicznych 
cząstkowych równań różniczkowych przewodzenia ciepła łącznie z uwzględnieniem
>>>
232 


Eugeniusz Ranatowski 


wymiany ciepła z otoczeniem na drodze konwekcji. Jako przykład zastosowania wlw 
metody przedstawiono rozwiązanie dla płyty spawanej ruchomym cylindryczno-potę- 
gowo-normalnym źródłem ciepła, uwzględniając wymianę ciepła na powierzchniach 
ograniczających z 
 O i z 
 g [4]: 


T= u(t )!L!: _K;: ...J_ I 
ne y (I-exp(-K s» OKxk(t -t')+ I 
cx p ( - !(.p:
(t - t ]+ ł-i l - 
]2 + x 
 ::.1'2 J . 
4a kCl - 1') + I 


(20) 


CX) 2 
i
IHl'iDicxp[-{Xri (l-i')]dt 


gdzie: 


ao . 
Si = cos(ri . za) + -sm(I[ "o) 
Ari 


(21 ) 


. 2(Ij)2 
C- rr -- -- .-..-- - - - 
I - aa 21 ( a I A aO l 
( 2 -\ ri ) . l g + 2 '2 2 ) + J 
lA a\+ljA A 


(22) 


. [-Kzcos(rs)A'Ij + Ij2Sin(ljs)A-a(Yjcos(ljs)-uoKzsin(ljs)! K;:A f uo 
D l '
cx p( -K- . \ ) -\ ( 7 3) 
- . - - - -- ;T r - - - -- --- L-2-- -- 
(K;: ł Ij )}-Ij (K;: -1 Ij )A 


gdzie: 


.2 2 
'1, '2, '3..(1[) - pierwiastki równania etg(r,g) = 
..'i:___.::: a(jU l , 
Ari(aO +al) 


aO ' ul 


- współczynniki wymiany ciepła na powierzchniach ogra- 
niczających płyty (z .- O, z- g). 


Rozwiązanie powyższe jest merytorycznie zbieżne z rozwiązaniem N.K.Gianga 
[I]. Przedstawione rozwiązanie (20) -o- (23) jak i rozwiązania dla pozostałych modeli 
źródeł ciepła - tabela l, wskazują jednoznacznie, iż nie ma możliwości uzyskania, drogą 
czysto analityczną, określenia temperatury w dowolnym punkcie ruchomego układu 
współrzędnych w funkcji czasu. 
W związku z powyższym konieczna jest częściowo numeryczna obróbka określo- 
nego wZoru (20) dla przedstawionego przykładu. Dla pozostałych rozwiązań wynikają- 
cych z uwzględnienia pozostałych źródeł ciepła - tabela l, uzyskamy rozwiązania tej 
samej klasy.
>>>
Analityczna ocena procesów termicznych ... 


233 


5. WNIOSKI KOŃCOWE 


Przedstawiona w nIniejszym opracowaniu analiza możliwości uzyskania 
informacji o zmianach temperatury w przypadku spawania płyt o dowolnej grubości z 
wymianą ciepła na powierzchniach ograniczających płytę oraz aplikacją różnych modeli 
źródeł ciepła - od punktowego do przestrzennych wykazuje że: 
- naturalne ograniczenia metod czysto analitycznych, wykazują w pierwszej kolejności 
konieczność doprowadzenia R.R.Cz. do postaci liniowej łącznie z warunkami brze- 
gowymi i początkowymi, 
- wszelka nieliniowość R.R.Cz. jest likwidowana poprzez uśrednienie parametrów 
stanu typu A śr ' c pśr ' a śr ' Pśr ' bądź też poprzez wprowadzenie nowych parametrów, 
np. 7k wg zależności (18), 
- uzyskanie rozwiązania R.R.Cz. charakteryzującymi rozkład temperatury w postaci 
nieskończonego szeregu lub zawierającej całkę nie dającą się obliczyć analitycznie, 
wymagają częściowej obróhki numerycznej, 
- uwzględnienie rzeczywistej wartości parametrów stanu jako funkcji temperaturyA(T) 
cp(T) , a(T) , peT), jest związane z przejściem do analizy R.R.Cz. wyższej genera- 
cji, prowadzącej do ich nieliniowości i warunków brzegowych, wymaga całkowitego 
przejścia na metody numeryczne, np. MES, MES itp. 
- ustalenie właściwej postaci R.R.Cz. będącego również fundamentem obliczeń nume- 
rycznych, wymaga także przyjęcia właściwego modelu źródła ciepła a priori, stosow- 
nie do metody i warunków spawania, co może zostać zrealizowane poprzez uprzednie 
modelowanie tego obszaru. 


LITERA TURA 


[I] Giang N.K.: Analityczny model do określania ustalonych pól temperatur i metoda 
klasyfikacji ciał w cieplnych procesach spawalniczych. Praca doktorska, Politechnika 
Gdańska, 1986 
[2] Kazimirov A.A., Niedosieka A.J., Sanćenko N.A.: Rasćct raspriediclenija tiepła pri svarkie 
płastin vstyk s ućetom vlijanija temperatury na ich fizićeskije svojstva. Avtomatićeskaja 
Svarka ,nr 11, 1973 
[3] Kącki E.: Termokinetyka. WNT, Warszawa 1967 
[4] Poćwiartowski A.: Ocena wpływu mocy i kSLtałtu spawalniczych źródeł ciepła na przebieg 
cyklu cieplnego zc wspomaganlcm komputerowym. Praca magisterska. A TR, Bydgoszcz 
1995
>>>
234 


Eugeniusz Ranatowski 


ANALYTICAL ASSESSMENT OF THE THERMAL WELDlNG PROCESS- 
SOME PROBLEMS 


Summary 


In the introduction ot" paper thnc form same hasis ol' thc modclling thcrmal wclding 
proccss in formation wc1d Joint. Furtherrnore the analytical modcls of heat cquations basis on the 
partial diffcrenlial cquations second ordcr with thc principlcs to detcrmining the boundary 
conditions and the in iti al conditions werc madc. Sctting up the appropriate analytical modc1s of 
the heat sourccs nccessary in heat cquation is presentcd. Last part ot" this papcr was devotcd to the 
solvcd rncthods ot" thc ditTerential cquation ol' hcat transfer with a special regard the method ot" 
integral transformation. An examplc ol' solved thc dit"ferential cquation ol' thc cylindrical- 
involution - Gaussian distribution of the power dcnslty ot" thc heat sourcc was made
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA ( 38 ) -' I 995 


