prace instytutu odlewnictwa

INSTYTUT ODLEWNICTWAPRACE INSTYTUTU ODLEWNICTWA

Tom LI Numer 2

SPIS TREŚCI

1. ZENON PIROWSKI, WALDEMAR UHL, JACEK WODNICKI, ANDRZEJ GWIŻDŻ, KRZYSZTOF JAŚKOWIEC: Wpływ obróbki cieplnej na strukturę stopu typu Inconel 740....................................................................................................

2. FRANCISZEK PEZARSKI, IRENA IZDEBSKA-SZANDA, ELŻBIETA SMOLUCHOWSKA, ROMAN ŚWIDER, ANDRZEJ PYSZ: Zastosowanie mas formierskich ze spoiwem geopolimerowym do produkcji odlewów ze stopów Al..

3. PIOTR DŁUGOSZ, PAWEŁ DARŁAK, ROBERT M. PURGERT, JERZY J. SOBCZAK: Technologiczne aspekty syntezy metalowych materiałów kompozytowych zbrojonych cenosferami..............................................................

4. JERZY STACHAŃCZYK, RAFAŁ PABIŚ: Badanie kinetyki krzepnięcia i stygnięcia masy modelowej w matrycy...................................................................................

5

23

35

45

Wydawca:

INSTYTUT ODLEWNICTWA

KOLEGIUM REDAKCYJNE:

Jerzy Józef SOBCZAK (Redaktor Naczelny), Andrzej BALIŃSKI (Z-ca Redaktora Naczelnego), Andrzej BIAŁOBRZESKI, Zbigniew GÓRNY, Stanisława KLUSKA-NAWARECKA, Natalia SOBCZAK, Józef Szczepan SUCHY, Joanna MADEJ (Sekretarz Redakcji)

KOMITET NAUKOWY:

Rajiv ASTHANA (USA), Józef DAŃKO, Ludmil DRENCHEV (Bułgaria), Natalya FROUMIN (Izrael), Edward GUZIK, Marek HETMAŃCZYK, Mariusz HOLTZER,

Werner HUFENBACH (Niemcy), Jolanta JANCZAK-RUSCH (Szwajcaria), Olga LOGINOVA (Ukraina), Enrique LOUIS (Hiszpania), Luis Filipe MALHEIROS (Portugalia),

Tadeusz MIKULCZYŃSKI, Sergei MILEIKO (Rosja), Kiyoshi NOGI (Japonia), Władysław ORŁOWICZ, Alberto PASSERONE (Włochy), Stanisław PIETROWSKI,

Wojciech PRZETAKIEWICZ, Pradeep Kumar ROHATGI (USA), Sudipta SEAL (USA), Jan SZAJNAR, Michał SZWEYCER, Roman WRONA, Paweł ZIĘBA

Publikowane artykuły były recenzowane

Projekt okładki: ENTER GRAF, Kraków

Skład komputerowy: Patrycja Rumińska

Korekta wydawnicza: Marta Konieczna, Anna Samek-Bugno

ADRES REDAKCJI:

„Prace Instytutu Odlewnictwa” 30-418 Kraków, ul. Zakopiańska 73

tel. (12) 261-83-81, fax (12) 266-08-70 http://www.iod.krakow.pl

e-mail: [email protected]

© Copyright by Instytut Odlewnictwa

Żadna część czasopisma nie może być powielana czy rozpowszechniana bez pisemnej zgody posiadacza praw autorskich

Printed in Poland

ISSN 1899-2439

FOUNDRY RESEARCH INSTITUTETRANSACTIONS OF FOUNDRY

RESEARCH INSTITUTE

Volume LI Number 2

CONTENTS

5

23

35

1. ZENON PIROWSKI, WALDEMAR UHL, JACEK WODNICKI, ANDRZEJ GWIŻDŻ, KRZYSZTOF JAŚKOWIEC: Effect of heat treatment on structure of the Inconel 740 type alloy ...........................................................................................

2. FRANCISZEK PEZARSKI, IRENA IZDEBSKA-SZANDA, ELŻBIETA SMOLUCHOWSKA, ROMAN ŚWIDER, ANDRZEJ PYSZ: Application of moulding sands with geopolymer binder in the manufacture of castings from aluminium alloys....................................................................................................

3. PIOTR DŁUGOSZ, PAWEŁ DARŁAK, ROBERT M. PURGERT, JERZY J. SOBCZAK: Technological aspects of the synthesis of metal matrix composites reinforced with cenospheres.................................................................................

4. JERZY STACHAŃCZYK, RAFAŁ PABIŚ: The study of the kinetics of solidifica-tion and cooling of pattern material in a die........................................................... 45

Editor:

FOUNDRY RESEARCH INSTITUTE

EDITORIAL BOARD:

Jerzy Józef SOBCZAK (Editor-in-Chief), Andrzej BALIŃSKI (Assistant Editor), Andrzej BIAŁOBRZESKI, Zbigniew GÓRNY, Stanisława KLUSKA-NAWARECKA,

Natalia SOBCZAK, Józef Szczepan SUCHY, Joanna MADEJ (Secretary)

SCIENTIFIC COMMITTEE:

Rajiv ASTHANA (USA), Józef DAŃKO, Ludmil DRENCHEV (Bulgaria), Natalya FROUMIN (Israel), Edward GUZIK, Marek HETMAŃCZYK, Mariusz HOLTZER,

Werner HUFENBACH (Germany), Jolanta JANCZAK-RUSCH (Switzerland), Olga LOGINOVA (Ukraine), Enrique LOUIS (Spain), Luis Filipe MALHEIROS (Portugal),

Tadeusz MIKULCZYŃSKI, Sergei MILEIKO (Russia), Kiyoshi NOGI (Japan), Władysław ORŁOWICZ, Alberto PASSERONE (Italy), Stanisław PIETROWSKI,

Wojciech PRZETAKIEWICZ, Pradeep Kumar ROHATGI (USA), Sudipta SEAL (USA), Jan SZAJNAR, Michał SZWEYCER, Roman WRONA, Paweł ZIĘBA

The articles published herein have been reviewed

Graphic Design: ENTER GRAF, Kraków

Computer Typesetting: Patrycja Rumińska

Proofreading: Marta Konieczna, Anna Samek-Bugno

EDITORIAL OFFICE:

”Transactions of Foundry Research Institute” 30-418 Cracow, 73 Zakopianska Street

tel. +48 (12) 261-83-81, fax +48 (12) 266-08-70 http://www.iod.krakow.pl

e-mail: [email protected]

© Copyright by Instytut Odlewnictwa

No part of this publication may be reproduced or distributed without the written permission of the copyright holder

Printed in Poland

ISSN 1899-2439

5

EFFECT OF HEAT TREATMENT ON STRUCTURE OF THE INCONEL 740 TYPE ALLOY

PRACE INSTYTUTU ODLEWNICTWATom LI Rok 2011 Zeszyt 2

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

Zenon Pirowski, Waldemar Uhl, Jacek Wodnicki, Andrzej Gwiżdż, Krzysztof Jaśkowiec

WPŁYW OBRÓBKI CIEPLNEJ NA STRUKTURĘ STOPU TYPU INCONEL 740

Streszczenie

Wykonano stop niklu typu Inconel 740 w próżniowym piecu indukcyjnym średniej częstotliwości. W trakcie wytopu stosowano atmosferę gazu obojętnego (argon). Metal zalewano do formy ceramicznej z krzemianem etylu jako spoiwem. Modelami były wałki o średnicy 20 mm i długości 300 mm. Wykonane odlewy stanowiły materiał badawczy do oceny struktury w stanie odlanym i po obróbce cieplej oraz do oceny właściwości mechanicznych. Określono wpływ parametrów temperaturowo-czasowych procesu starzenia stopu typu Inconel 740 na proces jego umacniania wydzieleniowego i roztworowego.

Słowa kluczowe: stopy niklu, obróbka cieplna, właściwości mechaniczne, struktura

Abstract

The Inconel 740 type nickel alloy was melted in a vacuum, medium frequency induction furnace. During melting the inert gas (argon) atmosphere was used Metal was poured into a ceramic mould based on ethyl silicate. Models were 300 mm long rods of 20 mm diameter. Castings were used as a test material to evaluate the structure in as-cast state and after heat treatment and to determine the mechanical properties. The effect of time-temperature parameters of the aging process of an Inconel 740 type alloy on the process of the precipitation and solution hardening was investigated.

Keywords: nickel alloys, heat treatment, mechanical properties, structure

6

Prace IO 2/2011

1. Nadstopy na osnowie niklu

W nadstopach na osnowie niklu występuje ponad dziesięć pierwiastków stopowych. Dodatkowo zawartość szkodliwych pierwiastków, takich jak: krzem, fosfor, siarka, tlen i azot musi być regulowana odpowiednią technologią wytapiania. Inne pierwiastki ślado-we, takie jak: selen, bizmut, tellur, tal czy ołów muszą być ograniczone do bardzo niewiel-kiej zawartości (na poziomie tysięcznych, a nawet dziesięciotysięcznych części procenta), ponieważ niezwykle silnie pogarszają właściwości mechaniczne stopu.

Większość nadstopów na osnowie niklu zawiera 10−20% wag. chromu, do 8% wag. aluminium z tytanem, 5−15% wag. kobaltu i małą ilość boru, cyrkonu, magnezu i węgla. Innymi często stosowanymi dodatkami są: molibden, niob i wolfram, które spełniają po-dwójną rolę, tj. umacniają roztworowo i tworzą węgliki. Chrom i aluminium są koniecz-ne, gdyż poprawiają stabilność powierzchni dzięki tworzeniu tlenków, odpowiednio Cr2O3 i Al2O3 [1].

Pierwiastki wy stępujące w nadstopach niklu w zależności od pełnionej funkcji można podzielić na:

rozpuszczające się w osnowie austenitycznej: Co, Fe, Cr, V, Mo, W;- tworzące wydzielenia: Al, Ti, Nb, Ta, np. Ni- 3Al, Ni3Ti czy Ni3(Al,Ti);tworzące węgliki: Cr, Mo, W, V, Nb, Ti, Ta;- segregujące do granic ziaren: Mg, B, C, Zr;- tworzące tlenki zapobiegające korozji: Cr, Al;- zwiększające odporność na wysokotemperaturowe utlenianie: La, Th.- W nadstopach na osnowie niklu mogą występować następujące fazy [1, 2]:

osnowa - γ, która jest fazą niemagnetyczną niklu o strukturze krystalicznej RSC (A1), z rozpuszczoną zwykle dużą ilością kobaltu, żelaza, chromu, molibdenu i wolframu; faza ta stanowi osnowę we wszystkich stopach niklu;γ- ' (Ni3(AI,Ti)), która jest koherentną fazą z osnową γ; inne pierwiastki, a mianowicie Nb, Ta i Cr również występują w fazie γ'; faza ta jest konieczna do uzyskania wyso-kotemperaturowej wytrzymałości i odpor ności na pełzanie, a w niektórych stopach jej zawartość przekracza nawet 50%;γ- " (Ni3Nb), którą tworzą nikiel i niob w obecności żelaza; ma ona strukturę krystaliczną tetragonalną przestrzennie centrowaną;węgliki tytanu, tantalu, hafnu i niobu (węgliki typu MC); podczas obróbki cieplnej - i eksploatacji węgliki te mogą się rozpadać i wówczas na granicach ziaren tworzą się węgliki typu M23C6 i M6C;borki o małej gęstości tworzą się, gdy bor segreguje do granic ziaren;- fazy zwarte, o kształcie płytek lub igieł, np. - σ, η i Lavesa, które pogarszają ciągliwość i odporność na pełzanie.

Osnowa nadstopów niklu (γ), jak wspomniano, krystalizująca w układzie A1 (RSC), jest roztworem stałym różnowęzłowych dodatków stopowych w niklu, umacniających ten roztwór w wyniku zniekształcenia sieci.

Wszystkie stopy na osnowie niklu umacniane są głównie wydzieleniami fazy (γ’) ko-herentnie powiązanej z osnową. Posiada ona niezwykle korzystne wła ściwości, gdyż jej wytrzymałość wzrasta ze wzrostem temperatury, przy za chowaniu dobrej plastyczności, co zwiększa żarowytrzymałość stopu bez wzro stu skłonności do kruchości, w odróżnieniu od umacniania fazami o większej twardości, np. węglikami. Wpływ tej fazy na właściwości stopu zależy bardzo od wielkości i kształtu jej wydzieleń. Faza ta ma taką samą struktu-


7

Prace IO 2/2011

rę krystaliczną jak osnowa, tj. RSC, jednak o nieco innym parametrze. Zawartość Al i Ti jest tak dobrana, aby w najmocniejszych stopach odlewniczych ilość fazy γ' przekraczała 50% objętości stopu.

Jeżeli stop jest prawidłowo obrobiony cieplnie, to faza γ’ wydziela się w taki sposób, że orientacja krystaliczna osnowy i wydzieleń jest taka sama, a jeżeli różnice w parame-trach struktury krystalicznej są małe, to fazy są koherentne. Gdy jednak parametry różnią się znacznie, wówczas fazy przestają być koherentne. Cząstki fazy γ’ stanowią najwięk-sze przeszkody dla ruchu dyslokacji, gdy γ' ma największe niedopasowanie, przy którym koherencja jest jeszcze zachowana. Niedo pasowanie można regulować w ograniczonym zakresie przez zmianę składu osnowy, przez zmianę względnej zawartości aluminium i tytanu lub przez dodanie małych ilości innych pierwiastków. Faza γ’ zawierająca dużo Ti jest mniej stabilna niż faza γ’ zawierająca dużo Al. Ze względu na niewystarczającą stabilność faza z dużą ilością Ti może podczas długo trwałego przebywania stopu w wyso-kiej temperaturze przemienić się w fazę η (Ni3Ti) o strukturze krystalicznej heksagonalnej zwartej. Faza η występuje zwykle w postaci płytek i nie wpływa tak korzystnie na pełzanie i ciągliwość stopu jak faza γ’ [1, 2].

W stopach o małej części objętości fazy γ’ cząstki są sferoidalne, natomiast w sto-pach o zwiększonej zawartości Al i Ti cząstki są sześcienne. Zmiana morfologii jest spo-wodowana niedopasowaniem struktury krys talicznej wydzielenia do struktury krystalicznej osnowy. Stwierdzono, że cząstki γ’ są sferoidalne, jeżeli niedopasowanie nie jest więk-sze niż 0,2%; stają się sześcienne dla niedopasowania 0,5−1% i płytkowe dla niedopasowania około 1,25%.

