PRACA DYPLOMOWA - Warsaw University of Technology · Niniejsza praca została wykonana w ramach...
Transcript of PRACA DYPLOMOWA - Warsaw University of Technology · Niniejsza praca została wykonana w ramach...
POLITECHNIKA WARSZAWSKA
WYDZIAŁ INŻYNIERII MATERIAŁOWEJ
PRACA DYPLOMOWA
MAGISTERSKA
Kamil Matuszewski
Sterowanie mikrostrukturą i właściwościami wytrzymałościowymi materiału wsporników silników samochodów osobowych Volkswagen
wykonanych z odlewniczego stopu aluminium AlSi7Mg0,3
Optimizing the microstructure and strength of the material used for Volkswagen engines brackets made of AlSi7Mg0,3 cast aluminium alloy
Nr albumu
200517
Promotor: Prof. zw. dr hab. inż. Krzysztof Jan Kurzydłowski
Warszawa 2010
Składam serdeczne podziękowania mojemu Promotorowi
Panu prof. dr. hab. inż. Krzysztofowi Janowi Kurzydłowskiemu
za cenne sugestie i wszelką pomoc okazaną mi w trakcie powstawania niniejszej
pracy.
Za współpracę, pomoc i owocne dyskusje,
które przyczyniły się do wzbogacenia niniejszej pracy
dziękuję dr. inż. Hubertowi Matysiakowi.
3
Optimizing the microstructure and strength
of the material used for Volkswagen engines brackets
made of AlSi7Mg0,3 cast aluminium alloy
Cast aluminium alloys due to their good castability, corrosion resistance and small
shrinkage are widely applied in motorization as a material used for engine parts working
in a fatigue wear conditions. Substantial improvement of their strength without
compromising on ductility is possible when heat treatment is introduced.
In this work the effect of heat treatment parameters in case of microstructural
and strength properties was presented for AlSi7Mg0,3 cast aluminium alloy.
The aim of this work was to plan an after-cast heat treatment for the material used
for Volkswagen engine brackets made of AlSi7Mg0,3 to achieve following indexes:
Rm ≥ 260 MPa, R0,2 ≥ 200 MPa, A ≥ 2%, HB ≥ 90, which determinate acceptance
of the producer.
In order to achieve the aim, optimization of the primary heat treatment T6 –
precipitation hardening, after which material achieved suitable strength and plasticity was
employed. The main stage of optimizing was to shorten the solution heat treatment time,
which is the longest stage of precipitation hardening. During the solution heat treatment
there are many beneficial changes of the morphology of eutectic Si crystal, which improve
the plasticity of the material.
To assign parameters of optimized heat treatment, finite element method modelling
in an Abaqus®
software was applied and series of casts for which variable times of solution
heat treatment (t=15÷120 min) were applied. The verification of assumptions was carried
through testing material in a tensile test, measuring Brinnell hardness and chemical
composition via spark spectrometry. The microstructure was observed using metallographic
microscope.
The obtained indexes, especially with regard to ultimate elongation A, did not fulfill
producer’s requirements. Based on other indexes the minimal values were obtained.
4
Spis treści
1. Wstęp _______________________________________________________________ 5
2. Geneza i cel pracy _____________________________________________________ 6
3. Podstawy teoretyczne __________________________________________________ 7
3.1 Aluminium i jego stopy _____________________________________________________ 7
3.2 Podział stopów aluminium __________________________________________________ 7
3.3 Stopy serii 4xxx ___________________________________________________________ 9
4. Charakterystyka materiału ____________________________________________ 10
4.1 Właściwości_____________________________________________________________ 10
4.2 Krystalizacja ____________________________________________________________ 11
4.3 Modyfikacja_____________________________________________________________ 12
4.4 Utwardzanie wydzieleniowe ________________________________________________ 13
4.5 Wady skurczowe, porowatość gazowa, wtrącenia tlenków ________________________ 16
5. Definicja problemu ___________________________________________________ 18
5.1 Dotychczasowy proces technologiczny ________________________________________ 18
6. Projekt technologii ___________________________________________________ 21
7. Wdrażanie technologii ________________________________________________ 22
8. Badania ____________________________________________________________ 35
9. Metodyka badań _____________________________________________________ 36
9.1 Analiza mikrostruktury ____________________________________________________ 36
9.2 Statyczna próba rozciągania ________________________________________________ 36
9.3 Pomiary twardości ________________________________________________________ 37
9.4 Skład chemiczny _________________________________________________________ 39
10. Wyniki badań _______________________________________________________ 40
10.1 Analiza mikrostruktury – mikroskopia świetlna ________________________________ 40
10.2 Statyczna próba rozciągania oraz pomiary twardości ____________________________ 51
10.3 Analiza składu chemicznego _______________________________________________ 64
11. Zestawienie oraz omówienie wyników ____________________________________ 65
12. Wnioski ____________________________________________________________ 69
Literatura___________________________________________________________ 70
5
1. Wstęp
Odlewnictwo jest jedną z najstarszych technologii stosowanych w przemyśle
o wciąż dużym potencjale do rozwoju. Odlewy występują w prawie 90% dóbr i artykułów
przemysłowych wykorzystywanych codziennie w normalnie funkcjonującym społeczeństwie
z czego ponad 50% odbiorców produkcji odlewniczej stanowi przemysł motoryzacyjny,
który jest główną siłą napędową gospodarki w wielu krajach świata.