ZASTOSOW ANIE MES W SYMULACJI 
PROCESÓW SPAWANIA 


Andrzej Skibicki 


Akademia Techniczno-Rolnicza, Katedra Materiałoznawstwa i Technologii Metali 
uL Ks. A. Kordeckiego 20, 85-225 Bydgoszcz 


Przedstawiono zastosowanie mctody elementów skończonych do symulacji proce- 
sów spawalniczych. Przeanalizowano zjawiska fizyczne zachodzące podczas spa- 
wania. Pokazano i rozwiązano przykład symulacji. Dla płaskiego wycinka prosto- 
padłego do kierunku spawania symulowano spoinę pachwinową tworzonego teo- 
wnika. Uwzględniono rozłożone źródło ciepła, konwekcję, zależne nicliniowo od 
temperatury własności materialowecp, aJ(' A., p, aT. v . 0y' E, ET' Użyto kombi- 
nacji płaskiego stanu: napręi.enia i odkształcenia oraz umocnień: izotropowego i 
kinematycznego. Obliczono nieustalone pole temperatury i nicustalone i pozosta- 
jące pola ()dks
tałccń i napręzeń. 


I. WPROWADZENIE 


Spawanie jest jedną z podstawowych technik łączenia metali. Zapewnienie wytrzy- 
małych i bezpiecznych spoin jest rzeczą tym bardziej istotną, że nieodłącznie związane z 
nimi procesy fizyczne powodują skłonność do powstawania wad spawalniczych. Kosz- 
towne badania eksperymentalne pozwalają przewidzieć lub wychwycić większość wad 
spawalniczych. Ocena na drodze teoretycznej lub obliczeniowej stanu elementu po spa- 
waniu mogłaby prowadzić do obniżenia kosztów, podniesienia bezpieczeństwa pracy 
wytworu lub opracowania optymalnej technologii spawania. Znajomość nieustalonego 
pola temperatury przy spawaniu umożliwia określenie strefy wpływu ciepła, szczególnie 
niebezpiecznej dla wytworu. Jest to także punkt wyjściowy do przeprowadzenia analizy 
mechanicznej elementu spawanego, mogącej dać obraz odkształceń, naprężeń przej- 
ściowych i ustalonych. 
Spawanie polega na połączeniu dwóch elementów pewną objętością stopionego 
(później zestalonego) materiału z nadtopieniem części łączonych skoncentrowanym
>>>
236 


Andrzej Skibicki 


źródłem ciepła Q, co powoduje powstawanie dużych gradientów temperatury. Zależnie 
od metody spawania Q ma różne rozkłady w czasie i przestrzeni. Dla dłuższych spoin 
źródło ciepła przemieszczając się powoduje powstawanie nieustalonych (niekiedy qu- 
asistacjonarnych) pól temperatury. Stal, najczęściej spawany materiał, zmienia swoje 
własności w wysokiej temperaturze. Występują przemiany fazowe (a
y, y
o, o
ciecz) 
zmieniając skokowo własności materiału. W sposób ciągły zmieniają się własności 
cieplne i mechaniczne. Powstają struktury metastabilne (m art en zyt, bainit), i następuje 
rozrost ziarn. W stanie ciekłym zachodzą procesy metalurgiczne i mieszania jeziorka [2, 
9, 12]. 
W procesie spawania zachodzi równolegle wiele procesów, często ze sobą wielo- 
stronnie sprzężonych. Opisanie ich prostymi zależnościami jest bardzo utrudnione. 
Analityczne określenie rozkładu temperatury podczas spawania wydaje się szcze- 
gólnie kuszące. Umożliwia ono wyznaczanie temperatury tylko w interesujących punk- 
tach i chwilach czasu, bez prowadzenia obliczeń dla obszarów o mniejszym znaczeniu. 
Nakładając odpowiednie warunki brzegowe na równanie Fouriera-Kirch h offa (I) : 
AT A 2 Q . . 
C p-=-, '1(1..'11) (I) 
p 01 oVi!-r 
opisuje się geometrię spawanego przedmiotu, postać źródła ciepła itp. Wartości A, c p ' p 
można przyjąć jako zależne od temperatury T i współrzędnych. 
W pracy [14] przedstawiono rozwiązania problemu dla ciał: nieskończonego, półnie- 
skończonego, płyty i pręta. Przyjęto modele źródeł ciepła: punktowy, liniowy 
(odcinkowy), płaski i przestrzenny. Dla nieruchom ego źródła ciepła są one rozwiązane. 
W większych odległościach od źródła temperatury obliczone i zmierzone są sobie bli- 
skie, jednak w pobliżu źródła (szczególnie punktowego) różnice stają się istotne. Roz- 
wiązania te zostały rozwinięte w pracach [4, 9, 16]. 
Dla bliższych rzeczywistości warunków brzegowych rozwiązanie napotyka na tru- 
dności, np. przy uwzględnianiu postaci źródła ciepła (Q = f(x,y,z,t)) oraz nieliniowych 
własności w wysokich, typowych dla spawania temperaturach. Często znalezione roz- 
wiązania sprawiają kłopoty przy wyznaczaniu konkretnych wartości liczbowych [4J. 
Dla ruchomego źródła ciepła trzeba było przyjąć że własności materiałowe (lub ich 
kombinacja) są liniowo zależne od temperatury oraz że ciepło rozchodzi się tylko pro- 
stopadle do kierunku spawania. 
Naprężenia w materiale spawanym spowodowane są rozszerzalnością cieplną mate- 
riału [1 I]: 
a = a T Et. T (2) 
Wyznaczanie naprężeń spawalniczych dla własności liniowych przedstawiono w [9J. 
Uwzględnienie nieliniowych w funkcji temperatury własności mechanicznych lub 
umocnienia jest trudne do opisu matematycznego. Znane są rozwiązania dla prostych 
modeli (np. pręt) z ograniczonym zakresem nieliniowości [15 j. 
Wszystkie te modele, temperaturowe i mechaniczne, ze względu na trudności obli- 
czeniowe, są znacząco uproszczonym obrazem rzeczywistych elementów spawanych. 
W przypadku niemożności znalezienia rozwiązania ścisłego pomocne są metody 
przybliżone: numeryczne i analogowe [8].
>>>
Zastosowanie MES w symulacji procesów spawania... 