Typ i morfologia węglików zależą od składu stopu oraz zastosowanej obróbki ciepl-nej. Węgliki w nadstopach na osnowie niklu spełniają dwa zadania. Węgliki pierwotne MC, głównie TiC i NbC, wydzielające się w cieczy lub na początku krzepnięcia stopu są zarod-kami ziaren osnowy i ograniczają rozrost ziaren podczas obróbki cieplnej. Węgliki wtórne typu M23C6, M7C3 i M6C, wydzielające się głównie na granicach ziaren, w których głównym pierwiast kiem metalicznym jest chrom, mogą podczas obróbki cieplnej rozpuszczać się i wydzielać ponownie. Jeżeli węgliki tworzą ciągłą warstwę na granicach ziaren, to obniża-ją udarność i powodują zmniejszenie wytrzymałości na pełzanie, natomiast jeżeli tworzą izolowane cząstki globularne, to zwiększają wytrzymałość na pełzanie.

Większość nowoczesnych nadstopów o osnowie niklu zawiera małe ilości boru i cyr-konu, odpowiednio około 0,01 i 0,1%. Pierwiastki te wpływają na kształt cząstek węglików w granicach ziaren, co powoduje poprawę wytrzymałości na pełzanie i ciągliwości.

Pierwiastkami najbardziej zwiększającymi wytrzymałość i stabilność powierzchni są aluminium i tantal.

Pierwiastkami niepożądanymi w nadstopach są: ołów, bizmut, cynk i arsen, głównie dlatego, że zmniejszają ciągliwość podczas pełzania. Małe i ściśle regulowane zawartości magnezu lub metali ziem rzadkich przeciwdziałają kruchości spowodowanej siarką [1, 2].

Z uwagi na to, że postęp w zakresie napędów lotniczych, jak również urządzeń tech-nologicznych dla potrzeb chemii i energetyki jest uzależniony w głównej mierze od rozwoju żarowytrzymałych i żaroodpornych stopów na osnowie niklu, kraje rozwinięte przezna-czają od kilkunastu lat na ten kierunek badań duże środki. W efekcie uzyskano znaczny postęp w tej dziedzinie. Wzrost wytrzymałości na pełzanie oraz temperatury eksploatacji omawianych stopów osiąga się przez:

wykorzystanie rafinacji próżniowej w celu oczyszczenia granic ziaren z niskotopli-- wych wydzieleń, zmniejszenie porowatości i ilości wtrąceń niemetalicz nych w stopie; wytapianie w próżni zapobiegające utlenianiu się pierwiast ków, co umożliwia lepszą

Wpływ obróbki cieplnej na strukturę stopu typu Inconel 740

8

Prace IO 2/2011

regulację zawartości istotnych, a reaktywnych dodatków i zapobiega zwiększaniu się zawartości azotu w stopie podczas wytopu; zostaje zmniejszona zawartość pierwiast-ków szkodliwych; w rezultacie wytapiania w próżni uzyskuje się znaczne zwiększenie zawartości Al i Ti, co umożliwia zwiększenie udziału fazy γ’ w stopie;zastosowanie krystalizacji kierunkowej w celu otrzymania w stopie ziaren równole-- głych do kierunku działania naprężeń;zastosowanie monokrystalizacji, czyli likwidacji granic ziaren;- zastosowanie kierunkowego krzepnięcia stopów eutektycznych, przy któ rym zacho-- dzi wydzielanie się jednej z faz eutektyki (węglików, azotków) w po staci włókien rów-noległych do kierunku działania naprężeń;umocnienie osnowy stopu dyspersyjnymi cząstkami związków (głównie tlenków) po-- przez spiekanie niklu lub jego stopów z drobnymi cząstkami trwa łych tlenków;umocnienie osnowy stopu drutem wolframowym lub molibdenowym.-

Żarowytrzymałe i żaroodporne stopy niklu stosowane są w temperaturze do 1100°C, przy czym stopy odlewnicze mogą pracować w temperaturze wyż szej o 100−150°C niż stopy przerabiane plastycznie. Zakres temperaturowy przeróbki plas tycznej stopów o dużej zawartości Al i Ti jest jednak bardzo wąski i znajduje się tuż poniżej temperatury solidus.

Wśród nadstopów na osnowie niklu wyróżnia się nadstopy: obrabiane plastycznie, stosowane w stanie odlanym i stopy krystalizujące kierunkowo lub monokrystalicznie.

Temperatura pracy stopów odlewniczych jest o około 30°C wyższa niż temperatu-ra pracy stopów przerabianych plastycznie. Jednokierunkowa krystalizacja podwyższa tę temperaturę o dalsze 30°C, natomiast monokryształy mogą być stosowane w jeszcze wyższej temperaturze.

Stopy odlewnicze zawierają więcej Al i Ti oraz mają dodatki Nb i Ta. W stopach na łopatki monokrystaliczne nie są potrzebne pierwiastki stosowane

w celu modyfikacji granic ziaren, tj. C, B, Zr i Hf, dlatego stopy te podczas obróbki cieplnej mogą być nagrzewane do wysokiej temperatury zapewniającej całkowite rozpuszczenie fazy γ' bez obawy nadtopień.

Oprócz przemysłu lotniczego, gdzie omawiane stopy znalazły głównie swoje zasto-sowanie, są one wykorzystane w przemyśle energetycznym i chemicznym do wyrobu czę-ści maszyn i urządzeń pracujących w najcięższych warunkach (turbi ny, przegrzewacze pary, rurociągi transportujące, ruchome taśmy pieców tunelowych itd.).

2. Obróbka cieplna polikrystalicznych stopów nikluTypowy rodzaj obróbki cieplnej, której poddaje się żarowytrzymałe i żaro odporne

stopy na osnowie niklu, to utwardzanie wydzieleniowe. Polega ono na przesycaniu stopów niklu poprzez wygrzewanie w temperaturze 1040−1230°C i chłodzeniu w powietrzu oraz starzeniu w temperaturze 700−1000°C, zazwyczaj w czasie 8−16 godzin i chłodzeniu w powietrzu.

Przesycanie powoduje rozpusz czenie się części węglików i faz międzymetalicznych w osnowie. Z kolei w pro cesie starzenia powstają dyspersyjne wydzielenia wyżej opisanej fazy koherentnej γ’ i węglików równomier nie rozmieszczone w osnowie.

Wygrzewanie prowadzi się w atmosferze obojętnej lub niekiedy w próżni. Celem utwardzania wydzieleniowego jest otrzymanie struk tury, w której wielkość, kształt i sposób rozmieszczenia faz umacniających stop zapewni optymalne właściwości mechaniczne i maksymalnie stabilną strukturę w temperaturze eksploatacji.


9

Prace IO 2/2011

Odlewnicze stopy niklu opracowane w latach 80. zeszłego wieku zawierają dodatki tantalu i hafnu, które nie występowały w stopach przerabianych plastycznie. Ich dodatki wpływają na strukturę (tworzenie węglików), lecz ich wpływ na temperaturę przesycania oraz morfologię fazy γ’ jest niewielki. Wpływ obróbki cieplnej przedstawiony zostanie na przykładzie dwóch klasycznych stopów: Rene 77 (Udimet 700) oraz Inconel 738 [3].

Stop Rene 77 zawiera (% wag.): 52% Ni, 15% Cr, 15% Co, 4% Mo, do 0,5% Fe, 4,2% Al, 3,5% Ti oraz do 0,02% B; można obrabiać w dwóch następujących wariantach:

przesycanie w temperaturze 1160°C przez 2 h, chłodzenie z piecem do temperatury a. 1085°C, chłodzenie w powietrzu do temperatury pokojowej, następnie starzenie w temperaturze 760°C przez 16 h, chłodzenie w powietrzu;wieloetapowy cykl składający się z następujących operacji:b. 1160°C/4 h, chłodzenie w powietrzu;- 1085°C/4 h, chłodzenie w powietrzu;- 925°C/24 h, chłodzenie w powietrzu;- 760°C/16 h, chłodzenie w powietrzu. -

Właściwości stopu otrzymywane w wariancie „b” są wyższe niż w wariancie „a”. W obu przypadkach faza γ’ rozpuszcza się w 1140°C, lecz początek wydzielania ma miejsce w temperaturze 1100°C.

Wolne chłodzenie w wariancie „a” powoduje tworzenie małej ilości dużych wydzieleń γ’ zarodkujących powyżej 1085°C. Znaczna ilość drobnych wydzieleń γ’ powstaje podczas 16godzinnej obróbki w temperaturze 760°C. Obróbka ta daje doskonałą plastyczność, lecz nie najwyższą wytrzymałość na pełzanie.

Obróbka według wariantu „b” (szybkie chłodzenie z temperatury przesycania) daje możliwość tworzenia dużej ilości cząstek fazy γ’ wzrastającej wolno, jednak w czasie 4 godzin wytrzymania w temperaturze 1085°C wydzielenia fazy γ’ wzrastają, przez co powstaje pewna ilość średnich i dużych wydzieleń. Proces wydzielania γ’ zachodzi głównie w temperaturze 925 oraz 760°C [3].

Stop Inconel 738 zawiera (% wag.): 61% Ni, 16% Cr, 8,5% Co, 1,75% Mo, 2,6% W, do 0,5% Fe, 3,4% Al, 3,4% Ti, 0,9% Nb, 1,75% Ta. Stosuje się następującą obróbkę cieplną tego stopu:

przesycanie: 1125°C/2 h, chłodzenie w powietrzu; - starzenie: 840°C/24 h, chłodzenie w powietrzu.- Obróbka ta nie powoduje rozpuszczania fazy γ’. Oprócz dużych, nieregularnych

wydzieleń, występują również drobne wydzielenia tej fazy powstające w temperaturze 840°C.

Starzenie w temperaturze 1055°C powoduje tworzenie drobnych wydzieleń fazy γ’ o regularnym kształcie. Stosując temperaturę starzenie 925°C, uzyskuje się równomierne wydzielenia fazy γ’. Dla tego stopu jednak optymalne właściwości otrzymuje się w procesie obróbki cieplnej prowadzonej odpowiednio w temperaturze 1125 oraz 840°C [3].


)

)

10

Prace IO 2/2011

3. Zaplanowany zakres prób i badań

Badaniom poddano stop typu Inconel 740. Wytop przeprowadzono w piecu próż-niowym Kopp, w tyglu o pojemności 40 kg i wyłożeniu obojętnym. Stosowano atmosferę gazu obojętnego (argon). Metal zalewano do formy ceramicznej z krzemianem etylu jako spoiwem. Modelami były wałki o średnicy 20 mm i długości 300 mm.

Przebieg wytopu był następujący:do zimnego tygla załadowano nikiel, chrom, kobalt oraz molibden, -do komory form wstawiono pojemnik z formą ceramiczną, -wsad grzano w atmosferze powietrza, -po roztopieniu dodano żelazoniob, mangan oraz wapniokrzem, -włączono pompy próżniowe – próżnia rzędu 10 - -2 mbar, naprowadzono atmosferę argonową, -kąpiel doprowadzono do temperatury 1600 - °C,dodano cyrkon, tytan oraz aluminium, -pobrano próbkę do badania składu chemicznego stopu, -formę zalano w komorze topienia bezpośrednio z pieca. -

Wyniki analizy termicznej krzepnącego stopu typu Inconel 740 zamieszczono na rysunku 1. Były one pomocne przy doborze parametrów obróbki cieplnej.

Rys. 1. Urządzenie pomiarowe oraz wybrane wyniki analizy termicznej krzepnącego stopu typu Inconel 740

Fig. 1. Measuring device and selected results of thermal analysis of the solidifying Inconel 740 type alloy


11

Prace IO 2/2011

4. Obróbka cieplna

Z odlanych wlewków stopu typu Inconel 740 wycięto próbki w celu przeprowadzenia na nich obróbki cieplnej.

Próbkę oznaczoną symbolem „L” pozostawiono w stanie odlanym, pozostałe 5 próbek poddano operacji przesycania w piecu sylitowym typu KS 400/10. Parametry przesycania dla wszystkich próbek były jednakowe: nagrzewanie z piecem, wytrzymanie w temperaturze 1200°C/3 h, konwekcyjne chłodzenie w spokojnym powietrzu. Z próbek stopu poddanych przesycaniu oddzielono jedną próbkę i oznaczono ją symbolem „P”.

Pozostałe 4 próbki oznaczone odpowiednio „A”, „B”, „C” i „D” poddano różnym wariantom operacji starzenia.

Operacje starzenia przeprowadzono w piecu retortowym typu Multitherm N 41/M w atmosferze argonu. Parametry zabiegu starzenia były następujące:

wariant „A”: nagrzewanie z piecem, wytrzymanie w temperaturze 1100°C/8 h, -konwekcyjne chłodzenie w spokojnym powietrzu,wariant „B”: nagrzewanie z piecem, wytrzymanie w temperaturze 950°C/12 h, -konwekcyjne chłodzenie w spokojnym powietrzu,wariant „C”: nagrzewanie z piecem, wytrzymanie w temperaturze 850°C/16 h, -konwekcyjne chłodzenie w spokojnym powietrzu,wariant „D”: nagrzewanie z piecem, wytrzymanie w temperaturze 650°C/30 h, -konwekcyjne chłodzenie w spokojnym powietrzu.Czas i temperatura procesu starzenia były tak dobierane, aby zachować ciągłość

zmian tych parametrów. Przedstawiono to na rysunku 2.

T, °C

Rys. 2. Parametry starzenia próbek „A”, „B”, „C” i „D”

Fig. 2. Parameters of the aging process of „A”, „B”, „C” and „D” samples

t, h


A

B

C

D

12

Prace IO 2/2011

Tak obrobione cieplnie próbki poddano badaniom twardości twardościomierzem Wolpert DJA metodą Brinella – HBS 2,5/187,5/15.

Po wykonaniu pomiarów twardości i analizie wyników, próbkę „L” poddano odpręża-niu: nagrzewanie z piecem, wytrzymanie w temperaturze 500°C/1 h, powolne studzenie z piecem do temperatury otoczenia (oznaczenie „L500”) w piecu retortowym typu Multitherm N 41/M w atmosferze argonu. Po wykonaniu pomiaru twardości na tej próbce powtórzono proces odprężania, stosując temperaturę 700°C/1 h (oznaczenie „L700”).