Wymagania, jakie stawia przemysł motoryzacyjny, są bodźcem do wdrażania
nowych rozwiązań materiałowych, zapewniających wyższe właściwości wytrzymałościowe
oraz funkcjonalne krytycznych elementów konstrukcyjnych. W szczególności dotyczy to
odporności zmęczeniowej w warunkach zmiennych obciążeń eksploatacyjnych oraz drgań
generowanych podczas jazdy. Dość istotnym czynnikiem jest również masa odlewanych
elementów, wpływająca na redukcję zużytego paliwa, a co za tym idzie obniżenia kosztów
eksploatacji [1].
Nowe rozwiązania materiałowe determinują projektowanie oraz technologie
wytwarzania, które pozwalają uzyskać wymagane wartości parametrów przy sprawnej,
płynnej organizacji i możliwie dużej efektywności ekonomicznej.
Niniejsza praca dotyczy problematyki obróbki cieplnej odlewniczego stopu
aluminium wykorzystywanego w produkcji elementów zawieszenia jednostki napędowej
popularnych samochodów marki Volkswagen. Praca realizowana była wspólnie z partnerem
przemysłowym ZM WSK Rzeszów Sp. z o.o. – wytwórcą części.
6
2. Geneza i cel pracy
Niniejsza praca została wykonana w ramach projektu celowego: „Opracowanie
i wdrożenie technologii wytwarzania, dla potrzeb motoryzacji, odlewów krytycznych
elementów konstrukcyjnych ze stopu AlSi7Mg0,3” – 6ZR7 2007C/06910.
Celem pracy było zaprojektowanie technologii poodlewniczej obróbki cieplnej
kokilowych odlewów typoszeregu krytycznych elementów konstrukcyjnych ze stopu
AlSi7Mg0,3 wytwarzanych dla potrzeb motoryzacji. Do elementów tych zaliczane
są różnego rodzaju wsporniki, wieszaki, łączniki odpowiedzialne za techniczne
bezpieczeństwo użytkowania pojazdów samochodowych. Zaprojektowanie technologii po-
odlewniczej obróbki cieplnej obejmowało optymalizację procesów utwardzania
wydzieleniowego, czyli przesycania i starzenia stopu AlSi7Mg0,3.
7
3. Podstawy teoretyczne
3.1 Aluminium i jego stopy
Aluminium, inaczej zwane glinem, zostało odkryte w roku 1825 przez duńskiego
chemika Hansa Christiana Oersteda. Pod względem powszechności występowania
w skorupie ziemskiej zajmuje trzecie miejsce, zaraz za tlenem i krzemem, stanowiąc 8,2%
składników wagowych. Ze względu na swoją małą gęstość – 2,7 g/cm3, blisko trzykrotnie
mniejszą niż żelazo – aluminium znajduje zastosowanie we wszystkich dziedzinach
gospodarki, od opakowań dla przemysłu spożywczego po elementy wykorzystywane
w lotnictwie. W temperaturze pokojowej jest to ciało stałe, które ulega topnieniu
w 660,37˚C, natomiast wrze przy osiągnięciu 2060˚C. Aluminium odkształcone plastycznie
na zimno można poddawać wyżarzaniu rekrystalizującemu w temperaturze od 230 do 390˚C.