237 


2. OBLICZENIA Z ZASTOSOWANIEM MES 


Coraz powszechniej w komputerowych obliczeniach inżynierskich stosowana jest 
Metoda Elementów Skończonych (MES) [I, 3, 17]. Wykorzystuje ona łatwość przepro- 
wadzania przez komputer operacji na macierzach. Badany obiekt zostaje podzielony 
logicznie na małe fragmenty - elementy skończone, połączone w węzłach. Na elementy 
nakładane są obciążenia i utwierdzenia statyczne, temperaturowe itp. tworząc model 
obiektu [7, 17]. Wszystkie składniki modelu są opisywane w postaci odpowiedniego 
równania macierzowego, dającego w rozwiązaniu wartości odkształceń, naprężeń, tem- 
peratury itp. w rzeczywistym przedmiocie. Metodajest stosowana do szerokiego zakresu 
zjawisk fizycznych [17]. 
Możliwe jest uwzględnianie złożonych: geometrii i obciążeń oraz zróżnicowanych 
(np. nieliniowych) własności materiałowych. Rozwiązania uzyskane przy pomocy MES 
pomimo tego, że nie są ścisłe, w odróżnieniu od analitycznych, dają znacznie większy 
obszar zastosowań praktycznych. Istnieje wiele handlowych programów MES. Próby 
zastosowania MES do obliczeń spawalniczych dla rozmaitych modeli i własności mate- 
riałowych były dokonywane np. przez autorów [2, 5]. Celem poniższego opracowania 
jest przedstawienie własnego modelu wybranego spośród kilku już opracowanych 
(rozszerzonego o nieliniowość w funkcji temperatury) [13]. 


3. PRZYKł,AD OBLICZENIOWY 


Przykład obliczeniowy pokazuje spawanie teownika z dwóch pasów blachy o różnej 
grubości, źródłem ciepła poruszającym się wzdłuż elementu. Przyjęto, że źródło ciepła 
porusza się wystarczająco szybko aby móc zaniedbać wzdłużny przepływ ciepła. Bada- 
niu poddany został poprzeczny wycinek o grubości 5 mm , wyodrębniony myślowo z 
długiego elementu. Model jest dwuwymiarowy, dający przybliżenie zjawisk w elemen- 
cie trójwymiarowym (rys. l i 2). Założono, że przekroje poprzeczne ogranicza-jące 
analizowany wycinek są adiabatyc7J1e i generują płaski stan odkształcenia (lub naprę- 
żenia). Źródło ciepła symulujące spawanie łukiem elektrycznym elementów nieukoso- 
wanych, jest niejednolite w płaszczyźnie badanego wycinka oraz zależne od czasu symu- 
lując przestrzenne źródło ruchome (ry
. 3). Na powierzchniach bocznych ciepło odpro- 
wadzane jest konwekcyjnie, a własności materiałowe c p , aj(' Ą. p, a-r., v, O"y' E, Er 
przyjęte sąjako zależne nie liniowo od temperatury, gdzie: 
cp - pojemność cieplna właściwa, 
aK - współczynnik wnikania ciepła (konwekcyjny), 
Ą - współczynnik przewodzenia ciepła, 
p - gęstość masy, 
a-r - współczynnik rozszerzalności temperaturowej, 
v - liczba Poissona, 
O"y - granica plastyczności, 
E - moduł Y ounga, 
EJ - moduł styczny.
>>>
238 


Andrzej Skibicki 


/ 
/ / 
)/' // / 
/, , 
g = 0.005 m -/, '/ 
'fi' 
{"J r'X' / I 
/
 ",/ ".. 1,1 .. I 
," I" ...../rV '/"'p: 1 /'// 
'/ I ił ', 
 "I ,,/ 
,. , I I 1,1 I 
I I I I ".. I ( ,I 
,1',./ t l,',,' I 
/ 
.I .. """ I F 
,...,..___.__\." .. I' 
1,1 I /'1 1',1 
,__-......1_1--" 1/ 
, 1',...,',./ 
',ii, ł " 
konwekcja \
,
'" I ( I 
,_I' .../ 


,.. 
, V I 
,/,/1 
" I 
" I 
, , 
------- 
/ , 
, , 
-/-,- - - Ił 
,. I' ,I ł 
",1 ,,I I 
, I I 
)_/1 
,'/' X 


lot 


ŹRÓDŁA CIEPŁA 


y 


5 
-.ł-- ..- 


30 


i 
170 
I 
I 
ł 


a) 


b) 


; 55 
..------ - ---- -
 
I 


Rys.1. Badany przekrój: a) poł07.enie w wykonywanym teowniku, b) wymiary 


'30 
u 5 
E 

 Ex ',o"lpaJ 
1200 Oy "0' lPaJ 
4 
1000 50 V"O"H V 
[} aT 'w- 5 Iwq 3 

 '00 40 EJ "1081pal 
600 30 




 


I 
:-_ I 


10 


.00 


20 


200 


o :200 400 
oo 


, ,- 
MO 1000 1200 1400 1bOO Oc 


m 
 
 
1
'
'
I
C 


a) 


h) 


Rys.2_ Własności materiałowe w funkcji temperatury: a) cieplne, h) mechaniC/.ne 


. 
 N2 290 W 1 
NI -550W 
X 
N5 290 W ) 
k 
. . N6 - 90 W 
I 
ej 
a) b) 10 100 
czas [sJ 


Rys.:!. Źródła ciepła: a) połol.cnie i moc maksymalna, b) ;-miana współczynnika skalującCjw 
moc źródeł w funkcji czasu
>>>
Zastosowanie MES w symulacji procesów spawania... 


239 


'....pOe 


Oc 
"" 
. .....NF/yJ. I - LINIOWO 
.... .:....Wi'Ju 
-LlNIOWO 
ł-:. . 
1
Zrl INIELlNIOWO 
-.vVFl 'i NIE! JNIOWO 


11 NIF! ]NlOWO 


d:-:;:: 
H 1010 
e C1
 

 
,., 
'" 


a) 



 


b) 


RysA. Wyliczone temperatury: a) dla czasu t 
 3 s na przekroju, b) porównanie rozwiązania 
liniowego i nicliniowcgo dla wybranych węzłów 


STREoSS Voro"'_, 


(PI) 


.150£1 
.5]f7 
+ 
 7EJ 
..00l 
+)'JE7 
+17E7 
-jOE, 
.,4El 
.7JEfI 
. 7:lf
 


!....l."
I'NII;('[l. L .. 1 
1 
2E
 


 JOE , 


./ 1/ 
I-- 
1\ I ....., 
-, 
II 
W ZE 3 Y 
I 
1/ I 


.lIlIO. 