Wykonano również dodatkowe warianty obróbki cieplnej próbek „C” i „P” w piecu retortowym typu Multitherm N 41/M w atmosferze argonu:

wariant „E”: nagrzewanie z piecem próbki „C”, wytrzymanie w temperaturze 850°C/ - 16 h, konwekcyjne chłodzenie w spokojnym powietrzu (oznaczenie „CE”),wariant „F”: nagrzewanie z piecem próbki „P”, wytrzymanie w temperaturze 850°C/ - 32 h, konwekcyjne chłodzenie w spokojnym powietrzu (oznaczenie „PF”).

Uzyskane wyniki pomiarów twardości poszczególnych próbek zestawiono w tabeli 1.

Oznaczenie próbki

TwardośćHBS 2,5/187,5/15

Pojedynczy pomiar

Wartość średnia

L 249 246 239 245

L500 249 252 257 253

L700 266 263 269 266

P 184 180 184 183

A 184 179 182 182

B 189 193 182 188

C 295 278 272 282

D 272 282 260 271

CE 260 260 260 260

PF 275 266 269 270

5. Badania metalograficzne

Próbki oznaczone odpowiednio symbolami: „L”, „P”, „A”, „B”, „C”, „D”, a następnie „CE” i „PF” oraz „L700” poddano badaniom metalograficznym.

Obserwacje mikroskopowe i zdjęcia zostały wykonane w Zespole Akredytowanych Laboratoriów Badawczych Instytutu Odlewnictwa za pomocą mikroskopu metalograficz-nego AXlO OBSERVER ZIM na zgładach metalograficznych, przygotowanych zgodnie z instrukcją nr TBM/001. Do ujawnienie mikrostruktury zastosowano odczynnik BWII do trawienia selektywnego według [4], który barwi austenit (ujawniając mikrosegregację)


Tabela 1. Wyniki pomiarów twardości poszczególnych próbekTable 1. The results of hardness measurements taken on individual samples

13

Prace IO 2/2011

oraz fazę γ' (na niebiesko). Nie barwi węglików. Wybrane obrazy mikrostruktury zamiesz-czono na rysunkach 3−11.

Przeprowadzono również pomiary mikrotwardości osnowy. Wykonano je za pomocą mikrotwardościomierza Hanemanna, zamontowanego na mikroskopie optycznym Neophot 2. Każdorazowo wykonywano 3−5 pomiarów przekątnej odcisku, zwiększając ich ilość w przypadku znacznego rozrzutu wyników. Wyniki tych pomiarów zamieszczono w tabeli 2.

Tabela 2. Wyniki pomiarów mikrotwardości

Table 2. The results of microhardness measurements

Oznaczenie próbki MikrotwardośćHV0,5

L 320

L700 330

P 304

A 308

B 243

C 345

D 418

CE 360

PF 308

Rys. 3. Mikrostruktura próbki „L”

Fig. 3. Microstructure of sample „L”


próbka „L”stan odlany

brak węglików pierwotnych typu MC (TiC, NbC), -znaczna ilość dużych rozmiarów węglików -wtórnych typu M23C6, bądź M6C - głównie na granicach ziaren,wokół węglików obszary osnowy o dwufazowym -charakterze (γ/γ’ - ?).

14

Prace IO 2/2011

Rys. 4. Mikrostruktura próbki „L700”

Fig. 4. Microstructure of sample „L700”

Rys. 5. Mikrostruktura próbki „P”

Fig. 5. Microstructure of sample „P”


próbka „L700”stan odlany, odprężony

w temperaturze 500°C, a następnie 700°C

mikrostruktura stopu analogiczna jak w przypadku -stanu odlanego bez odprężenia,widoczne początki procesu rozpuszczania -węglików wtórnych z zachowaniem dwufazowych obszarów osnowy wokół tych wydzieleń.

próbka „P”przesycenie: 1200°C/3 h/powietrze

znaczne rozpuszczenie wydzieleń węglikowych, -zanik dwufazowych obszarów osnowy wokół tych -wydzieleń,duży rozrost ziaren osnowy. -

15

Prace IO 2/2011

Rys. 6. Mikrostruktura próbki „A”

Fig. 6. Microstructure of sample „A”

Rys. 7. Mikrostruktura próbki „B”

Fig. 7. Microstructure of sample „B”


próbka „A”przesycanie: 1200°C/3 h/powietrze

starzenie: 1100°C/8 h/powietrze

mikrostruktura stopu analogiczna jak w przypadku -stopu tylko przesycanego,większa ilość drobnych wydzieleń węglikowych. -

próbka „B”przesycanie: 1200°C/3 h/powietrze


mikrostruktura stopu analogiczna jak w przypadku -stopu tylko przesycanego oraz stopu starzonego 950°C/12 h/powietrze,mniejsza fluktuacja chemiczna osnowy (bardziej -równomierne zabarwienie).

16

Prace IO 2/2011

Rys. 8. Mikrostruktura próbki „C”

Fig. 8. Microstructure of sample „C”

Rys. 9. Mikrostruktura próbki „D

Fig. 9. Microstructure of sample „D”


próbka „B”przesycanie: 1200°C/3 h/powietrze


dwufazowy charakter osnowy w całej objętości, -porównywalny udział poszczególnych faz -w osnowie sugeruje eutektykę γ/γ’.

próbka „D”przesycanie: 1200°C/3 h/powietrze


mikrostruktura analogiczna jak w przypadku stopu -tylko przesycanego:nie występuje dwufazowy charakter osnowy -liczne bardzo drobne wydzielenia węglikowe -równomiernie rozłożone,rozrośnięte ziarna. -

17

Prace IO 2/2011

Rys. 10. Mikrostruktura próbki „CE”

Fig. 10. Microstructure of sample „CE”

Rys. 11. Mikrostruktura próbki „PF”

Fig. 11. Microstructure of sample „PF”


próbka „CE”przesycanie: 1200°C/3 h/powietrzestarzenie: 1: 850°C/16 h/powietrze

+starzenie: 2: 850°C/16 h/powietrze

mikrostruktura stopu analogiczna jak w przypadku -stopu starzonego 850°C/16 h/powietrze - dwufazowy charakter osnowy (wyraźniej zaznaczony),mniejsza ilość wydzieleń węglikowych. -

próbka „PF”przesycanie: 1200°C/3 h/powietrze


mikrostruktura stopu analogiczna jak w przypadku -stopu starzonego 850°C/16 h/powietrze - dwufazowy charakter osnowy (mniej wyraźniej zaznaczony),mniejsza ilość wydzieleń węglikowych. -

18

Prace IO 2/2011

6. Pomiary wytrzymałości na rozciąganie

Po ocenie struktury i analizie wyników pomiarów twardości zdecydowano, że mate-riał do pomiaru wytrzymałości na rozciąganie zostanie poddany przesycaniu w piecu sylitowym typu KS 400/10. Parametry przesycania: nagrzewanie z piecem, wytrzymanie w temperaturze 1200°C/3 h, konwekcyjne chłodzenie w spokojnym powietrzu. Następnie próbki poddane zostaną operacji starzenia w piecu retortowym typu Multitherm N 41/M w atmosferze argonu według opisanego wcześniej wariantu „C”. Pomiarów dokonano zgodnie ze znormalizowaną statyczną próbą rozciągania [5, 6]. Badania prowadzono w temperaturze pokojowej (20°C) oraz w temperaturze podwyższonej (500°C, 700°C i 800°C). Badaniom tym poddano zarówno stop typu Inconel 740, jak też w celach porów-nawczych walcowaną stal żarowytrzymałą X6CrNiTiB1810. Uzyskane wyniki zestawiono w tabeli 3, a graficznie przedstawiono na rysunku 12.

Tabela 3. Wyniki pomiarów wytrzymałości

Table 3. The results of mechanical tests

Temperatura badania

T, OC

Wytrzymałość na rozciąganie Rm , MPa

Inconel 740 X6CrNiTiB18-10

20 686 699

500 601 450700 525 300

800 463 197

Rys. 12. Porównanie wytrzymałości stopu typu Inconel 740 i stali żarowytrzymałej gatunku X6CrNiTiB18-10 w zależności od temperatury badania

Fig. 12. Strength comparison for the Inconel 740 type alloy and creep-resistant X6CrNiTiB18-10 steel in function of the test temperature


Wyt

rzym

ałoś

ć na

rozc

iąga

nie,

MP

a

Temperatura badania, °C

19

Prace IO 2/2011

7. Analiza wyników i wnioski

Przeprowadzone operacje cieplne (przesycanie i starzenie) wykazały istotny wpływ na strukturę badanego stopu typu Inconel 740 oraz na jego twardość i mikrotwardość osnowy austenitycznej.

W stanie odlanym (próbka „L” – rys. 3) nie zaobserwowano wydzieleń węglików pierwotnych typu MC (TiC, NbC). Stwierdzono natomiast znaczną ilość dużych rozmiarów węglików wtórnych (typu M23C6, M7C3 bądź M6C), które wydzieliły się głównie na granicach ziaren. Wokół nich osnowa ma charakter dwufazowy. Przypuszcza się, że mogą to być obszary, w których wydzieliła się znaczna ilość koherentnej z austenitem fazy γ’. Może o tym świadczyć też wykonana analiza termiczna (rys. 1). W zakresie temperatury około 1050°C zaobserwowano bowiem nieznaczny efekt cieplny wynikający być może z krystalizacji tej fazy. Odprężanie próbki ze stanu odlanego w temperaturze 500 i 700°C nie spowodowało spodziewanego obniżenia twardości, a wręcz przeciwnie zaobserwowano niewielki jej wzrost (próbki „L500” i „L700” – tab. 1) wynikający prawdopodobnie z rozpoczęcia już w tych warunkach procesu rozpuszczania wtórnych wydzieleń węglikowych oraz ze względu na krótki czas i mały współczynnik dyfuzji – lokalne przesycenie umacniające roztworowo osnowę, której mikrotwardość również nieznacznie wzrosła (próbka „L700” – tab. 2).

Przesycanie (próbka „P” – rys. 5) spowodowało znaczne rozpuszczenie wydzieleń węglikowych i zanik dwufazowych obszarów osnowy. Duży rozrost ziaren potwierdza brak wydzieleń węglików pierwotnych w strukturze wyjściowej. Węgliki te, rozpoczynając krzepnięcie stopu, są zarodkami ziaren osnowy i ograniczają ich rozrost także w trakcie obróbki cieplnej. Rozpuszczenie węglików wtórnych spowodowało znaczne zmniejszenie twardości stopu. Duży współczynnik dyfuzji w wysokiej temperaturze przesycania (1200°C) umożliwił ujednorodnienie chemiczne osnowy, co ograniczyło utwardzenie roztworowe, stąd zaobserwowany niewielki spadek jej mikrotwardości (próbka „P” – tab. 2).

Starzenie stopu tak w temperaturze 1100°C, jak i 950°C (próbki „A” i „B” – rys. 6 i 7), nie wpłynęło w zauważalny sposób na jego mikrostrukturę. Można wnioskować, że w obu przypadkach temperatura była na tyle wysoka, że duża rozpuszczalność dodatków stopowych w tych warunkach nie prowadziła do zintensyfikowania procesów wydzieleniowych. Potwierdzają to pomiary twardości (tab. 1). Zarówno próbka „P” (tylko przesycana), jak też próbki starzone w temperaturze 1100°C (próbka „A”) i 950°C (próbka „B”) wykazują analogiczną twardość (182−188 HB). Mikrotwardość osnowy w próbkach „P” i „A” jest również podobna (odpowiednio 304 HV i 308 HV). Mniejsza mikrotwardość osnowy w próbce „B” (243 HV) może wynikać ze stosunkowo długiego czasu starzenia (12 h), w wyniku którego, przy jeszcze wysokiej temperaturze tego procesu, nastąpiło dalsze ujednorodnienie chemiczne stopu obniżające naprężenia strukturalne. Świadczą o tym też zdjęcia metalograficzne wykonane techniką kolorowego trawienia (rys. 5–7). W próbce „B” nie ma tak znacznych różnic w kolorze osnowy, jak w próbkach „P” i „A”, które wynikają z segregacji składników stopowych. W próbce „B” można ponadto odnaleźć pojedyncze drobne węgliki wewnątrz ziaren austenitu, które wydzielając się w trakcie starzenia zubożają osnowę z dodatków stopowych, co również ogranicza naprężenia strukturalne (umocnienie roztworowe).

W przypadku starzenia próbki „C” w temperaturze 850°C w istotny sposób zmieniła się mikrostruktura osnowy (rys. 8). Wykazuje ona w całej swej objętości charakter dwufazowy zbliżony do lokalnych obszarów występujących w stopie w stanie odlanym


20

Prace IO 2/2011

(próbka „L”), przy większym stopniu rozdrobnienia faz tworzących tę strukturę. Udział objętościowy poszczególnych faz jest porównywalny. Przypuszczalnie jest to eutektyka γ/γ’. To umocnienie osnowy koherentną fazą γ’ spowodowało wzrost jej mikrotwardości do 345 HV i twardości całego stopu do 282 HB. Podobny charakter wykazuje mikrostruktura próbek „CE” i „PF” (rys. 10, 11) starzonych również w temperaturze 850°C, ale przez dwukrotnie dłuższy czas w sposób ciągły (próbka „PF”) lub dwuetapowy (próbka „CE”). Ich twardość jest nieco mniejsza niż próbki „C”. Spowodowane to może być faktem, że przy zdecydowanie dłuższym czasie starzenia w większym zakresie nastąpił proces rozpuszczania węglików wtórnych, zmniejszając tym samym twardość stopu. Różne wartości mikrotwardości osnowy próbek „C”, „CE” i „PF” wynikać mogą z różnego udziału objętościowego faz γ i γ’ w osnowie.

W próbce „D” starzonej w temperaturze 650°C, mimo zastosowania długiego czasu tego zabiegu (30 h), nie zaobserwowano wydzieleń osnowy o charakterze dwufazowym (rys. 9). Temperatura 650°C jest więc zbyt niska, aby faza γ’ mogła intensywnie zarodkować i wzrastać. Twardość próbki „D” (271 HB) jest nieco mniejsza niż próbki „C” (282 HB) ze względu na brak fazy γ’, ale głównie z powodu mniejszej ilości dyspersyjnych wydzieleń węglikowych. Zastanawiająca jest natomiast największa ze zmierzonych w badanych próbkach (tab. 2) mikrotwardość osnowy (418 HV). Przyczynę tego faktu można upatrywać w tym, że nastąpił tu znaczny wzrost naprężeń wewnętrznych fazy γ wynikający ze skłonności do wydzielania z niej koherentnej fazy γ’. Prawdopodobnie w temperaturze 650°C energia swobodna stopu jest mniejsza niż potrzebna do zarodkowania i wzrostu tej fazy, a współczynniki dyfuzji są zbyt małe, aby proces ten mógł efektywnie przebiegać. Stosując pewną analogię, możemy tu mieć do czynienia z czymś w rodzaju „skurczów porodowych”, a ewentualne wydzielenia fazy γ’ są zbyt małe (wielkości kilku nm), aby mogły być obserwowane techniką mikroskopii optycznej.