Czyste aluminium jest metalem plastycznym i wykazuje dość niskie właściwości
wytrzymałościowe:
granica plastyczności Re = 20 – 40 MPa;
wytrzymałość na rozciąganie Rm = 70 – 120 MPa;
wydłużenie A = 30 – 45%;
twardość 15 – 30 HB.
Przedział wartości przedstawionych powyżej zależy od stanu obróbki w jakim badamy
materiał oraz od jego czystości chemicznej.
3.2 Podział stopów aluminium
Stopy aluminium klasyfikowane są zasadniczo na dwie grupy:
odlewnicze;
do utwardzania wydzieleniowego.
Odlewnicze stopy aluminium charakteryzują się występowaniem eutektyki,
która determinuje ich zastosowanie w odlewnictwie. Cechują się one dobrą lejnością
oraz małym skurczem odlewniczym. Są to przeważnie stopy wieloskładnikowe o dużym
stężeniu pierwiastków stopowych – od 5 do 25%. Jako pierwiastki stopowe stosuje się
głównie krzem, miedź, magnez oraz nikiel bądź rożne ich konfiguracje. Typowym
przykładem stopów odlewniczych jest silumin AlSi7Mg0,3.
8
Stopy do przeróbki plastycznej zawierają znacznie mniej pierwiastków stopowych –
do ok. 5%. Jako pierwiastki stopowe przeważnie stosowana jest miedź, magnez oraz mangan,
niekiedy także krzem, cynk, nikiel, chrom, tytan oraz lit. Stopy te najczęściej są poddawane
obróbce utwardzania wydzieleniowego. Często są stosowane w stanie po wyżarzaniu
rekrystalizującym. Typowym przykładem stopu aluminium do obróbki plastycznej jest dural
AlCu4Mg1.
Istnieje również inny obowiązujący podział stopów aluminium, mianowicie na serie
od 1xxx do 8xxx. Podstawowe właściwości poszczególnych serii przedstawiono na rysunku
nr 1. Rysunek ten ilustruje, że wraz ze wzrostem numeru serii wzrastają właściwości
wytrzymałościowe stopów.
Rys. 1. Wytrzymałość na rozciąganie dla różnych serii stopów aluminium
1xxx: Al o czystości min. 99%
2xxx: stopy Al-Cu
3xxx: stopy Al-Mn
4xxx: stopy Al-Si
5xxx: stopy Al-Mg
6xxx: stopy Al-Mg-Si
7xxx: stopy Al-Zn-Mg
8xxx: stopy Al-Li
9
3.3 Stopy serii 4xxx
Odlewnicze stopy Al-Si, ze względu na zawartość krzemu, podzielić możemy
na trzy grupy: stopy podeutektyczne o maksymalnej zawartości Si do 10%, stopy
okołoeutektyczne o zawartości Si od 10 do 12%, oraz, zawierające ponad 12% Si, stopy
nadeutektyczne.
Podeutektyczne stopy Al-Si z dodatkiem Mg są szeroko wykorzystywane w takich
dziedzinach gospodarki jak motoryzacja, lotnictwo czy przemysł wojskowy. Detale
wykonane z tych stopów stanowią ponad 85% wśród elementów wytworzonych
z odlewniczych stopów aluminium [2]. Głównym czynnikiem, stanowiącym o ich szerokim
zastosowaniu, jest bardzo dobra wytrzymałość właściwa tych materiałów. Wielkość
tę definiuje się jako stosunek wytrzymałości na rozciąganie odniesionej do gęstości
materiału, Rm/ ρ.
Właściwości fizyczne, mechaniczne oraz metalurgiczne stopów serii 4xxx
są pewnego rodzaju kompromisem pomiędzy efektami pochodzącymi od różnych czynników
mikrostrukturalnych, takich jak rozmieszczenie ramion dendrytów pierwotnej fazy α, postać
eutektycznych kryształów krzemu, obecność różnych pierwiastków stopowych tworzących
fazy międzymetaliczne czy obecność porów. Ponadto, olbrzymie znaczenie mają również
warunki technologiczne. Począwszy od szybkości chłodzenia ciekłego stopu czy
temperatury, z jakiej jest odlewany, poprzez temperaturę i czas przesycania oraz starzenia,
po końcową obróbkę mechaniczną elementów.