WĘZEł \ 

 


.i)CJ:))25 


WĘZEŁ 37 



",,,. 
"""', 


"""', 


a) 


"""" 
o.""", 
.oOC018 
«ro. 
. 



 . 
 1m 1M 1m 
 _ 
 
 
CZAS [sJ 


h) 


Rys.5. Liniowa analiza mechaniczna, płaski stan odkształcenia: a) napręzenia pozostające dla czasu 
t 
 500 s na przekroju (Huber-Mises),b) wykres przesunięć dla wybranych węzłów (powracają do zera) 


SHlfSS 'o'I)t'IM.... 
(p.) :

: 
.26fi5 
-2Ee 
-JOEI5 
"&EII 
"lEI 
'81E1 
'.'E7 
.11!f:15 


nll


lINII"n-.1 '" I 
O.::xD43 


o""", 


v W El 7 
ł-- 
/ 
v :El cŁ - 
ĘZ Ł1 

 -- I 

--- 
, 
I 
i 


0.00 


,,"", 


0",22 


OCXXJ12 
1
.5_ 



.!iIE-5 
""'" 



"""'" 


a) 


b) 


""","' 



 
 
 1a 1
 ,
 
 
 
 
 
ClAS Is) 


Rys.6. Nieliniowa analiza mech anie LIla, płaski stan odkształccnia, umocnicnie izotropowe: 
a) napręzenia pozostającc dla czasu t = 500 s na przckroju (Huber-Mises), 
b) wykres przesunięć dla wybranych węzłów (odkształcenia spawalnicze)
>>>
240 


Andrzej Skibicki 


Przeprowadzono obliczenia temperatury dla A" p, cp, XI( stałych oraz zmiennych w 
funkcji temperatury (rys. 2). Przebieg zmian temperatury w obu przypadkach, dla kilku 
węzłów przedstawiono na rysunku 4. Na podstawie temperatury dokonano obliczeń 
mechanicznych, przyjmując własności :ty, v, a y , E, ET jako stałe lub feT). W pierw- 
szym przypadku nie uzyskano odkształceń pozostających (rys. 5). W drugim przypadku 
przeprowadzono cztery cykle obliczeń przyjmując kombinacje umocnienia: izotropowe- 
go i kinematycznego oraz płaskiego stanu: naprężenia i odkształcenia. We wszystkich 
czterech przypadkach uzyskano różniące się ilościowo ale podobne i zgodne z ogólną 
tendencją empiryczną odkształcenia i naprężenia pozostające. Jeden z przykładów po- 
kazano na rysunku 6. Kąt pozostającego odchylenia półki od poziomu mieści się w 
zakresie podawanym dla podobnej geometrii połączenia w pracy [10]. Zastosowanie 
nieliniowych własności temperaturowych jest jak widać warunkiem uzyskania popraw- 
nych wyników obliczeń mechanicznych. Pomimo występowania pewnych podobieństw 
wyników obliczeń nieliniowych i liniowych (szczególnie podczas nagrzewania), zasto- 
sowanie liniowych własności materiałowych może doprowadzić do wyników całkowicie 
błędnych. 
Problem temperaturowy rozwiązywano krokowo, poprawiając zbieżność stosowa- 
niem iteracji w każdym kroku czasu. Dla zachowania zbieżności stosowano także krót- 
kie, zmieniane kroki czasu: od 0.001 sekundy w czasie nagrzewania do 10 sekund w 
czasie chłodzenia. Model mechaniczny o identycznej sieci elementów został następnie 
obciążony polem temperatury i utwierdzony mechanicznie. Proces rozwiązywania pro- 
wadzono również metodą krokową, stosując iteracje dla poprawienia zbieżności. Wy- 
magane kroki czasu były podobne jak w części temperaturowej. Konieczne jednak oka- 
zało się skrócenie kroków czasu podczas niektórych okresów chłodzenia, kiedy stygnąca 
struktura poddana była naprężeniom większym od granicy plastyczności, przy powraca- 
jącej równocześnie wysokiej wytrzymałości materiału spawanego. Użyto programu 
COSMOS\M [6]. 


4. WNIOSKI 


I. Dzięki MES możliwe jest znalezienie rozwiązań dla problemów, które są obecnie 
niemożliwe do rozwiązania analitycznego. 
2. Warunkiem poprawnego przeprowadzenia obliczeń jest znajomość własności 
materiałowych w funkcji temperatury. 
3. Uzasadnione jest stosowanie dwuwymiarowych modeli elementów spawanych. 
Uzyskuje się poprawne wyniki. 


LITERA TURA 


[I] Ahrcns H., Dinkler D.: Finite Elemcntc Methodcn. Teill. TU Braunschweig 1991 
[2] Argyris J.H. ,Szimmat 1. ,Willam K.J.: Finite Elcmcnte Analysis of Arc-wclding I'roccsscs. 
Numerica] Metods in Heat Transfcr. Vol. III . 1985
>>>
Zastosowanie MES w symulacji procesów spawania... 