W celu potwierdzania opisanych hipotez przewiduje się przeprowadzenie dalszych badań przy wykorzystaniu specjalistycznej aparatury metaloznawczej.

Podsumowując wyniki powyższych badań, stwierdzono, że największe umocnienie, a więc wzrost twardości stopu – uzyskano, stosując przesycanie w temperaturze 1200°C przez 3 h, a następnie starzenie w temperaturze 850°C przez 16 h (wariant „C” zastosowanej obróbki cieplnej). Dlatego do oceny właściwości wytrzymałościowych (Rm) badanego stopu typu Inconel 740 wykonane próbki wytrzymałościowe obrabiano cieplnie według tego wariantu. Uzyskane w różnej temperaturze (20, 500, 700 i 800°C) wyniki badań wytrzymałości na rozciąganie wykazały (rys. 12), że odlewany nadstop niklu typu Inconel 740 jest znacznie bardziej wytrzymały niż walcowana stal żarowytrzymała gatunku X6CrNiTiB1810. W temperaturze 800°C stop wykazał wytrzymałość Rm ponad 460 MPa, natomiast porównywalna stal żarowytrzymała – poniżej 200 MPa. Tak więc stosowanie w wysokiej temperaturze odlewów z nadstopów niklu w miejsce konstrukcji stalowych może w znacznym stopniu ograniczyć masę poszczególnych elementów.

Nadstopy niklu są klasycznym przykładem umacniania osnowy dyspersyjnymi cząstkami drugiej fazy. Kluczowym składnikiem ich struktury jest, jak opisano wcześniej, koherentna faza γ’ (Ni, Fe)3Al). We współczesnym superstopie może być 60−85% objętościowych tej fazy. Nikiel jest tu swoistym spoiwem łączącym wydzielenia fazy γ’ (rys. 13).


21

Prace IO 2/2011

Rys. 13. Wydzielenia koherentnej fazy γ’ w nadstopach niklu [7]

Fig. 13. Precipitates of the coherent γ’ phase in nickel superalloys [7]

Jednym z głównych zagadnień badawczych nad tymi stopami jest dobór parametrów ich obróbki cieplnej w celu uzyskania maksymalnej ilości fazy γ’ o odpowiedniej morfologii wydzieleń. Wytrzymałość tej fazy rośnie wraz z temperaturą. Z punktu widzenia żarowy-trzymałości stopu najbardziej korzystne są dyspersyjne wydzielenia sześcienne, a mniej korzystne sferoidalne. Najmniej pożądane z tego punktu widzenia są duże wydzielenia płytkowe. Na tę morfologię, oprócz składu chemicznego, najistotniejszy wpływ ma rodzaj i parametry stosowanej obróbki cieplnej.

Podziękowanie

Praca została wykonana pod nadzorem pana prof. zw. dr hab. inż. Jerzego J. Sobczaka w ramach szerszej współpracy z panem Robertem M. Purgertem (Energy Industries of Ohio, Cleveland, USA) i zespołem badawczym pani prof. nadzw. dr hab. inż. Natalii Sobczak.

Prezentowana publikacja stanowi część prac realizowanych w ramach projektu AUSC Nickel, pt.: „Określenie wpływu procesu technologicznego na jakość odlewów z nadstopów niklu dla potrzeb energetyki, chemii i motoryzacji”. Przedsięwzięcie to dotyczy udziału Instytutu Odlewnictwa, na zaproszenie strony amerykańskiej, w realizacji projektu: „Advanced – Ultra Super Critical – Nickel”.


22

Prace IO 2/2011

Literatura

Blicharski M.: Inżynieria materiałowa – stal, WNT, Warszawa, 2004.1. Hernas A.: Żarowytrzymałość stali i stopów, Wydawnictwo Politechniki Śląskiej, Gliwice, 2. 1999.Swadźba L., Śnieżek M. i in.: Żarowytrzymałe stopy, obróbka cieplna oraz powłoki ochronne 3. stosowane na elementy turbin gazowych, SECO/WARWICK, VII Seminarium Szkoleniowe „Nowoczesne trendy w obróbce cieplnej”, Świebodzin, 2003.Weck E., Leistner E.: Metallographic instructions for color etching by immersion. Part 4. III: Nonferrous metals, nickelbase and cobalt base alloys, Deutscher Overflag für Schweisstechnik, Düsseldorf, 1986, Vol. 77/III.PNEN 100021:2004.5. PNEN 100025:1998.6. Umocnienie metali przez cząstki drugiej fazy, Informacje internetowe: www.immt.wroc.pl. 7.


23


1Instytut Odlewnictwa, ul. Zakopiańska 73, 30-418 Kraków2Innowacja Sp. z o.o., ul. Jana Szyprowskiego 1, 39-460 Nowa Dęba

Franciszek Pezarski1, Irena Izdebska-Szanda1, Elżbieta Smoluchowska1, Roman Świder2, Andrzej Pysz2

ZASTOSOWANIE MAS FORMIERSKICH ZE SPOIWEM GEOPOLIMEROWYM DO PRODUKCJI ODLEWÓW

ZE STOPÓW Al

APPLICATION OF MOULDING SANDS WITH GEOPOLYMER BINDER IN THE MANUFACTURE OF CASTINGS FROM ALUMINIUM ALLOYS

Streszczenie

W artykule przedstawiono wyniki badań laboratoryjnych charakterystyki wiązania mas formier-skich ze spoiwami nieorganicznymi geopolimerowymi oraz dla porównania z żywicą furanową i alkaliczną przeznaczonych dla odlewów ze stopów na bazie aluminium. Przeprowadzone badania wykazały między innymi, że masy z udziałem spoiwa geopolimerowego charakteryzują się dużą wytrzymałością i przepuszczalnością oraz małą gazotwórczością. Istnieje duża możliwość regulacji szybkości wiązania tych mas przez zastosowanie odpowiedniego utwardzacza. Masy ze spoiwem geopolimerowym uzyskują niższe wartości wytrzymałości końcowej w porównaniu do mas furano-wych, co jest korzystne przy wybijaniu masy nieprzepalonej z formy. Badania modelowe wykazały przydatność mas ze spoiwem geopolimerowym do wykonywania form piaskowych oraz piaskowo-kokilowych dla odlewów ze stopów aluminiowych.

Słowa kluczowe: masy formierskie, spoiwa nieorganiczne geopolimerowe, badania modelowe, formy piaskowe

Abstract

The article presents the results of laboratory tests on the binding characteristics of moulding sands with inorganic geopolymer binders and for comparison with furan resin and alkaline resin, designed for casting of aluminium - based alloys. The carried out investigations have proved, among others, that sands with geopolymer binder are characterised by high strength and permeability and low gas evolution rate. There is real possibility to control the binding rate of these sands through application of appropriate hardener. Sands with geopolymer binder have lower final resistance than furan sands which is beneficial when unburnt sand is knocked out from mould. Simulation studies have proved the usefulness of sands with geopolymer binder in the manufacture of sand moulds and metal moulds with sand cores for aluminium alloy castings.

Keywords: moulding sands, inorganic geopolymer binders, simulation studies, sand moulds

24

Prace IO 2/2011

Wstęp

Przy produkcji jednostkowej i małoseryjnej odlewów ze stopów aluminium w formach wykonywanych ręcznie z mas bentonitowych występują ograniczenia w wydajności pro-dukcji i duże trudności w uzyskiwaniu odlewów o wymaganej jakości. W ramach realizacji projektu celowego nr 6 ZR7 2009 C/07346 prowadzone są badania nad wdrożeniem pro-dukcji odlewów ze stopów aluminium w masach formierskich z zastosowaniem nowego ekologicznego nieorganicznego spoiwa geopolimerowego.

Spoiwa geopolimerowe Rudal A i Geopol to modyfikowane szkła wodne, zawierające nieorganiczne polimery zbudowane na bazie krzemu i glinu. Polimery te nazywane są tak-że „polisialatami” i tworzone są przez łańcuchy tetraedrów SiO4 i AlO4. Od proporcji tych składników i sposobu ich przygotowania zależą właściwości uzyskanego spoiwa. Spoiwa geopolimerowe Rudal A i Geopol to klarowne lepkie ciecze o małym stopniu polimeryzacji. Na skutek działania utwardzacza spoiwa te ulegają stopniowej polimeryzacji, co powoduje sukcesywny wzrost lepkości cieczy i jej przemianę w substancję stałą – polimer o wysokiej zdolności wiążącej – nie zachodzi tu zjawisko synerezy. Wynikiem procesu polimeryzacji jest stały polimer nieorganiczny o charakterystycznej strukturze.

Do utwardzania mas samoutwardzalnych z tym spoiwem stosowanych jest kilka spe-cjalnych utwardzaczy, które pozwalają na regulację czasu przydatności masy do formowa-nia i czasu wiązania. Przebieg polimeryzacji tego spoiwa całkowicie odbiega od żelowania szkła wodnego, w którym na skutek działania utwardzacza estrowego tworzy się po upły-wie okresu inkubacyjnego elastyczny żel. Z upływem czasu w żelu dochodzi do zjawiska znanego jako synereza, czyli wydzielenia się z żelu fazy ciekłej.

Różnica pomiędzy spoiwem geopolimerowym a żelem szkła wodnego jest widocz-na także w zakresie typu destrukcji osłony wiążącej. Żel szkła wodnego ma stosunkowo małą wytrzymałość, a destrukcja osłony wiążącej ma charakter kohezyjny; dochodzi do naruszenia wytrzymałości spoiwa. Geopolimer natomiast charakteryzuje się dużą wytrzy-małością i w przypadku obciążenia dochodzi do oderwania warstwy spoiwa od powierzchni ziarna, przy czym nie dochodzi do naruszenia spoiwa w zakresie mostku wiążącego. Destrukcja ma charakter adhezyjny.

Szybkość wiązania spoiw geopolimerowych można regulować aktywnością utwar-dzaczy, podobnie jak to ma miejsce w przypadku szkła wodnego, stosując utwardzacze o różnej aktywności, a także temperaturą, w której zachodzi reakcja utwardzania. Znajo-mość tych czasów pozwala odlewni na regulację czasów utwardzania mas [1−10].

Dla spoiwa Rudal A utwardzacze oznaczone są symbolami SA 61–SA 66. Dla spoiwa Geopol SA 71–SA 76.

Franciszek Pezarski, Irena Izdebska-Szanda, Elżbieta Smoluchowska, Roman Świder, Andrzej Pysz

Badania laboratoryjne charakterystyki wiązania mas z nowym ekologicznym spoiwem geopolimerowym pod kątem doboru optymalnej technologii formy i rdzenia dla małoseryjnej produkcji odlewów ze stopów Al

Dla określenia charakterystyki wiązania spoiw nieorganicznych geopolimerowych Rudal A i Geopol, przeprowadzone zostały badania mas z ich udziałem oraz dla porów-nania mas ze spoiwami organicznymi, a mianowicie z żywicą furanową Kaltharz X850 oraz żywicą alkaliczną rezolową Sinotherm 5583, a także masy bentonitowej obiegowej z odlewni stopów Al.

W tabeli 1 przedstawiono uśrednione wyniki badań właściwości technologicznych wybitej masy bentonitowej obiegowej pobranej z odlewni stopów Al w stanie przed i po dowilżeniu w warunkach laboratoryjnych.

25

Prace IO 2/2011

Tabe

la 1

. Wła

ściw

ości

tech

nolo

gicz

ne i

gazo

twór

czoś

ć m

asy

bent

onito

wej

obi

egow

ej z

pro

dukc

ji fo

rm d

la o

dlew

ów z

e st

opów

al

umin

ium

prz

ed (I

) i p

o do

wilż

eniu

(II)

Tabl

e 1.

Tec

hnol

ogic

al p

rope

rties

and

gas

evo

lutio

n ra

te fr

om b

ento

nite

sys

tem

san

d us

ed in

the

man

ufac

ture

of m

ould

s fo

r Al a

lloy

cast

ings

be

fore

(I) a

nd a

fter t

he s

and

cond

ition

ing

(II)

Skła

d m

asy

(cz.

wag

)

Wilg

otno

ść,

Wm

, %

Wyt

rzym

ałoś

ć na

ści

skan

ieR

cw, M

Pa

Wyt

rzym

ałoś

ć na

ro

zcią

gani

e,

Rm

w, M

Pa

Prze

pusz

czal

ność

Pw, j

.p.

Osy

pliw

ość

Sw, %

Zagę

szcz

alno

ść,

Z, %

Płyn

ność

L D, %

Wyt

rzym

ałoś

ć w

str

efie

prze

wilż

onej

, R

mp ,

N/c

m2

Gaz

otw

órcz

ość

G, c

m3 /g

(I) P

iase

k*

100,

0B

ento

nit

10

,0D

ekst

ryna

2,

0P

ył w

ęglo

wy

5,0

1,79

0,08

50,

0144

250

49,0

4674

,00,

093

8

(II) P

iase

k*

100,

0B

ento

nit

10

,0D

ekst

ryna

2,

0P

ył w

ęglo

wy

5,0

3,65

0,06

00,

0052

200

15,5

6279

,90,

145

8

*Pia

sek

Gru

dzeń

Las

1K

– 0

,20/

0,16

/10

Zastosowanie mas formierskich ze spoiwem geopolimerowym...

26

Prace IO 2/2011

W ramach przeprowadzonych badań masy samoutwardzalne z udziałem spoiwa Geopol, Rudal A, żywicy Kalltharz X850 oraz Sinotherm 5583 sporządzano z zastoso-waniem piasku Grudzeń Las – 1K 0,20/0,16/0,10. Do utwardzania mas formierskich ze spoiwem Geopol zastosowano utwardzacze o różnym stopniu aktywności SA71 i SA74.