Szybkość chłodzenia jest bardzo ważna ze względu na redukcję rozmieszczenia
sieci ramion dendrytów. Obróbka cieplna wpływa na wielkość oraz morfologię
eutektycznych kryształów krzemu oraz zapewnia wytworzenie się fazy Mg2Si znacznie
polepszającej właściwości wytrzymałościowe stopu [3].
10
4. Charakterystyka materiału
4.1 Właściwości
Stop AlSi7Mg0,3 (A356) zaliczany do serii 4xxx, jest typowym materiałem
odlewniczym. Świadczy o tym bardzo dobra lejność materiału, mały skurcz odlewniczy
po zastygnięciu oraz brak skłonności do pękania na gorąco. Ponadto materiał ten
charakteryzuje się bardzo dobrą odpornością korozyjną. W stanie stałym właściwości
wytrzymałościowe przyjmują następujące wartości (tabela nr 1):
Tabela nr 1. Właściwości wytrzymałościowe stopu AlSi7Mg0,3 w stanie stałym
E [MPa] Rm
[MPa] Re [MPa] Rm/Re HB A [%]
Stan surowy 60280 191,0 113 1,68 53 4,4
Po utwardzaniu
wydzieleniowym 70354 309,3 277,3 1,12 95 2,3
Właściwości mechaniczne w powiązaniu z małą masą właściwą materiału (gęstość
d=2,5864 g/cm3 w T=25ºC (por. rys.12)) tłumaczy fakt, iż stop A356 jest szeroko
wykorzystywany w motoryzacji jako alternatywa dla cięższych stopów żelaza.
Skład chemiczny stopu podano w tabeli nr 2. Ze względu na zawartość krzemu
materiał ten klasyfikowany jest jako silumin podeutektyczny (por. rozdz. 3.3).
Tabela nr 2. Skład chemiczny stopu AlSi7Mg0,3
Si Mg Fe Cu Mn Cr Zn Pb Ti Inne
6,5-7,5 0,3-0,45 0,15 0,03 0,10 - 0,1 - 0,1-0,18 max 0,10
W przypadku stopu AlSi7Mg0,3 krzem odpowiedzialny jest za omówione wyżej dobre
właściwości odlewnicze. Dodatek magnezu wpływa na powstanie w stopie związku Mg2Si,
którego zmienna rozpuszczalność umożliwia utwardzanie wydzieleniowe. Ponadto, dodatek
magnezu poprawia właściwości wytrzymałościowe osnowy, wpływa jednak niekorzystnie na
jej właściwości plastyczne [4]. Dodatek miedzi powoduje polepszenie skrawalności, przy
czym również zmniejsza odporność na korozję. Mangan z kolei podwyższa właściwości
wytrzymałościowe stopu poprzez zmianę morfologii kruchych faz zawierających Fe.
11
4.2 Krystalizacja
Krystalizacja stopu AlSi7Mg0,3 przebiega zgodnie z następującym schematem.
Podczas chłodzenia, gdy temperatura spada poniżej linii likwidusu, pojawiają się dendryty
roztworu stałego α, które rosną aż do osiągnięcia przez materiał temperatury eutektycznej
(Te = 595ºC). W mikrostrukturze powstają ziarna roztworu stałego α. Po osiągnięciu przez
stop temperatury eutektycznej resztka cieczy krystalizuje jako eutektyka aluminiowo –
krzemowa.
Rys. 2. Dwuskładnikowy układ równowagi Al-Si (według L.A. Willeya) [5]
Eutektyka ta składa się z mieszaniny dwóch roztworów stałych α oraz β. Maksymalna
rozpuszczalność Si w Al wynosi 1,65% w temperaturze eutektycznej, przy czym zmniejsza
się wraz ze spadkiem temperatury. Z kolei graniczna rozpuszczalność Al w Si wynosi około
0,17% w temperaturze eutektycznej i spada do zera w temperaturze pokojowej. Ze względu
na małe rozpuszczalności jednego składnika w drugim roztwór α uznawany jest za kryształy
Al, natomiast roztwór β za kryształy Si. W temperaturze niższej od temperatury eutektycznej
wydziela się faza międzymetaliczna Mg2Si.