241 


[3] Oacko M., Borowski W., Wieczorek M.: Mctoda elementów skol1czonych w mechanice 
konstrukcji. Arkady, Warszawa 1994 
[4] Giang N.K.: Analityczny modcl do okrcślania ustalonych pól temperatur i metoda klasyfikacji 
cia/ w cieplnych procesach spawalniczych. Praca doktorska. Politcchnika Gdańska, 1986 
[5] Goldak J., Chakravarti A., Bibby M.: A new finite element model for welding heat 
sources. Metallurgical Transactions B. Vol. I 5B, June 1984 
[6] Instrukcja COSMOSIM. User Guidc. Tomy 1-3 
[7) Kroplin R.: Diskrctisierungsverfahren I und II . ISO Universitiit Stuttgart 1991 
i8] Modelowanie numerycznc pól tcmperatury: Praca zbiorowa pod redakcją J.Szarguta, WNT, 
Warszawa 1992 
{9] Myśliwiec M.: Cieplno-mechanicznc podstawy spawalnictwa. WNT, WarsJ'.3wa 1970 
[10] Poradnik inżyniera - Spawalnictwo. WNT, Warszawa 1983 
[II] Praca zbiorowa pod redakcją Z.Or/osia: Naprężenia cieplne. PWN, Warszawa 1991 
[12] Radaj D.: Beat Effccts ofWelding, Springer-Verlag, Berlin 1992 
[13J Ranatowski E., Skibicki A.: Analiza możliwości stosowania metod numerycznych do 
obliczania pól tcmperaturowych podczas spawania. Materiały sympo7Jum Techniki kompu- 
terowe w spawalnictwie", Gliwice 1994 
[14] Rosenthal D.: The teory of moving sources of heat and its application to metal treat- 
menl
. ASME Transactions, 1946 
[15] Rożnowski T.; Ruchome źródła ciepła w termosprężystości. PWN, Warszawa 1988 
(l6] Rykalin N.N. Tiep/owyje osnowy svarki. Moskwa 1947 
[17) Zienkiewicz O.c.: Metoda Elemcntów Skończonych. Arkady , Warszawa 1972 


USE OF FEM FOR WELDlNG 


Summary 


Hcre is prcsent calculation with FEM program COSMOS\M on IBM-PC of transient tempera- 
ture, displacemcnt and stress in wcld joints. Two dimensional, cross section model of welded T- 
shaped elcmcnt is prescnł. Here are uscd distributed heat sources, convection, hardening: isotro- 
pie and kincmatics, planc strain conditions and nonIincar, temperature dependent cp, ak, I, r, aT, 
v, 0y' E, ET Rcsults show temperature, residual dispJacements and stress aftcr cooling.
>>>
AKADEMIA TECHNICZNO-ROLNICZA IM. JANA I JĘDRZEJA ŚNIADECKICH 
W BYDGOSZCZY 
ZESZYTY NAUKOWE NR 193 - MECHANIKA (38) - 1995 


OCENA EFEKTYWNOŚCI TECHNOLOGICZNEJ METODY 
GT A W ASPEKCIE FIZYKI PROCESU 


Eugeniusz Ranatowski 


Akademia Techniczno-Rolnicza, Katedra Materiałoznawstwa i Technologii Metali 
ul. Ks. A. Kordeckiego 20, 85-225 Bydgoszcz 


W części wstępnej artykułu określono kierunki rozwoju metod spawania opartych 
na łuku elektrycznym. W dalszej części pracy scharakteryzowano główne kierunki 
rozwoju metody TIG i jej transformację w GT A. Uwzględniając fundamentalne 
znaczenie znajomości fizyki procesu spawania jako warunek sine qua non 
procesu optymalizacji, scharakteryzowano główne elementy procesu, bazując na 
modelu konwekcyjnym transportu masy i ciepła w spoinie. Określono 
podstawowe związki analityczne wynikające z analizy fizyki procesu. 
Scharakteryzowano również wpływ układu: elektroda - gaz ochronny - materiał 
spawany na efektywność procesu spawania metodą Gl' A. 


l. WSTĘP 


Spośród współczesnych metod spajania szczególnym zainteresowaniem cieszą 
się te, które są oparte na wysokoskoncentrowanych źródłach ciepła, takich jak laser, 
wiązka elektronów, strumień plazmy, z czym wiąże się istotny postęp w zakresie tech- 
nologii spajania. Tym niemniej niesłabnącym powodzeniem cieszą się również 
tradycyjne metody spajania oparte na łuku elektrycznym, gdzie również obserwuje się 
maczący postęp w zakresie bardziej efektywnego ich wykorzystania. Jest to głównie 
wynikiem głębszego rozpoznania fizyki i metalurgii procesu spajania oraz ogólnego 
rozwoju technologij w zakresie 7Jódeł zasilania prądowego, sterowania i kontroli prze- 
biegu procesu spajania wraz z precyzyjnym doborem materiałów podstawowych i do- 
datkowych: elektrod, drutów, gazów ochronnych itp. 


2. TRANSFORMACJA METODY TIG W GT A 


Rozważmy w dalszej kolejności niektóre aspekty rozwoju metody TIG (tungsten 
inert gas).
>>>
244 


Eugeniusz Ranatowski 


W konwencjonalnym ujęciu metody TIG źródłem ciepła jest łuk elektryczny ja- 
rzący się pomiędzy nietopliwą elektrodą wolframową i spawanym materiałem, a sam 
proces spawania odbywa się w osłonie gazów obojętnych: Ar, He. Spoina powstaje Z, 
nadtopionych brzegów materiału spawanego oraz spoiwa w formie drutu. Istotnym 
wyróżnikiem metody TIG, w stosunku do innych metod wykorzystujących łuk 
elektryczny jako spawalnicze źródło ciepła jest: 
- wysoki stopień koncentracji źródła ciepła, k = 6 -7 14 cm- 2 , 
wysoka temperatura słupa łuku 10 000 K. 
Rozwój tej metody praktycznie wyraża się w: 
zastosowaniu inwertorowych źródeł prądu wraz z sterowaniem komputerowym 
przebiegu procesu spawania, np. przy spawaniu rur, 
zastosowaniu jako gazów osłonowych mieszanin gazów (obojętnych i aktywnych), 
np. He i Ar, Ar i H, He i H, 
aplikacji elektrod wolframowych z dodatkiem takich pierwiastków jak: Th, Zr, Ce, 
La oraz ich tlenków, 
aplikacji półautomatycznych systemów podawania drutu. Samą metodę spawania 
określa się jako GTA (gas tungsten arc welding), głównie z uwagi na stosowanie 
mieszanek gazowych - również częściowo aktywnych. 