Utwardzaczem dla mas ze spoiwem Rudal A były utwardzacze SA61 i SA65 o różnej aktywności. Utwardzaczami dla żywic były aktywatory 100 T3 (dla masy furanowej) i 3340 (dla masy rezolowej). Masy wykonywano w mieszarce laboratoryjnej wstęgowej LM-R2.

Sposób wykonywania mas zarówno ze spoiwami Geopol i Rudal A, jak i z żywicami Kaltharz X850 i Sinotherm 5583 był identyczny. Do piasku dodawano w pierwszej kolej-ności utwardzacze (lub aktywatory) i mieszano 1,5 minuty, po czym dodawano spoiwa i mieszano kolejne 1,5 minuty. Próbki walcowe do badań wytrzymałości na ściskanie i przepuszczalności oraz próbki podłużne do badań wytrzymałości na zginanie wyko-nywano przy użyciu urządzenia do wibracyjnego zagęszczania. Badania prowadzono przy temperaturze około 20°C i wilgotności powietrza około 30%. W tabeli 2 zestawiono uśrednione wyniki z powyższych badań.

Badania kinetyki wiązania mas w komorze klimatyzacyjnej

Właściwości mas formierskich i rdzeniowych uzależnione są między innymi od temperatury i wilgotności otoczenia. W zależności od pory roku warunki wykonywania form i rdzeni zmieniają się. W lecie temperatura w odlewni może przekraczać 30°C, a w zimie może osiągać zaledwie 5°C. W celu zbadania wpływu temperatury na właści-wości masy formiersko-rdzeniowej, w laboratorium Instytutu Odlewnictwa przeprowa-dzono badania porównawcze właściwości masy formierskiej sporządzonej z udziałem spoiwa geopolimerowego Rudal A w temperaturze 8 i 22°C. Badania prowadzono w komorze badań termicznych, w której istnieje możliwość ustawiania żądanej tempera-tury w granicach od +5 do +30°C z dokładnością ±2°C i wilgotności 30–80% z dokładno-ścią ±5%. Przyjęto następujące parametry pracy komory: temperatura 8 i 25°C, wilgot-ność 40 i 70%. Wyniki badań wytrzymałościowych (średnie z pomiarów) zamieszczono w tabeli 3.


27

Prace IO 2/2011

Tabe

la 2

. Wła

ściw

ości

tech

nolo

gicz

ne i

gazo

twór

czoś

ć m

as fo

rmie

rski

ch w

ykon

anyc

h la

bora

tory

jnie

na

bazi

e sp

oiw

Geo

pol,

Rud

al A

, ży

wic

y X

850

i żyw

icy

Sin

othe

rm 5

583

Tabl

e 2.

Tec

hnol

ogic

al p

rope

rties

and

gas

evo

lutio

n ra

te fr

om la

bora

tory

-mad

e m

ould

ing

sand

s pr

epar

ed w

ith G

eopo

l and

Rud

al A

bin

ders

, X

850

resi

n an

d S

inot

herm

558

3 re

sin

Lp.

Skła

d m

asy

(w c

z.w

ag.)

Żyw

otno

ść,

min

Prze

pusz

czal

ność

P, j

.p.

Wyt

rzym

ałoś

ć na

śc

iska

nie

Rc,

MPa

Wyt

rzym

ałoś

ć na

zg

inan

ie R

g, M

PaG

azot

wór

czoś

ć

G, c

m3 /g

1 h

3 h

24 h

1 h

3 h

24 h

1 h

3 h

24 h

1.

Pia

sek

100,

0G

eopo

l

2

,0U

tw. S

A

0,3

71:7

4 (1

:1)

1919

019

519

50,

981,

672,

570,

400,

901,

636

2.P

iase

k

10

0,0

Geo

pol

2,0

Utw

. SA

71

0,2

437

2 h

200

200

205

2 h

0,56

1,19

3,01

2 h

0,27

0,55

1,74

6

3.P

iase

k

10

0,0

Geo

pol

2,0

Utw

. SA

74 0

,24

1721

020

020

00,

762,

013,

630,

310,

941,

746

4.P

iase

k

10

0,0

Rud

al A

1,

6U

tw. S

A 61

0

,254

2 h

220

220

215

2 h

0,73

1,69

3,81

2 h

0,27

0,69

1,33

6

5.P

iase

k

10

0,0

Rud

al A

1,

6U

tw. S

A 65

0,2

021

220

230

220

0,99

1,99

3,48

0,38

0,68

1,32

6

6.P

iase

k

1

00,0

Żyw

ica

X85

0

Utw

. 100

T3

0,4

013

190

195

190

1,45

2,96

3,44

0,88

1,25

1,43

10

7.P

iase

k

1

00,0

Sin

othe

r m 5

583

A

ktyw

at. 3

340

1720

020

020

00,

420,

801,

030,

270,

470,

5310


1,0

0,25

0,8

28

Prace IO 2/2011

Tabela 3. Właściwości technologiczne mas formierskich sporządzonych z udziałem spoiwa geopolimerowego Rudal A badanych w temperaturze otoczenia 8 oraz 25°C i przy wilgotności

względnej 40 oraz 70%

Table 3. Technological properties of moulding sands prepared with geopolymer Rudal A binder tested at ambient temperature of 8°C and 25°C and at the humidity of 40 and 70%

Lp. Skład masy(w cz.wag.)

Żywotność,min

Przepuszczalność P, j.p.

Wytrzymałość na ściskanieRc , MPa

Wytrzymałość na zginanieRg , MPa

1 h 3 h 24 h 1 h 3 h 24 h 1 h 3 h 24 h

Temperatura w komorze 25°C, wilgotność 40%

1.Piasek 100,0Rudal A 1,6Utw. SA 61 0,20

57 2 h205 210 210 2 h

0,78 1,25 1,79 2 h0,23 0,47 0,93


15 215 210 215 0,52 1,17 1,77 0,38 0,53 0,91



60 2 h205 210 210 2 h

0,80 1,22 1,80 2 h0,24 0,44 0,90


15 215 210 215 0,50 1,15 1,75 0,36 0,51 0,89



96 - 195 195 - 0,49 1,26 - 0,26 0,78

6.Piasek 100,0Rudal 1,6Utw. SA 65 0,20

25 195 195 200 0,50 0,99 1,35 0,26 0,43 0,76



94 - 195 195 - 0,50 1,26 - 0,26 0,77


23 195 195 195 0,50 0,98 1,33 0,25 0,42 0,74

Na podstawie uzyskanych wyników badań można stwierdzić, że na czas przy-datności do formowania mas ze spoiwem geopolimerowym i szybkość ich wiązania, a więc wytrzymałość masy, oprócz aktywności utwardzacza wpływa głównie temperatura otoczenia. Wpływ wilgotności otoczenia na właściwości technologiczne masy formierskiej ze spoiwem Rudal jest nieznaczny.


29

Prace IO 2/2011


Żywotność,min


Wytrzymałość na ściskanie Rc, MPa


1 h 3 h 24 h 1 h 3 h 24 h 1 h 3 h 24 h

1.Piasek 100,0Geopol 1,6Utw. SA 71 0,20

62 2 h220 230 225 2 h

0,29 0,80 2,71 2 h0,21 0,46 1,72


37 225 220 225 0,70 1,53 2,78 0,29 0,86 1,53


53 2 h215 220 220 2 h

0,36 0,84 2,92 2 h0,21 0,38 1,75


35 210 215 220 0,72 1,56 2,75 0,32 0,89 1,60


37 2 h200 200 205 2 h

0,56 1,19 3,01 2 h0,27 0,55 1,73


17 210 200 210 0,76 2,00 3,63 0,31 0,94 1,73


75 2 h230 230 230

2 h

0,430,96 3,62 2 h

0,22 0,33 1,71

Tabela 4. Wyniki badań właściwości technologicznych mas formierskich z udziałem zmiennej ilości spoiwa Geopol i utwardzaczy SA 71 i SA 74 (piasek Grudzeń Las 1K – 0,20/0,16/10,

temperatura 18−19°C, wilgotność względna 23−26%)

Table 4. The results of testing the technological properties of moulding sands with variable content of Geopol binder and SA 71 and SA 74 hardeners (Grudzeń Las 1K – 0,20/0,16/10 sand,

temperature of 18−19°C; ambient humidity 23−26%)

Próby modyfikacji składu kompozycji wiążącej i optymalizacja czasu wiązania mas

W laboratorium Instytutu Odlewnictwa przeprowadzono próby wykonywania mas formierskich z udziałem spoiwa geopolimerowego typu Geopol, których celem było okre-ślenie zależności szybkości wiązania tego spoiwa od jego udziału w masie formierskiej oraz od ilości zastosowanych utwardzaczy. W tabeli 4 i na rysunkach 1−4 przedstawiono wyniki badań wytrzymałości na ściskanie i wytrzymałości na zginanie mas formierskich sporządzonych w temperaturze otoczenia z różnym udziałem spoiwa Geopol i z różnym udziałem wytypowanych utwardzaczy SA 71 i SA 74.


30

Prace IO 2/2011

Badania wykazały różnicę w szybkości wiązania spoiwa Geopol w zależności od zastosowanych utwardzaczy. Utwardzacz SA 71 zastosowany w odpowiedniej proporcji do spoiwa wydłuża czas przydatności masy formierskiej do formowania (żywotność), natomiast utwardzacz SA 74 zastosowany również w odpowiedniej proporcji w stosunku do spoiwa skraca ten czas. Takie działanie utwardzaczy pozwala na optymalizację czasu żywotności masy przy wykonywaniu mas formierskich, np. w różnych warunkach tempe-raturowych.

Rys. 1. Wytrzymałość na ściskanie mas formierskich z udziałem spoiwa Geopol oraz utwardzaczy SA 71 i SA 74 badana po 3 h

Fig. 1. Compression strength of moulding sands with Geopol binder and SA 71 and SA 74 hardeners examined after 3 h


Żywotność,min


Wytrzymałość na ściskanie Rc, MPa


1 h 3 h 24 h 1 h 3 h 24 h 1 h 3 h 24 h


23 230 230 230 0,75 1,65 3,67 0,31 0,96 1,80


92 2 h220 230 220 2 h

0,50 0,98 3,98 2 h0,25 0,38 1,72


32 220 230 230 0,94 2,00 4,08 0,38 0,98 1,95


120 2 h230 230 235 2 h

0,35 0,61 4,04 2 h- 0,18 1,90


36 230 230 220 0,60 1,61 3,96 0,26 0,79 1,86

Tabela 4 cd.


31

Prace IO 2/2011

Rys. 2. Wytrzymałość na ściskanie mas formierskich z udziałem spoiwa Geopol oraz utwardzaczy SA 71 i SA 74 badana po 24 h

Fig. 2. Compression strength of moulding sands with Geopol binder and SA 71 and SA 74 hardeners examined after 24 h

Rys. 3. Wytrzymałość na zginanie mas formierskich z udziałem spoiwa Geopol oraz utwardzaczy SA 71 i SA 74 badana po 3 h

Fig. 3. Bending strength of moulding sands with Geopol binder and SA 71 and SA 74 hardeners examined after 3 h


32

Prace IO 2/2011

Rys. 4. Wytrzymałość na zginanie mas formierskich z udziałem spoiwa Geopol oraz utwardzaczy SA 71 i SA 74 badana po 24 h

Fig. 4. Bending strength of moulding sands with Geopol binder and SA 71 and SA 74 hardeners examined after 24 h

Wprowadzenie nowej technologii wykonywania form z mas formierskich samo-utwardzalnych w przypadku produkcji małoseryjnej i jednostkowej powinno umożliwiać usuwanie modeli w jak najkrótszym czasie, co powinno zapewnić odpowiednią wydaj-ność produkcji przy zastosowaniu pojedynczego omodelowania, jak to najczęściej ma miejsce w przypadku technologii mas bentonitowych.

Podczas przeprowadzonych prób zastosowania mas formierskich ze spoiwami typu Rudal A, Geopol, żywicy X850 czy żywicy Sinotherm 5583 masa formierska uzyskiwała wytrzymałość na ściskanie 0,30−0,70 MPa już po czasie utwardzania około 30 min, co umożliwiało kompletowanie form oraz uzyskiwanie dobrych odlewów ze stopów Al. Z przeprowadzonych badań wynika, że masy ze spoiwami geopolimerowymi Rudal A i Geopol oraz z żywicami X850 i Sinotherm 5583 uzyskują wartości wytrzymałości na ściskanie znacznie przewyższające wytrzymałości masy bentonitowej na wilgotno już po czasie utwardzania około 30 minut.

Zaznaczyć należy, że masy bentonitowe formowane na wilgotno, w odróżnieniu od mas samoutwardzalnych wykazują większą elastyczność i podatność na odkształcenia, co umożliwia rozbieranie formy przy znacznie mniejszych wytrzymałościach, a drobne uszkodzenia formy mogą być naprawiane ręcznie przez formierza.

Badania gazotwórczości mas

W trakcie prób laboratoryjnych wykonywania mas formierskich przeprowadzane były badania gazotwórczości każdego rodzaju mas.

Porównanie gazotworczości mas ze spoiwem organicznym i nieorganicznym oraz masy bentonitowej pokazano na rysunku 5.


33

Prace IO 2/2011

Rys. 5. Porównanie gazotwórczości badanych mas ze spoiwem organicznym i nieorganicznym z gazotwórczością masy bentonitowej

Fig. 5. Comparison of gas evolution rate from the tested sands with organic and inorganic binders with the gas evolution rate from bentonite sand

Jak wynika z przeprowadzonych badań, gazotwórczość masy uzależniona jest od rodzaju spoiwa i jego zawartości w masie. Spośród badanych mas największą gazotwór-czością charakteryzują się masy ze spoiwem żywicznym. Masy ze spoiwem nieorga-nicznym (Rudal A i Geopol) posiadają mniejszą gazotwórczość od mas bentonitowych i żywicznych.

Wnioski

Z przeprowadzonych badań wynika, że masy formierskie ze spoiwami geopolimero-1. wymi charakteryzują się dobrą wytrzymałością na ściskanie i zginanie (większą od mas z żywicą Sinotherm 5583 i mniejszą od mas furanowych z żywicą X850).Istnieje duża możliwości regulacji szybkości wiązania mas ze spoiwami geopolimro-2. wymi poprzez zastosowanie odpowiednio reaktywnego utwardzacza.Szybkość wiązania mas samoutwardzalnych ze spoiwem geopolimerowym zależy 3. w dużym stopniu od temperatury otoczenia i w niewielkim stopniu od wigotności otoczenia.Czas przydatności do formowania mas formierskich ze spoiwami geopolimerowymi 4. (żywotność masy formierskiej) zależy między innymi od rodzaju zastosowanego utwardzacza, jak również w dużym stopniu od temperatury otoczenia i wynosić może od kilkunastu minut do ponad 1,5 h.Masy formierskie ze spoiwami geopolimerowymi charakteryzują się małą wartością 5. gazotwórczości i znacznie mniejszym poziomem odczuwalnego, nieprzyjemnego zapachu wydzielanego do otoczenia, w stosunku do mas formierskich ze spoiwami żywicznymi, co ma bardzo duże znaczenie.