12
4.3 Modyfikacja
W produkcji elementów wykonywanych ze stopu AlSi7Mg0,3 bardzo istotne
znaczenie ma modyfikacja stopu. Mikrostrukturę stopu niemodyfikowanego przedstawiono
na rysunku nr 3a. Na zgładzie obserwuje się iglaste, wydłużone eutektyczne kryształy Si –
fazy β – otoczone roztworem stałym α. Struktura taka charakteryzuje się zwiększoną
kruchością, a co za tym idzie niskimi wartościami wydłużenia uzyskiwanymi podczas
statycznej próby rozciągania. W praktyce przemysłowej stop AlSi7Mg0,3, jak również
większość siluminów podeutektycznych, modyfikuje się poprzez dodatek sodu na poziomie
0,2% masy stopu, w przypadku gdy wprowadzamy sód metaliczny, bądź od 0,6 do 2,0%,
w przypadku gdy wprowadzamy fluorek sodowy NaF [6].
Rys. 3. Mikrostruktura stopu AlSi7Mg0,3(a) niemodyfikowanego oraz (b) po modyfikacji.
Sód, w procesie modyfikacji siluminów, odgrywa podwójną rolę. Po pierwsze,
wpływa na zmianę morfologii nieregularnych kryształów krzemu w eutektyce Al-Si
na postać włóknistą (rys. 3b). Po drugie, utrudnia zarodkowanie kryształów Si. Objawia się
to występowaniem przechłodzenia krystalizacji eutektycznej [6], co obrazuje wykres
na rysunku nr 4.
13
Rys. 4. Analiza krzepnącego stopu aluminiowo – krzemowego [7].
Po modyfikacji sodem uzyskuje się rozdrobnienie kryształów Si oraz zwiększenie
ich dyspersji, co skutkuje zmniejszeniem kruchości, a w konsekwencji zwiększeniem
plastyczności stopu. Właściwości materiału wynikające z takiej postaci mikrostruktury
przyjmują wartości zaprezentowane w tabeli nr 1.
4.4 Utwardzanie wydzieleniowe
Dzięki powstawaniu, w temperaturze niższej od eutektycznej, związku
międzymetalicznego Mg2Si, stop AlSi7Mg0,3 możemy poddawać obróbce cieplnej
utwardzania wydzieleniowego, czyli następujących po sobie procesów przesycania
oraz starzenia. Wynika to z faktu, iż maksymalna rozpuszczalność Mg2Si w Al wynosi
1,85% w temperaturze 595ºC (rys. nr 5) i spada wraz z obniżaniem temperatury do 0,25%
w temperaturze pokojowej, co jest warunkiem przeprowadzenia utwardzania
wydzieleniowego.
Zgodnie ze wzorem, stosunek ilości magnezu do krzemu w Mg2Si wynosi 1,7:1.
Jednakże dla wzmocnienia efektu starzenia stosuje się nadmiar krzemu aż do stosunku 1:1;
powoduje to jednak pewne obniżenie plastyczności stopu. Nadmiaru magnezu w tych
stopach nie stosuje się, albowiem obniża to efekt starzenia.
Proces przesycania należy prowadzić w taki sposób, aby rozpuścić wydzielenia
Mg2Si w osnowie. W tym celu należy materiał nagrzać do temperatury o 30-50ºC wyższej
od temperatury granicznej rozpuszczalności, wytrzymać w tej temperaturze w celu
rozpuszczenia składnika wydzielanego i schłodzić na tyle szybko, aby uniemożliwić
14
wydzielenie się równowagowej ilości składnika rozpuszczonego. Uzyskana struktura pod
względem termodynamicznym jest metastabilna. W przypadku stopu AlSi7Mg0,3
temperatura, do której należy nagrzać materiał, powinna zawierać się w przedziale od 530oC
do 540oC z następnym chłodzeniem w wodzie.
Rys. 5. Pseudopodwójny układ równowagi Al-Mg2Si [6].
Podczas wygrzewania przesycającego stopu AlSi7Mg0,3 zachodzi korzystna
zmiana morfologii kryształów krzemu eutektycznego. Kryształy większe wzrastają kosztem
mniejszych przy jednocześnie zachodzącej sferoidyzacji. Związane jest to z dążeniem układu
do obniżenia energii swobodnej Gibbsa ∆G. Wzrost cząstek jednej fazy prowadzi
do obniżenia energii rozdziału faz, a kształt kulisty charakteryzuje się najniższą
powierzchnią. Taki kształt kryształów eutektycznych Si zapewnia optymalny rozkład
naprężeń podczas eksploatacji materiału oraz umożliwia tłumienie drgań.