3. PRZEKAZYWANIE CIEPł_A I MASY ORAZ ICH WPL YW NA KSZT AL T 
SPOINY 


Duże znaczenie w zakresie automatyzacji i sterowania procesem spawania, jako 
warunku sine qua non procesu optymalizacji, ma umiejętność przewidywania 
i obliczania skutków działania łuku jako spawalniczego źródła ciepła. Problem ten 
usiłuje się rozwiązać w oparciu o model przewodzenia ciepła - równanie różniczkowe 
Fouriera-Kirchhoffa. Daje on pod pewnymi warunkami ui:yteczne rozwiązania dla stref); 
wpływu ciepła (SWC). Jednym z podstawowych warunków prawidłowego modelowania 
obszaru spoiny jest dobór ksztahu i wymiarów stref); stopienia - jeziorka spawalniczego 
- dostosowanego do rozmiarów rozkładu źródła ciepła. Model poprzedni jest jednakże 
niewłaściwy do określenia i rozwiązania problemu spawalności obszaru stopienia, 
ponieważ jego wymiary są rezultatem równoczesnego ruchu ciekłego metalu w jeziorku 
spawalniczym i odmiennych warunków przewodzenia ciepła niz w SWe. Ponieważ 
ustalenie a priori powierzchni granicznej pomiędzy cieczą a fazą stałą nie jest mozliwe, 
rozwiązanie tego problemu można uzyskać drogą rozważań analitycznych lub 
numerycznych, przy przyjęciu odpowiedniego modelu matematycznego zjawiska. 
Ustalenie i rozwiązanie tego zagadnienia umożliwia osiągnięcie pełniejszej 
efektywności technologicznej metody GT A, co wydaje się po części możliwe przy 
przyjęciu następującego algorytmu postępowania obejmującego: 
a) określenie transportu na sposób ciepła z łuku do powierzchni metalu, 
b) sprzężone przenoszenie ciepła poprzez: przewodnictwo i konwekcję, 
c) ruch cieczy w płynnym jeziorku spawalniczym, 
d) fazowe transformacje (topnięcie i krystalizacja) na granicy ciecz - faza stała, 
e) geometrię stref); stopienia, 
f) uwzględnienie wymiany ciepła do otoczenia (atmosfery) przez konwekcję i pro- 
.. . 
mlemowame,
>>>
Ocena efektywności technologicznej... 


245 


g) rzeczywistą geometrię spoiny, 
h) użycie parametrów charakteryzujących własności fizyczne np. p(T)" 
_(T), a(T), 
c(T) jako funkcji temperatury. 


10 
9 

 


Ar + H 


I 
I 
I 
\Jw 


5 
L 
6 ' 
------+- 


-j- 
i 
I 
t 
Rys.l. Schemat procesu GTA wraz z charakterystyką oddziaływań: 
l - siła elektromagnetyczna, 
2 - ciśnienie łuku, 
3 - ścinająca siła hydrodynamiczna gazów i strumienia plazmy, 
4 - siła elektromagnetyczna w jeziorku, 
5 - siła ścinająca Oy I aT, 
6 - wypór hydrostatyczny, 
7 - granica rozkładu fazy ciekłej i stałej, 
8 - promieniowanie z obszaru SWC, 
9 - parowanie i promieniowanie jeziorka, 
10 - promieniowanie strumienia plazmy.
>>>
246 


Eugeniusz Ranatowski 


Na rysunku J przedstawiono schematycznie sytuację występującą w obrębie 
spoiny przy wykorzystaniu metody GT A. Rozkład gęstości mocy strumienia ciepła łuku 
elektrycznego dostarczonego do powierzchni elementu zgodnie z rozkładem Gaussa 
wynosI: 


3Q -3(x 2 + y2) W 
q(r) = =-:Le-----::y-----, -2 
1[r r, m 


(I) 


gdzie: 
Q - moc źródła ciepła, J/s, 
r t - efektywny promień łuku, r/ = x 2 + i 
Moc źródła ciepła, którym w metodzie GT A jest łuk elektryczny, wynosi: 


Q = U . I . fi, J/s 


(2) 


gdzie: 


U - napięcie prądu, 
V, I - natężenie prądu, A, 
fi - sprawność. 


Rzeczywistą wartość pracy wykonaną przez łuk elektryczny w czasie procesu 
spawania i wyrażającą zmianę entalpii układu SH(r) określimy jako: 


SH(r)= 11 .q(r} 
P'Y d 


(3) 


gdzie: 
p - gęstość, 
y d - głębokość absorpcji. 


Zależność (3) wyraża więc praktycznie ilość energii bezpośrednio zaabsor- 
bowanej przez jeziorko spawalnicze w procesie spawania. Energia ta zużyta jest na 
formowanie spoiny, co jest związane z transportem masy i ciepła. Przepływ ciepła w 
jeziorku spawalniczym ma głównie charakter konwekcyjny i oparty jest na ruchu 
płynnego metalu. Ruch cieczy jest wywoływany głównie poprzez [2]: 
- asymetryczne pole magnetyczne, 
- gradient napięcia powierzchniowego, 
- wypór hydrostatyczny spowodowany lokalną zmianą gęstości, oraz częściowo przez 
krzywiznę powierzchni zewnętrznej jeziorka spawalniczego. Przy wyższych para- 
metrach prądowych zaznacza się również wpływ ciśnienia łuku. 
Lokalna zmiana gęstości p jest odniesiona do wyjściowej stałej wartości Po i 
może być określona jako (4): 



p 
p = Po(l+-)= Po(l+ P) 
Po 


(4)
>>>
Ocena efektywności technologicznej... 


247 


rJ = peT) = óp (T) 
PO 


(5) 


Strumień energii na sposób ciepła generowany przez łuk spawalniczy wytwarza 
chwilowe gradienty gęstości, których efektem jest siła napędowa ruchu cieczy, związana 
ze zmianą gęstości Po: 


FB = Pog(ł + (3) 


(6) 


gdzie: 
g - przyspieszenie ziemskie. 


Przepływ prądu i wytworzone pole magnetyczne mogą wpływać na ruch cieczy w 
jeziorku poprzez siłę elektromagnetyczną: 