Gaz

otw

órcz

ość

G, c

m2 /g


34

Prace IO 2/2011

Literatura

Novotny J.: Self-setting sands with geopolymer binding system, Conference Proceedings, VIII 1. Foundry Conference Technical, 2005 (in Polish).Jelinek P., Skuta R.: Modified sodium silicates – a new alternative for inorganic foundry binders. 2. Materials Engineering, 2003, Vol. 10, No. 3, pp. 283 (in Czech).Pezarski F. et al.: An improvement in the technology of moulding sands with inorganic binders 3. and in their reclamation process to increase the economy and quality of castings manufactured from alloys of ferrous and non-ferrous metals, A statutory work No. 6005/00, stage 2007 (in Polish).Izdebska-Szanda I. et al.: An improvement in the technology of moulding sands with inorganic 4. binders and in their reclamation process to increase the economy and quality of castings manufactured from alloys of ferrous and non-ferrous metals, A statutory work No 7005/00, stage 2008 (in Polish).Pezarski F., Maniowski Z., Smoluchowska E., Zieliński L., Novotny J., Frajkor P.: Trials 5. with use of new binder for No-bake mixtures in the foundry Pomet SA at Poznań, Materiały konferencyjne “Moderni formovaci materialy”, 2006, pp. 227–231.Izdebska-Szanda I., Pezarski F., Smoluchowska E.: Investigating the kinetics of the binding 6. process in moulding sands using new, environment-friendly, inorganic binders, Archives of Foundry Engineering, 2008, Vol. 8, No. 2, pp. 61–66.Pezarski F., Maniowski Z., Izdebska-Szanda I., Smoluchowska E.: Badania mas formierskich 7. i rdzeniowych przeznaczonych do produkcji odlewów staliwnych z zastosowaniem nowego spoiwa geopolimerowego, Archiwum Odlewnictwa, PAN-Katowice, 2006, R. 6, nr 20.Izdebska-Szanda I., Maniowski Z., Pezarski F., Smoluchowska E.: Nowe spoiwo nieorganiczne 8. do wykonywania mas formierskich, Materials Engineering, Žilina (SK), 2006, Vol. XIII, No. 3, pp. 51–54.Pezarski F., Smoluchowska E., Izdebska-Szanda I.: Zastosowanie spoiwa geopolimerowego 9. do produkcji odlewów ze stopów żelaza, Prace Instytutu Odlewnictwa, 2008, T. XLVIII, nr 2, s. 19–34.Pezarski F., Izdebska-Szanda I., Smoluchowska E., Maniowski Z.: Investigation on the 10. application of moulding sand with geopolimer binder in manufacturing of casting from ferrous alloys, International Conference – Moulding Materials Ecology-Economy, 2008, Vol. 11, pp. 145–156.

Podziękowania

Badania związane z zastosowaniem mas formierskich ze spoiwem geopolimerowym do produkcji odlewów ze stopów Al zostały wykonane w ramach realizacji projektu celo-wego nr 6 ZR7 2009 C/07346, pt.: „Opracowanie i wdrożenie technologii wytwarzania wysokojakościowych odlewów ze stopów Al dla aparatury energetyki przemysłowej w masach formierskich z nowym ekologicznym spoiwem nieorganicznym”.


35

TECHNOLOGICAL ASPECTS OF THE SYNTHESIS OF METAL MATRIX COMPOSITES REINFORCED WITH CENOSPHERES


1Instytut Odlewnictwa, ul. Zakopiańska 73, 30-418 Kraków2Energy Industries of Ohio, Park Center Plaza, Suite 200 6100 Oak Tree Blvd Independence, USA

Piotr Długosz1, Paweł Darłak1, Robert M. Purgert2, Jerzy J. Sobczak1

TECHNOLOGICZNE ASPEKTY SYNTEZY METALOWYCH MATERIAŁÓW KOMPOZYTOWYCH ZBROJONYCH CENOSFERAMI

Streszczenie

Zaprezentowano metodę odlewania metalowych materiałów kompozytowych bazujących na metalach lekkich, zbrojonych cenosferami - materiałem odpadowym o niskiej masie właściwej. Cenosfery, stanowiące produkt uszlachetniania popiołów lotnych metodą flotacji, zostały uformowane w porowate kształtki ceramiczne i poddane ciśnieniowej infiltracji ciekłym stopem aluminium na specjalnie przygotowanej prasie hydraulicznej. Badania wykazały, że prawidłowy dobór takich parametrów procesu, jak: ciśnienie prasowania, temperatura stopu i preformy ceramicznej jest niezbędny do wytworzenia wyrobów kompozytowych odznaczających się niską gęstością, obniżonym przewodnictwem cieplnym, odpornością na zużycie cierne oraz wysoką zdolnością tłumienia.

Słowa kluczowe: cenosfery, kompozyty ALFA, infiltracja ciśnieniowa

Abstract

The paper presents a method of casting metal matrix composite materials based on light alloys reinforced with cenospheres. The cenospheres, which are product of fly ash processing by flotation, were formed into the porous ceramic shaped elements and subjected to pressure infiltration with liquid metal on a specially designed hydraulic press. Studies have shown that proper selection of process parameters, such as squeeze pressure, temperature of alloy and ceramic preform is necessary to obtain satisfactory properties of the ready composite products.

Keywords: cenosphere, ALFA composites, pressure infiltration

36

Prace IO 2/2011

Wstęp

W projektowaniu metalowych materiałów kompozytowych korzysta się z szerokiej gamy pojęć dotyczących takich dziedzin, jak: ceramika, inżynieria materiałowa metali, energetyka, a nawet recykling materiałów odpadowych. Tworzywa kompozytowe wytwo-rzone na bazie komponentów o różnym kompleksie właściwości wciąż budzą żywe zain-teresowanie w środowisku materiałoznawców, głównie ze względu na unikatowe właści-wości z zakresu wytrzymałości na rozciąganie, wytrzymałości zmęczeniowej, doskonałych charakterystyk trybologicznych, podwyższonego przewodnictwa cieplnego i odporności na szoki cieplne. Materiały kompozytowe, w których fazą zbrojącą jest popiół lotny, a zwłasz-cza wyodrębnione z nich cenosfery mogą znaleźć zastosowanie przy produkcji odpowie-dzialnych elementów w przemyśle motoryzacyjnym, kolejowym i lotniczym.

Konwencjonalne popioły lotne pod względem mikrostrukturalnym stanowią miesza-ninę dwóch typów cząsteczek: mikrogranulek (precitipator) oraz mikrosfer (cenospheres, microballoons) [2, 4, 5]. Według danych literaturowych metody pozyskiwania cenosfer z popiołów lotnych dzieli się na mokre i suche. Metoda flotacji (mokra) wykorzystuje roz-puszczalniki, takie jak woda, oraz różne roztwory separacyjne, w których rozdzielane cząstki pływają po powierzchni cieczy lub opadają na dno zbiornika (sedymentacja). Metody suche bazują na rozdzielaniu cząsteczek popiołów lotnych w strumieniu gazów (mikroseparatory Matsuoka Egineering Co. Ltd oraz Hosokawa Mikron Co.) lub zwyczajnym przesiewaniu w odpowiednich sitach [9]. Metody mokre z uwagi na niski koszt i łatwość przeprowadza-nia są częściej stosowane [2, 3, 6, 9]. Puste w środku, wypełnione jedynie mieszaniną gazów sfery ceramiczne o grubości ścianek od 2 do 10 μm wydają się być najbardziej odpowiednim materiałem do budowy fazy zbrojącej bardzo lekkich, zarazem funkcjonal-nych materiałów kompozytowych dzięki niezwykle niskiej gęstości rzędu 0,4–0,7 g/cm3, w porównaniu do metali i stopów osnowy, których gęstości osiągają wartości w przedziale 1,6–11,0 g/cm3 [1−3, 7]. W wyniku syntezy stopów metali lekkich z cenosferami można otrzymać materiały, które odznaczają się niską, typową dla pian metalicznych gęstością i wytrzymałością niektórych stopów i materiałów kompozytowych.

W zależności od technik wytwarzania materiałów kompozytowych wypreparowane z popiołów lotnych cenosfery mogą być wprowadzane jako składnik zbrojenia w postaci luźnych cząsteczek, zawiesin lub tzw. porowatych preform. Wykonywanie preform jest zwykle procesem trudnym i kosztownym. Polega na prasowaniu lub wyciskaniu w spe-cjalnych ekstruderach (rys. 1) lub zasysaniu specjalnie przygotowanej zawiesiny cenosfer w roztworze, suszeniu i wypalaniu [12]. Preformy podlegają najczęściej ciśnieniowej infil-tracji ciekłym metalem osnowy, stając się pianami syntaktycznymi. Pod względem pozio-mu właściwości mechanicznych piany syntaktyczne znacznie przewyższają inne znane struktury komórkowe, w tym monolityczne, kompozytowe piany metalowe, i mogą być porównywane z kompleksem charakterystyk mechanicznych tzw. gazarów aluminiowych [11]. W sektorze motoryzacyjnym, pianki syntaktyczne na bazie aluminium są powszech-nie stosowane [13, 14].

Aktualnie jedną z metod uzyskiwania wysokich parametrów jakościowych i wytrzy-małościowych odlewów kompozytowych jest prasowanie w stanie ciekłym, m.in. z uwagi na fakt występowania wysokich ciśnień hydrostatycznych w trakcie wytwarzania odlewów, eliminujących występowanie nieciągłości materiałowych rzutujących na końcowe właści-wości użytkowe gotowych wyrobów. Uważa się ponadto, że jest to również najbardziej opłacalny i wszechstronny proces otrzymywania kompozytów na bazie stopów metali lek-kich. Innymi zaletami tego procesu są: prędkość wytwarzania, prostota oprzyrządowania oraz możliwość otrzymywania wyrobów o dokładnym odwzorowaniu kształtu i powierzch-ni, co pozwala na ograniczenia niezbędnej obróbki wiórowej i wykańczającej [12].

Piotr Długosz, Paweł Darłak, Robert M. Purgert, Jerzy J. Sobczak

37

Prace IO 2/2011 Technologiczne aspekty syntezy metalowych materiałów kompozytowych...

Materiały i metodyka

Do infiltracji ciekłym metalem wykorzystano ceramiczne preformy opracowane przy współpracy z firmą Century. Wytworzone w ekstruderze w procesie wysokojakościowego mieszania homogenizującego (rys. 1) kształtki ceramiczne (rys. 2) posiadały porowatość 30,2% obj. i gęstość pozorną na poziomie 0,5 g/cm3. Skład chemiczny wytworzonych preform przedstawiono na rysunku 3.

a) b)Rys. 1. a) RingExtruder – stanowisko do wytwarzania homogenicznych preform ceramicznych na bazie włókien i cząsteczek ceramicznych, b) głowica mieszająca składająca się z 12 mieszadeł (śrub) umożliwiających wydajne mieszanie wszystkich składników niezbędnych do wytwarzania

preform ceramicznych (dzięki uprzejmości firmy Century)

Fig. 1. a) The RingExtruder is designed for more elongational mixing vs. shear mixing for more efficient compounding, b) twelve co-rotating, fully intermeshing, self-wiping screws rotate around

their own axes and do not rotate around the stationary core (courtesy of Century Inc.)

Rys. 2. Preforma ceramiczna firmy Century (a); powierzchnia preformy (b)

Fig. 2. Ceramic preform made by Century company (a); preform surface (b)

a) b)

38

Prace IO 2/2011

2 4 6 8 10 12 14keV

0.0

0.5

1.0

1.5

2.0

2.5

3.0

cps/eV

O Si C Al Fe Fe

Na

Rys. 3. Wykres analizy EDS (a) przeprowadzonej w miejscu oznaczonym prostokątem na rysunku (b); mikrostruktura preformy − mikroskop skaningowy (b)

Fig. 3. Plotted results of EDS analysis (a) with indication of the measuring point in the figure (b); microstructure of preform – scanning microscope image (b)

Proces infiltracji poprzedzono wygrzewaniem preform w temperaturze 800°C przez okres 15 minut w specjalnie skonstruowanym piecu komorowym (rys. 4), umożliwia-jącym przeprowadzenie procesu w atmosferze ochronnej. Podgrzanie preformy miało na celu usunięcie wilgoci, której pewne ilości mogły znajdować się wewnątrz preform w wyniku długotrwałego przebywania w atmosferze powietrza, oraz także przeciwdziałać szybkiemu krzepnięciu metalu na froncie infiltracji, uniemożliwiając w rezultacie nasy-cenie otwartych porowatości ciekłym metalem.

Rys. 4. Widok pieca komorowego do wstępnego wygrzewania preform

Fig. 4. View of the heat treatment oven for pre-heating preforms


a) b)

39

Prace IO 2/2011

Infiltrację ciśnieniową porowatych preform prowadzono na stanowisku do praso-wania w stanie ciekłym wykorzystującym prasę hydrauliczną PHM-160C. Do wnęki formy do prasowania (średnica tłoka 100 mm), wstępnie podgrzanej do temperatury 200°C wlewano określoną ilość wybranego stopu o temperaturze 720°C (rys. 5). Stosowano stop do przeróbki plastycznej typu 7075 (AlZn5,5MgCu) i ten sam stop modyfikowany tytanem, którego zawartość wynosiła 0,2% wag. Preformy wstępnie podgrzane umiesz-czano na powierzchni ciekłego stopu (infiltracja górna), a następnie wywierano ciśnienie hydrostatyczne o wartości 120 MPa. Podczas testów mierzono czas krzepnięcia stopu, obserwując spadek wartości ciśnienia prasowania. Proces rejestrowano również kamerą termowizyjną o wysokiej czułości wynoszącej 0,0035 K. Zadane parametry przedsta-wiono w tabeli 1.