I'
m = J x B 


(7) 


gdzie: 
J - wektor gęstości prądu elektrycznego, j = a e . r;, 
fi - wektor strumienia magnetycznego, B 0= !lm 1/ . 
Gradienty napięcia powierzchniowego 
. spowodowane zróżnicowaną 
wartością temperatury jeziorka spawalniczego mogą powodować naprężenia ścinające 
na powierzchni jeziorka spawalniczego, wpływając w dalszej kolejności na wartość 
pędu transportu masy ciekłego metalu i w konsekwencji na transport ciepła w jeziorku. 
Zasadniczo uznaje się gradient 
. jako wartość dominującą i sterującą ruchem 
aT 
ciekłego metalu. Transport ciepła w jeziorku ma charakter konwekcyjny. 
Wartość składowych powierzchniowego naprężenia ścinającego wynosI 
odpowiednio: 


avx- aT iJy 
!l.-- = --.- 
. az ax a T 


(8a) 


iWy aT iJy 
J.l"---="-- 
az ay aT 


(8b) 


gdzie: 
Vx'vy - składowe prędkości w kierunku x, y. 
Jeżeli wartość .
 maleje ze wzrostem temperatury, ruch cieczy ma charakter 
aT 
powierzchniowy i jest skierowany od centralnej osi doprowadzenia ciepła na zewnątrz, 
a powstająca spoina jest szeroka o małej głębokości wtopienia - rysunek 2a. 
Jeżeli wartość 
. podwY:;..5za swoją wartość ze wzrostem temperatury T, to przepływ 
cieczy jest skierowany w głąb materiału - rysunku 2b. Pozwala to, przy tej samej 
wartości doprowadzonej energii ze źródła ciepła, uzyskać głębszy przetop, co jest 
równoznaczne z większą efektywnością technologiczną procesu.
>>>
248 


Eugeniusz Ranatowski 


a. 


b. 


(ty / (Jf  


1V 
 


iJy/or 


aD
 
Iv j
 


Rys.2. Schemat kierunku przepływu cieczy w jeziorku spawalniczym 12]: 
a) iJy / aT maleje, b) iJy / aT wzrasta 


Ocena zmiany wartości y jako funkcji temperatury może być oceniona zgodnie z 
zależnością (4): 


gdzie: 


y (T)= y m - AV - 7/ op } R . T . r lnQ + Kai) 


(9) 


y (T) - wartość napięcia powierzchniowego roztworu (stopiwa) w temperaturze T, 
y top - napięcie powierzchniowe czystego metalu w temperaturze topnienia, 
R - stała gazowa, 
r - nadmiar powierzchniowego nasycenia np. dla stali Cr - Ni: 
1,33 x 10 8 kg mol/m 2 , 
K - współczynnik adsorpcji, 
aż - rodzaj aktywnego składnika i w roztworze, 
A - stała.
>>>
Ocena efektywności technologicznej... 


249 


Współczynnik adsorbcji określimy ze związku: 


( -t1H ) 
K = kI exp R. '[-: 


(lO) 


gdzie: 
M/ - normalne ciepło adsorpcji, 
kI - stała, powiązana z entropią segregacji. 


Ustalono, iż także składniki aktywne powierzchniowo, jak S, Si, N, Ce, wpływają 
na wartość y , oddziaływując bezpośrednio lub pośrednio na głębokość penetracji. 
Scharakteryzowane sposoby przenoszenia wielkości ekstensywnych, np. masy, 
objętości, kształtu, zachodzące w czasie spawania metodą GT A, wskazują na możliwość 
aktywnego sterowania procesem spawania poprzez parametry intensywne, np. 
temperaturę, naprężenie, prędkość. 
Opisując transport wielkości ekstensywnych masy ciepła, równania muszą 
spełnić: 
- zasadę zachowania masy (równanie ciągłości), 
- zasadę zachowania pędu (równanie pędu), 
- zasadę zachowania energii (równanie energetyczne). 
Analiza powyższych zjawisk fizycznych może więc stanowić podstawę do 
modelowania procesu spawania GTA z uwzględnieniem pewnych aspektów opty- 
malizacji procesu. 
Proces tworzenia się spoiny związany jest ze zmianą energii wewnętrznej. Prze- 
noszonymi wielkościami ekstensywnymi w procesie jej tworzenia są energia wewnę- 
trzna pU i energia kinetyczna pv 2 ruchu makroskopowego cieczy. Bilans energii dla 
obszaru jeziorka spoiny - ograniczonego powierzchnią A i posiadającego objętość V - 
ma postać: 


d ( v 2 J 
- fP l -+U dV= fp(v.f)dV+ fpjJdV+...= fv(Tn)dA+ fPsdA 
dt V 2 V V A A 


(lI) 


gdzie: 
U - gęstość masowa energii wewnętrznej będącej sumą energii ruchu cieplnego 
i sumą energii wiązań, 
f - gęstość masowa sił zewnętrznych fe i wzajemnego oddziaływania cząsteczek 
fm, (f = fe + f m ), 
$ - pole skalarne określające gęstość masową strumienia energii, 
T - tensar naprężeń, 
n - jednostkowy wektor normalny do powierzchni A, 
ps - gęstość strumienia energii przepływającego przez powierzchnię ograniczającą. 


Pierwszy człon prawej strony równania (I l) oznacza pracę sił objętościowych 
podczas makroskopowego ruchu ośrodka. W praktyce oznacza to wytwarzanie energii 
kinetycznej kosztem energii grawitacji i energii elektromagnetycznej. 
Człon drugi f pjJdV wyraża nieodwracalne wytwarzanie energii wewnętrznej 
V
>>>
250 


Eugeniusz Ranatowski 


kosztem energii zamienianej na ciepło Joule'a bądź ciepło histerezy oraz odwracalną 
przemianę kosztem energii związanej ze zjawiskami elektromechanicznymi i termo- 
elektrycznymi. 
Wyrażenie f v. (T. n)dA oznacza pracę sił powierzchniowych, czyli niekonwek- 
A 
cyjną wymianę energii kinetycznej przy makroskopowym ruchu ośrodka, wywołaną 
istnieniem pola naprężeń. 
Ostatni człon f pseJA oznacza niekonwekcyjną wymianę energii wewnętrznej 
A 
poprzez przewodzenie i promieniowanie ciepła oraz dyfuzję. 
Ponadto równanie charakteryzujące stan energetyczny spoiny przy działającym 
źródle SH(r) dla dwuwymiarowego ośrodka ma postać [4]: 


o
 +u aH +v oll = -

- ( ?!!{+
 J +SH(r) 
dl ar az rcp ar oz 


(I 2) 


gdzie: 
H - entalpia, 
u, v - promieniowa i osiowa prędkość, 
c p - ciepło właściwe przy p = const. 


Uwzględniając związek pomiędzy entalpią i temperaturą: 


T 
H(T)= f C p (T)dT+'ł'H/ 
T 
O 


o =o; \II =o; I 


(13) 


gdzie: 
\II - udział części cieczy w dwufazowej strefie, 
Hl - entalpia topnienia (stopiwa). 


Równania (12) i (ł3) mogą być użyte do określenia rozkładu temperatur w 
elemencie spawanym obejmującego fazę ciekłą i stałą. Z uwagi na to, iż rozwiązanie 
w/w równań jest z matematycznego punktu widzenia problemem złożonym, efektywne 
rozwiązania uzyskuje się metodami numerycznymi. 


4. WPŁYW UKŁADU: ELEKTRODA - GAZ OCHRONNY - MATERIAŁ 
SPAWANY 


Analiza zjawisk fizycznych zachodzących w czasie spawania metodą GTA 
wskazuje, iż istotny wpływ na przebieg procesu i jego efektywność ma wzajemne 
sprzężenie pomiędzy elementami układu: elektroda - gaz ochronny - materiał 
spawany. 
Analizując wpływ elektrody możemy wyodrębnić następujące czynniki: 
- skład chemiczny elektrody nietopliwej, 
- ukształtowanie końca elektrody.
>>>
Ocena efektywności technologicznej... 


251 


Są to czynniki decydujące o zdolności emisyjnej elektronów, wartości pracy 
wyjścia elektronów i jej trwałości oraz o wartości współczynnika koncentracji łuku k 
[cm- 2 ] w warunkach zajarzenia i stabilnego jarzenia łuku. Elektroda nietopliwa jest 
wykonana z czystego wolframu lub stopów wolframu. Oprócz czystego wolframu 
stosuje się stopy: W - Ce02' W - La203 ' W - Th02 ' W - Zr02' które zasadniczo 
wpływają korzystnie na trwałość elektrod, stabilność łuku i warunki prądowe. W 
przypadku spawania prądem stałym i pulsującym korzystne jest również zakończenie 
elektrody nietopliwej stożkiem ściętym. Można stwierdzić, iż uzyskuje się dzięki temu 
większy przetop i zwężenie szerokości spoiny, co jest niewątpliwie rezultatem wyższej 
koncentracji strumienia energii w łuku. 
Istotny wpływ na przebieg procesu ma również skład użytych gazów. W me- 
todzie GT A stosuje się następujące kombinacje gazów: Ar, Ar - He, Ar - H2 ' He - "2' 
Ar i He są to gazy obojętne, natomiast wodór ma działanie redukujące. Użyteczność i 
efektywność działania gazów ochronnych, oprócz energii dysocjacji i jonizacji, ma 
również wpływ na ich przewodność cieplną [l/smK]. Przewodność cieplna He, w po- 
równaniu z Ar, jest ponad czterokrotnie wyższa w procesie spajania. Dodatek H2 do Ar 
poprawia sposób przejmowania ciepła przez ciekłe jeziorko, poprawiając efektywność 
procesu spajania. Pewne śladowe zawartości 02 przenikające z atmosfery lub zawilgo- 
cenia powodują zmniejszenie wartości napięcia powierzchniowego y. Efektywne 
oddziaływanie omówionych czYnników można również ująć w formie pewnej stałej kl' 
obejmującej wpływ rodzaju materiału elektrody nietopliwej, geometrii końca elektrody, 
długości łuku, składu gazu ochronnego, rodzaju materiału spawanego. Wartość kt' 
w powiązaniu z wartością prądu spawania I wpływa na oddziaływanie siły Farc łuku na 
płynne jeziorko, wywierając pewne ciśnienie - rysunek l, ułatwiając głębszą penetrację 
spawanego elementu i zwiększając głębokość przetopu [1]: 


F
rc c= k, ./2 


( 14) 


gdzie: 


I - natężenie prądu (100 7300 A). 
kt - 5 7 6 x 10- 6 gl A 2 . 
Racjonalny dobór warunków spawania pozwala WIęC zoptymalizować proces 
spawania metodą GTA. 


5. WNIOSKI KOŃCOWE 


Optymalizacja warunków spawania metodą GTA wymaga pełnej harmonii 
pomiędzy możliwokiami technicznymi i ich wysokimi parametrami znamionowymi 
współczesnych urządzeń spawalniczych a znajomością procesu fizyki spawania. co mo- 
że prowadzić, przy umiejętnym modelowaniu matematycznym procesu, do pełnej kon- 
troli jego przebiegu. W przypadku metody GT A może to przykładowo prowadzić do 
spawania elementów o znacznej grubości (3 mm) bez użycia spoiwa, co potwierdzaj (b 
między innymi, rezultaty badań własnych [3].
>>>
252 


Eugeniusz Ranatowski 


LITERA TURA 


II] Adonyi Y., Richardson R.W., Baeslack W.A.: Investigation of arc force effects in subsurface 
GTA welding. Welding Joumal, No 9, 1992 
[2] lIcipic C.R., Ropcr J.R.: Mechanism for minor element effcct on Gl' A fusion zone geometry. 
WeIding Joumal, No 4, 1982 
[3] Ranatowski E.: Niektóre aspekty optymalizacji metody TlG do spawania elementów cienko- 
ściennych. Politechnika Gdańska, ] 995 (w druku) 
[4] Zacharia T., David S.A., Vitek J.M., Debroy T.: WeId pool development during GTA and ]a- 
ser beam welding of type 304 stainiess. Part I - Theoretical Analysis. Welding Joumal, 
No 12, 1989 
[5] Yokoya S., Matusunawa A.: Heat and mass transfer and their effect on penetration shape in 
stationary TIG arc weld poo!. Transactions ofthe Japan Wclding Society, Nr 1,1993 


AN ASSESSMENT OF THE TECHNOLOGICAL EFFICIENCY OF GTA 
WELDING METHOD FROM THE VIEW POINT OF A PHYSICAL PROCESS 


Summary 


First of al! of this paper to dcfine the developmcnt dircction of weld methods to be based 
on wclding arc. In the further part to characterisation main direction of the deveIopment TIG 
welding method and its Gl' A transformation. After taking into consideration physics of welding 
process as condition sine qua non of the optimisation there are determining the main elements of 
wc1ding process, basis on the convectionaJ heat and mass transfer in wc1d pooI. Conclusions from 
the theoretical analysis form some analytical dependence. There aJso was made an analysis of the 
system: tungsten electrode - shielding gases - weld material and its influence on the technological 
efficiency.
>>>
I . 
! Biblioteka Główna A TR I 
I w Bydgoszczy 
A«! 


Ckł 



8 


,qqS- 


ISNN 0208-6395
>>>