Rys. 5. Widok wnętrza formy na stanowisku do infiltracji ciśnieniowej (a); odlew kompozytowy (b)

Fig. 5. View of the mould cavity as a form of pressure infiltration (a); ALFA composites casting (b)

Tabela 1. Parametry procesu infiltracji

Table 1. Parameters of the infiltration process

Materiał osnowyi faza zbrojąca

Temperatura stopu

Temperatura preform w komorze

pieca

Ciśnienie prasowania Czas krzepnięcia

AlZn5,5MgCu + ceno*

720°C 800°C 120 MPa

1 min 30 s

AlZn5,5MgCu + ceno 2 min 30 s

AlZn5,5MgCu mod. + ceno 2 min 00 s

AlZn5,5MgCu mod. + ceno 1 min 30 s

a) b)

Technologiczne aspekty syntezy metalowych materiałów kompozytowych...

*/ ceno - preforma z cenosfer

40

Prace IO 2/2011

Z uzyskanych w wyniku infiltracji gotowych odlewów (rys. 5b) wycięto krążki z prze-znaczeniem do badań na przemysłowym stanowisku do analizy rentgenowskiej i badań wybranych właściwości wytrzymałościowych i mikrostrukturalnych. Do badań rentge-nowskich odlewów wykorzystano przemysłowe stanowisko rentgenowskie typu MU2000 firmy Xylon służące do ekspresowej analizy defektów wewnętrznych odlewów. Celem badań rentgenowskich było ujawnienie makroskopowych wad odlewniczych w postaci pęknięć, rzadzizn i niedolewów. Na rysunku 6(a−c) przedstawiono przykładowe obrazy pochodzące z analizy rentgenowskiej. Stwierdzono jedynie występowanie pewnych wad w części środkowej odlewu, które mogą być spowodowane nieciągłością preformy cera-micznej. Obszary te są wypełnione jedynie stopem monolitycznym (ciemniejsze obszary). W przypadku wad wynikających ze skurczu metalu obszary te powinny mieć jaśniejszy odcień w stosunku do pozostałej części odlewu.

a) b) c)

Rys. 6. Obrazy rentgenowskie kompozytów ALFA (a−c)

Fig. 6. Result of ALFA composites X-ray inspection (a−c)

Na rysunku 6c widoczne jest poprzeczne pęknięcie biegnące przez całą szero-kość próbki. Ciemne pionowe pasy są artefaktami. Przyczyną pęknięcia mogło być zbyt duże ciśnienie prasowania lub zbyt duża prędkość infiltracji. Z drugiej strony różnica współczynnika rozszerzalności cieplnej materiału osnowy (metal) i preformy (ceramika), mogła wywołać naprężenia wewnętrzne o wartościach przewyższających wytrzymałość preformy, powodując pęknięcia na granicy rozdziału osnowa/kompozyt. Jednak w żadnym wytworzonym odlewie taki rodzaj pęknięć nie wystąpił.

Obserwacja mikrostruktury dowiodła, że w przekroju kompozytu ilość cząstek otwar-tych, wypełnionych stopem osnowy przewyższa ilość cząstek zamkniętych. Stwierdzono, że ciśnienie prasowania było na tyle wysokie, że doszło do degradacji ścianek cenosfer, przez infiltrujący metal. W efekcie więcej stopu znalazło się w całej objętości kompozytu, zmniejszając tym samym efekt obniżenia gęstości kompozytu względem stopu monoli-tycznego (tabela 2). Mechanizm krzepnięcia stopu, który znalazł się wewnątrz cenosfery jest zjawiskiem słabo zbadanym, wymagającym odrębnych badań. W badaniach korzy-stano z mikroskopu optycznego i skaningowego firmy Hitach TM3000 (rys. 7a, b).


41

Prace IO 2/2011

a) b)

Rys. 7. Mikrostruktura preformy – mikroskop skaningowy (a); mikrostruktura piany syntaktycznej w układzie AlZn5,5MgCu + cenosfery (b)

Fig. 7. SEM analysis of cenospheres (a); microstructure of the syntactic foam (AlZn5.5MgCu + cenospheres) (b)


Tabela 2. Wyniki pomiaru gęstości monolitycznych stopów i kompozytów

Table 2. Density of the preform monolithic alloy and composite

Preforma StopAlZn5,5MgCu

Kompozyt AlZn5,5MgCu +

cenosfery

Zmierzona gęstość,

g/cm3

0,5 2,8 2,6

Przewidywana gęstość kompozytu obliczona za pomocą reguły mieszania, g/cm3 1,2

Analiza termowizyjna procesu odlewania, przeprowadzona z wykorzystaniem ka- mery typu FLIR P620, wykazała występowanie gradientów temperaturowych na kształt-kach ceramicznych. Wybrane zdjęcie, zarejestrowane podczas prób, zostało przedsta-wione na rysunku 8. Stwierdzono również szybkie schładzanie preformy w trakcie przeno-szenia z pieca grzewczego do wnęki formy. Dlatego też, racjonalnym wydaje się podnie-sienie temperatury wygrzewania preform, ewentualnie skrócenie drogi i czasu transportu preform lub zastosowanie dodatkowych rozwiązań umożliwiających ciągłe podgrzewanie preformy nawet w trakcie ich przenoszenia (np. lampy podczerwieni).

42

Prace IO 2/2011Piotr Długosz, Paweł Darłak, Robert M. Purgert, Jerzy J. Sobczak

Rys. 8. Analiza termiczna procesu infiltracji − rozkład temperatur w preformie na chwilę przed infiltracją:

a) wariant: AlZn5,5MgCu + ceno, Sp1 − 660°C, Sp2 − 667°C, Sp3 − 683°C;b) wariant: AlZn5,5MgCu + ceno, Sp1 − 609°C, CSp2 − 625°C, Sp3 − 642°C, Sp4 − 646°C

Fig. 8. Thermal analysis of the press infiltration – temperature distribution on preforms:a) variant: AlZn5.5MgCu + ceno, Sp1 − 660°C, Sp2 − 667°C, Sp3 − 683°C;

b) variant: AlZn5.5MgCu + ceno, Sp1 − 609°C, CSp2 − 625°C, Sp3 − 642°C, Sp4 − 646°C

a)

b)

Twardość Brinella zmierzono w określonych punktach na powierzchni płytki kompozytowej oraz płytki odlanej z materiału osnowy (rys. 9). Porównując wyniki, stwierdzono wzrost twardości kompozytu względem stopu monolitycznego. Wzrost twardości wynika głównie z obecności twardej fazy ceramicznej w strukturze materiału kompozytowego. Prawdopodobnie istnieje jeszcze możliwość uzyskania wyższych wartości właściwości wytrzymałościowych, jednakże jedynie w przypadku wykonania infiltracji preform, w których nie nastąpi tak drastyczna degradacja wstępnej budowy wkładki ceramicznej. Dlatego też, wydaje się racjonalnym wykonanie optymalizacji procesu w aspekcie zachowania budowy, kształtu i rozkładu preformy już w końcowym materiale kompozytowym.

43

Prace IO 2/2011

Rys. 9. Porównanie twardości stopu AlZn5,5MgCu (a) i kompozytu AlZn5,5MgCu + cenosfery (b)

Fig. 9. Comparison of AlZn5.5MgCu (a) and AlZn5.5MgCu + cenospheres hardness (b)

a) b)

Podsumowanie

Autorzy wyszczególnili szereg podstawowych wad zastosowanych preform cera-micznych, w tym: dużą zawartość krzemionkowego lepiszcza, częściowo zdegrado-waną na etapie produkcji strukturę kształtek ceramicznych, której uszkodzenia pogłębiły zarówno wysokie ciśnienie prasowania, jak i temperatura. Choć, w aspekcie obniżenia masy kompozytu nie uzyskano korzystnego wyniku, to jednak zauważono wzrost twar-dości materiału spowodowany nieznanym mechanizmem krystalizacji w obrębie szcząt-kowych przekrojów cenosfer.

Zaprezentowana powyżej technologia wytwarzania kompozytów zbrojonych cenos-ferami pozwala na otrzymywanie lekkiego materiału konstrukcyjnego o korzystnej, jedno-rodnej strukturze oraz właściwościach mechanicznych, pozwalających na późniejsze wykorzystanie w produkcji ultralekkich podzespołów. W przeprowadzonej sekwencji badań wskazano, że obok innych parametrów zastosowane w doświadczeniu ciśnienie prasowania, wyłącznie dzięki precyzyjnie dobranej wartość może zapewnić pełną infil-trację ceramicznych preform przy zachowaniu charakterystycznej struktury lekkiej i wytrzymałej piany syntaktycznej.

Podziękowanie

Praca została wykonana w ramach Projektu Nr POIG.01.01.02-00-015/09 pt.: „Zaawansowane materiały i technologie ich wytwarzania”, realizowanego w ramach Programu Operacyjnego Innowacyjna Gospodarka w latach 2007–2013. Autorzy dzię-kują firmie Century, Inc. za udostępnienie specjalistycznych materiałów ceramicznych niezbędnych do realizacji wyżej opisanych procesów i badań.


44

Prace IO 2/2011Piotr Długosz, Paweł Darłak, Robert M. Purgert, Jerzy J. Sobczak

Literatura

Rohatgi P.K., Guo R.Q., Iksan H., Borchelt E.J., Asthana R.: Pressure infiltration technique 1. for synthesis of aluminium-fly ash particulate composite, Materials Science and Engineering, 1998, Vol. A 244, pp. 22−30.Kolay P.K., Singh D.N.: Physical, chemical, mineralogical, and thermal properties of ceno-2. spheres from an ash lagoon, Cement and Concrete Research, 2001, Vol. 31, pp. 539−542.Matsunaga T., Kim J.K., Hardcastle S., Rohatgi P. K.: Crystallinity and selected properties of fly 3. ash particles, Materials Science and Engineering, 2002, Vol. A 325, pp. 333−343.Liu W., Shen X., Li D.: Fabrication of magnetic nanosized alfa-Fe- and Al4. 2O3-Fe- coated cenospheres, Powder Technology, 2008, Vol. 186, pp. 273−277.Sobczak J., Sobczak N., Przystaś G.: Zastosowanie materiałów odpadowych w odlewnictwie 5. na przykładzie popiołów lotnych, Instytut Odlewnictwa, Kraków, 1999.Petrus H.T.M.B., Hirajima T., Oosako Y., Nonaka M., Sasaki K., Ando T.: Performance of 6. dry-separation processes in the recovery of cenospheres from fly ash and their implementation in a recovery unit, International Journal of Mineral Processing, 2011, Vol. 98, pp. 15−23.Rohatgi P.K., Daoud A., Shultz B.F., Puri T., Microstructure and mechanical behavior of die 7. casting AZ91D-Fly ash cenosphere composites, Composites, Part A: Applied Science and Manufacturing, 2009, Vol. 40, pp. 883−896.Sobczak J., Sobczak N., Rudnik D., Wojciechowski A., Pietrzak K.: Squeeze cast aluminium 8. and magnesium matrix composites reinforced with short alumina fibres − structure and chemistry characterization, Kompozyty (Composites), 2001, Vol. 1, pp. 155−159.Hirajima T., Petrus H.T.M.B., Oosako Y., Nonaka M., Sasaki K., Ando T.: Recovery of 9. cenospheres from coal fly ash using a dry separation process, Separation estimation and potential application, International Journal of Mineral Processing, 2010, Vol. 95, pp. 18−24.Deepthi M.V., Madan Sharma, Sailaja R.R.N., Anantha P., Sampath Kumaran P., Seetharamu 10. S.: Mechanical and thermal characteristics of high density polyethylene-fly ash cenospheres composites, Materials and Design, 2010, Vol. 31, pp. 2051−2060.Sobczak J., Darłak P., Wojciechowski A., Pietrzak K., Rudnik D.: Wybrane aspekty technologii 11. kompozytów ALFA, Kompozyty (Composites), 2005, Vol. 5, pp. 3−10.Sobczak J.: Kompozyty metalowe, Wydawnictwo Instytutu Odlewnictwa i Instytutu Transportu 12. Samochodowego Kraków – Warszawa, 2001.Gupta N., Woldesenbet E.: Compression properties of syntactic foams, effect of cenosphere 13. radius ratio and specimen aspect ratio, Composites Part A: Applied Science and Manufacturing, 2004, Vol. 35, pp. 103−111. Mondal D.P., Das S., Ramakrishnan N., Bhasker, K.U.: Cenosphere filled aluminium 14. syntactic foam made through stir-casting technique, Composites Part A: Applied Science and Manufacturing, 2009, Vol. 40, pp. 279−288.

45

THE STUDY OF THE KINETICS OF SOLIDIFICATION AND COOLING OF PATTERN MATERIAL IN A DIE


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

Jerzy Stachańczyk, Rafał Pabiś

BADANIE KINETYKI KRZEPNIĘCIA I STYGNIĘCIA MASY MODELOWEJ W MATRYCY

Streszczenie

W artykule zaprezentowano opracowaną metodykę badań pozwalającą na ocenę kinetyki krzep-nięcia i stygnięcia mas modelowych w formie metalowej – matrycy. Przedstawiono zastosowaną aparaturę oraz wyniki badań wytypowanych mas modelowych. Określono szybkość krzepnięcia i stygnięcia przy zmiennych parametrach przebiegu procesu technologicznego.

Słowa kluczowe: kinetyka krzepnięcia, masy modelowe, stygnięcie, proces technologiczny

Abstract

The article presents the developed research methodology that allows the evaluation of the kinetics of solidification and cooling of pattern material in a metal mould ( die). The apparatus was described and the results of investigations carried out on selected pattern materials were presented. The solidification and cooling rate under the variable parameters of a technological process was determined.

Key words: kinetics of solidification, pattern material, cooling, technological process

46

Prace IO 2/2011

Wstęp

Nowoczesne odlewnictwo precyzyjne w swoim założeniu dąży do uzyskania wyrobu najwyższej jakości. Cel ten można uzyskać, realizując ustalony proces wytwórczy składa-jący się z kilkunastu operacji technologicznych, do których należy między innymi wyko-nawstwo wytapianych modeli. Jakość uzyskanych modeli to jeden z podstawowych para-metrów decydujących o prawidłowym przebiegu procesu technologicznego i uzyskanym efekcie końcowym – odlewie precyzyjnym [1].

O jakości modeli decydują [3, 4]:właściwości mas modelowych, -właściwości charakteryzujące proces wykonywania modeli, -konstrukcja i dokładność wykonania oprzyrządowania, -parametry charakteryzujące pracę urządzeń wtryskowych. -Masa modelowa służąca do produkcji modeli to skomplikowana mieszanina różnych

związków chemicznych (węglowodory, kwasy tłuszczowe, tworzywa sztuczne, żywice syntetyczne, wypełniacze organiczne, modyfikatory, barwniki), co stwarza różnorodną kombinację możliwości opracowania receptur składu o określonych właściwościach [2]. Taka budowa charakteryzuje również nietypową zmianę skupienia masy modelowej ze stanu stałego w ciekły, charakteryzującą się brakiem wyraźnie wyznaczonej temperatury topnienia i wystąpieniem stanów przejściowych (masa o konsystencji pasty) [5]. Charak-terystyczna dla mas modelowych jest również krzywa wartości rozszerzalności cieplnej, wskazująca na wyraźną zależność rozszerzalności od temperatury [3, 6].

Aktualnie prowadzone badania mas modelowych pozwalają na ocenę właściwości:fizykochemicznych (temperatura krzepnięcia, temperatura kroplenia, temperatura -łamliwości, penetracja, zawartość popiołu),reologicznych (lepkość kinematyczna, lepkość dynamiczna), -technologicznych (skurcz liniowy, odkształcalność – zdolność zachowania kształtu, -wytrzymałość na zginanie) [6, 7].Autorzy publikacji proponują rozszerzenie zakresu badań technologicznych o opis

procesu krzepnięcia i stygnięcia masy modelowej w formie metalowej (matrycy).Proces krzepnięcia i stygnięcia mas modelowych przebiega w dwóch następujących

po sobie okresach temperaturowych:1 – od temperatury stopionej masy do temperatury prasowania,2 – od temperatury prasowania do temperatury otoczenia.

Pierwszy okres procesu krzepnięcia wpływa na przebieg operacji przygotowa-nia masy modelowej. O szybkości przebiegu tego procesu decyduje przede wszystkim temperatura ciekłej masy modelowej, jej ilość oraz rodzaj stosowanego ośrodka do jej ochłodzenia. Parametry charakteryzujące ten okres krzepnięcia nie decydują o przebiegu procesu wykonywania modeli, natomiast okres drugi wpływa w sposób zasadniczy na wydajność urządzeń do wykonywania modeli. Okres ten charakteryzuje krzepnięcie i sty-gnięcie masy modelowej od momentu wprowadzenia jej do matrycy do czasu usunięcia modelu z matrycy. Parametrem, który decyduje o przebiegu tego okresu, jest prędkość krzepnięcia i stygnięcia masy modelowej, wyznaczona jako stosunek spadku wartości temperatury do czasu, w którym ten spadek nastąpił. Określa ona przebieg operacji pra-sowania masy modelowej – krzepnięcia i stygnięcia modeli w matrycy. Dla zwiększenia prędkości konstruuje się matryce chłodzone dodatkowo wodą [5]. W przypadku grubych przekrojów modeli stosuje się ochładzalniki.


47

Prace IO 2/2011 Badanie kinetyki krzepnięcia i stygnięcia masy modelowej w matrycy

Wykonanie badań

Materiały do badań

Do badań zaproponowano dwa rodzaje mas, różniących się w sposób zasadniczy składem chemicznym, a tym samym właściwościami.

Masa modelowa oznaczona symbolem IOd-A to tworzywo stosowane do wykony-wania modeli wykorzystywanych w produkcji wysokiej jakości odlewów precyzyjnych, zawierające w swoim składzie nanomateriał organiczny w ilości 25–30%.

Masa modelowa oznaczona symbolem L-2 to nowo opracowana masa modelowa stosowana w produkcji typowych precyzyjnych odlewów maszynowych i handlowych. Właściwości powyższych rodzajów mas przedstawiono w tabeli 1.

Tabela 1. Właściwości badanych mas modelowych

Table 1. Properties of the examined pattern materials

Właściwości mas modelowych Masa modelowa IOd-A

Masa modelowa L-2

Fizykochemiczne

Temp. krzepnięcia, °C 74,0 68,2

Temp. kroplenia, °C 80,0 69,0Temp. łamliwości

wg Frassa, °C 27,0 20,0

Penetracja, jedn. pen. 9 4

Zawartość popiołu, % 0,002 0,031

Reologiczne

Lepkość kinematyczna w 100°C, mm2/s 547,30 6,63

Lepkość dynamiczna w 60°C, Pa·s 11,22 nie oznaczano

Technologiczne

Skurcz liniowy, % 0,56 1,12

Odkształcalność w temp. 20°C, mm 0,22 0,22

Odkształcalność w temp. 30°C, mm 1,02 1,51

Wytrzymałość na zginanie, MPa 0,82 0,46

48

Prace IO 2/2011

Przeprowadzenie badań

Badania krzepnięcia i stygnięcia mas modelowych w matrycy prowadzono w warunkach standardowego procesu wykonywania modeli. Do tego celu wykorzystano urządzenie, które spełniło następujące warunki:

przebieg prasowania krzepnięcia i stygnięcia masy modelowej był analogiczny jak -w procesie technologicznym wykonywania modeli,krzepnięcie i stygnięcie modelu było kontrolowane do momentu osiągnięcia -temperatury otoczenia,pomiary temperatury były prowadzone z dokładnością ±0,5°C dla uchwycenia -wszelkich zmian w wąskim przedziale temperatury.

Rys. 1. Stanowisko do badań mas modelowych

Fig. 1. A stand to test pattern materials

Stanowisko do badań (rys. 1) składa się z:matrycy metalowej wykonanej ze stopu Al (rys. 1a), w której odtwarzana jest wnęka • w kształcie kuli o średnicy 120 mm, wyposażonej w:

układ wlewowy umożliwiający zaprasowanie masy modelowej w matrycy, -układ chłodzenia wodnego (kanały chłodzące), -system montażu elementów pomiarowych, -system zamykania matrycy; -

układu pomiarowego, na który składa się:• zestaw czterech termopar typ T umożliwiających pomiar temperatury: -

w środku wnęki – kuli matrycy, -w odległości 0,5 promienia kuli, 30 mm od ścianki matrycy, -na ściance wewnętrznej matrycy, -na zewnętrznej ściance matrycy; -


1

b

1a 1b

1a

49

Prace IO 2/2011

rejestratora wielokanałowego Typ • MrAC-15 (rys. 1b), pozwalającego na jednoczesną rejestrację wyników badań temperatury z 4 kanałów pomiarowych. Rejestrator jest urządzeniem samodzielnym i w czasie rejestracji nie wymaga połączenia z kompu-terem. Dołączone oprogramowanie umożliwia odczyt i transmisję pomiarów do komputera PC, gdzie są one wizualizowane. Można też przeprowadzić transmisję wyników do programu Excel w celu ich dalszej obróbki matematycznej.

Masę modelową wprowadzano do matrycy w temperaturach pozwalających na dokładne odwzorowanie modelu kuli (rys. 2).

Rys. 2. Kula z masy modelowej L-2 po wyjęciu z matrycy

Fig. 2. A ball of L-2 pattern material after removal from the die

W momencie wprowadzenia masy uruchamiano rejestrator i obserwowano zmiany temperatury w trzech punktach modelu oraz temperaturę matrycy. Pomiar prowadzono do osiągnięcia temperatury otoczenia na granicy model–matryca (pomiar termoparą zainstalowaną na ściance wewnętrznej matrycy).

Badanie kinetyki krzepnięcia i stygnięcia masy modelowej w matrycy

Interpretacja wyników

Wyniki badań przedstawiono w tabelach 2 i 3 oraz na rysunkach 3–6.

50

Prace IO 2/2011

Tabela 2. Temperatura modelu kuli wykonany z masy modelowej IOd-A – czas krzepnięcia i stygnięcia [s]

Table 2. Temperature of a ball model made from the IOd-A pattern material [°C] - cooling and solidification time [s]

Czas krzepnięcia i stygnięcia,

s

Temperatura modelu, °C

Temperatura prasowania 85°C,matryca bez chłodzenia

Temperatura prasowania 85°C,matryca chłodzona

Miejsce pomiaru temperatury Miejsce pomiaru temperatury

środek kuli

30 mm od środka kuli

granica model-matryca

matryca środek kuli

30 mm od

środka kuli


matryca

600 83 74 62 30 80 77 58 28

900 72 70 55 32 75 73 54 28

1200 70 68 51 33 68 65 44 28

2400 65 59 46 34 63 58 38 26

3600 58 54 43 35 57 52 35 25

6000 51 47 40 34 50 45 30 24

8400 47 43 40 33 45 39 28 24

10 800 45 39 35 31 39 34 26 22

13 200 38 36 35 30 34 30 28 22

15 600 35 33 31 28 30 28 24 22

Rys. 3. Wykres krzepnięcia i stygnięcia masy modelowej IOd-A, matryca bez chłodzenia

Fig. 3. Solidification and cooling curve for IOd-A pattern material without die cooling


Masa modelowa IOd-A ,matryca bez chłodzenia

Tem

pera

tura

mod

elu,

°C

Czas krzepnięcia i stygnięcia, s

51

Prace IO 2/2011

Rys. 4. Wykres krzepnięcia i stygnięcia masy modelowej IOd-A, matryca chłodzona

Fig. 4. Solidification and cooling curve for IOd-A pattern material with die cooling

Tabela 3. Temperatura modelu kuli wykonanego z masy modelowej L-2 – czas krzepnięcia i stygnięcia

Table 3. Temperature of a ball model made from the L-2 pattern material [°C] – cooling and solidification time [s]

Czas krzepnięcia i stygnięcia,

s

Temperatura modelu, °C

Temperatura prasowania 52°C,matryca bez chłodzenia

Temperatura prasowania 52°C,matryca chłodzona

Miejsce pomiaru temperatury Miejsce pomiaru temperatury

środek kuli

30 mm od

środka kuli


matryca środek kuli

30 mm od

środka kuli


matryca

600 51 50 33 27 52 51 32 181200 50 49 33 28 51 50 26 171800 49 48 33 29 49 48 25 182400 49 48 33 29 48 47 24 193600 48 47 33 30 48 43 22 186000 48 44 32 30 46 39 20 188400 47 43 31 30 44 35 20 19

10 800 44 41 30 30 41 35 20 1912 600 43 39 30 29 38 30 19 1915 600 41 36 29 28 28 24 18 17



Tem

pera

tura

mod

elu,

°C

Masa modelowa IOd-A,matryca chłodzona

52

Prace IO 2/2011

Rys. 5. Wykres krzepnięcia i stygnięcia masy modelowej L-2, matryca bez chłodzenia

Fig. 5. Solidification and cooling curve for L-2 pattern material without die cooling

Rys. 6. Wykres krzepnięcia i stygnięcia masy modelowej L-2, matryca chłodzona

Fig. 6. Solidification and cooling curve for L-2 pattern material with die cooling

W tabeli 2 i 3 przedstawiono zmiany temperatury w czasie krzepnięcia i stygnięcia modelu wzorcowego (kuli) wykonanego z mas modelowych IOd-A i L-2 w dwóch warunkach technologicznych:

w matrycy bez chłodzenia wodnego, -w matrycy chłodzonej wodą. -

Na rysunkach 3–6 opisano graficznie powyższe zmiany w układzie współrzędnych temperatura–czas. Analiza wyników wskazuje, że w początkowym okresie krzepnięcia nie występuje istotna różnica wartości temperatury w przestrzeni kuli, w odległości 30 mm od jej środka. W przypadku masy IOd-A ten stabilny okres trwa przez 1200 sekund, natomiast w przypadku masy L-2 wynosi on 2400 sekund − niezależnie od zastosowanego systemu chłodzenia. Wartość temperatury na granicy model-matryca


Tem

pera

tura

mod

elu,

°C


Masa modelowa L-2,matryca bez chłodzenia

Masa modelowa L-2,matryca chłodzona

Tem

pera

tura

mod

elu,

°C


53

Prace IO 2/2011

jest zdecydowanie niższa w porównaniu z obszarem centralnym (do 30 mm od środka) w początkowym okresie krzepnięcia; w dalszym etapie stygnięcia następuje jej kierunkowe wyrównanie.

3. Wnioski

Stwierdzono zdecydowany wpływ rodzaju stosowanej masy modelowej oraz przyję-1. tego systemu chłodzenia matrycy na przebieg krzepnięcia i stygnięcia modelu.Przedstawiona metodyka badań pozwala w warunkach produkcyjnych przeanali-2. zować proces wykonywania modeli.Szybkość krzepnięcia i stygnięcia modeli decyduje nie tylko o ich jakości, lecz również 3. o wydajności urządzeń wtryskowych.Należy dążyć do opracowania składu masy modelowej, charakteryzującej się dużą 4. szybkością krzepnięcia i stygnięcia.

Podziękowanie

Publikację opracowano na podstawie wyników realizacji projektu celowego nr 04569/C.ZR7-6/2010 pt. „Opracowanie i zastosowanie mas modelowych w aspekcie poprawy wydajności, jakości i ekologii procesu wytwarzania odlewów precyzyjnych”.

Literatura

Ford D.A.: Investment Casting – from Hindsight to Foresight. Foundry Trade Journal, December 1. 2000, pp. 12−18.Whitehouse Ch., Dahlin B.: Effects of Wax Viscosity and Shell Permeability on Shell Cracking. 2. Incast 2009, Vol. 22, No 4, pp. 12−15.Bonilla W., Masaord S.H., Iovenitti P.: An Investigation of Wax Patterns for Accuracy 3. Improvement in Investment Cast Parts, International Journal of Advanced Manufacturing Technology, September 2001, Vol. 18, pp. 348−356.Piwonka T.S., Woodburg K.A., Wiest I.M.: Modeling Casting Dimension: Effect of Wax 4. Eheology and Interfacial Heat Transfer. Materials and Design, August 2000, Vol. 21, No 4, pp. 761−768.Sabau A.S., Viswanthn S.: Temperature Measurements in Wax Patterns and Wax die Interfacial 5. Heat Transfer Coefficients in Investment Casting. Transactions of the American Foundry Society, 2003, Vol. 111, pp. 463−472.Abraham I., Tretner C.: Investment Casting Waxes – Supply Guarantee and Quality 6. Management in Relation to Changes in the Global Market Conditions. EICF 27th International Conference, Krakow, Poland, 16-18 May 2010.Hancock P.: Wax Testing... Now and the Future. Foundry Trade Journal International, January/7. February 2011, Vol. 185, No. 3681, pp. 10−11.


prace instytutu odlewnictwa

Documents