Po procesie przesycania należy przeprowadzić starzenie materiału. Polega ono
na nagrzaniu uprzednio przesyconego stopu do temperatury niższej od granicznej
rozpuszczalności, wygrzaniu w tej temperaturze i powolnym chłodzeniu. Podczas starzenia
zachodzi wydzielanie składnika przesycającego materiał, a uzyskane wydzielenia
15
charakteryzują się wysoką dyspersją. Starzenie może zachodzić w temperaturze pokojowej
i wtedy nosi nazwę starzenia samorzutnego. W takim przypadku potrzebny jest jednak
bardzo długi okres starzenia dla uzyskania najwyższych właściwości wytrzymałościowych.
W praktyce przemysłowej stosuje się starzenie sztuczne – stop AlSi7Mg0,3 w temperaturze
175ºC w czasie 6 godzin [6]. Chłodzenie materiału odbywa się poza piecem. Różne
temperatury starzenia umożliwiają uzyskanie stanów częściowo starzonych o różnej
wytrzymałości.
Starzenie materiału ma na celu podwyższenie jego właściwości
wytrzymałościowych. Dzięki zmianom morfologii kryształów Si podczas wygrzewania
przesycającego, możliwe jest zachowanie dobrych właściwości plastycznych.
W przesyconym roztworze stałym zarodkują homogeniczne klastery krzemu
oraz magnezu. Wraz z upływem czasu klastery magnezu rozpuszczają się kosztem
powstających skupisk Mg/Si. Następnie pojawiają się małe wydzielenia niestechiometryczne,
koherentne z osnową. Kolejnym etapem jest pojawienie się wydzieleń β”, z których niektóre
rozpuszczają się i tworzą fazę β’. Końcowym etapem jest wydzielenie równowagowej fazy
Mg2Si. Opisaną sekwencję przedstawiono poglądowo poniżej:
Klastery Mg/Si β” β’ i β” Mg2Si (β) [8]
Dzięki opisanym wyżej zjawiskom materiał osiąga bardzo dobre właściwości:
wysoki wskaźnik wytrzymałości na rozciąganie, Rm, przy stosunkowo dobrych parametrach
wydłużenia.
16
4.5 Wady skurczowe, porowatość gazowa, wtrącenia tlenków
Poza składem chemicznym, procesami modyfikacji oraz obróbki cieplnej, na bardzo
dobre właściwości siluminów ma wpływ również eliminacja przyczyn powstawania wad
odlewniczych, takich jak porowatość gazowa, wtrącenia tlenków oraz wad typu
skurczowego.
Wady typu skurczowego zależą od składu chemicznego materiału poprzez zależność
od składu stałej sieci krystalicznej stopu. W stopie A356 magnez powoduje wzrost, a krzem
spadek parametru sieci aluminium. Jednak trwałe zmiany wymiarowe zależą głównie
od procesów wydzieleniowych, a szczególnie od procesów wydzielenia krzemu w postaci
związku Mg2Si, gdyż krzem wykazuje objętość właściwą blisko 25% większą niż roztwór
stały α.
Rys. 6. Wpływ ilości wydzieleń na przyrost wymiarowy stopów Al [6].
Analizując wykresy na rys. nr 6 można zauważyć, iż w przypadku dwuskładnikowego stopu
Al-Si trwałe zmiany wymiarowe są znacznie większe niż w przypadku wieloskładnikowego
stopu Al-Si. Wynika to z faktu, iż w stopach wieloskładnikowych występuje sumowanie się
wpływu pochodzącego od co najmniej dwu pierwiastków.
W stanie ciekłym stopy Al-Si wykazują się bardzo dobrą chłonnością wodoru oraz
łatwością utleniania. Powstające w wyniku tego procesu pory zaburzają ciągłość materiału,
stanowiąc wewnętrzne karby, które mogą być przyczyną powstawania pęknięć
zmęczeniowych oraz wpływają na obniżenie odporności korozyjnej materiału.
W podeutektycznych stopach Al-Si powstające pęcherze mają postać nieregularną,
17
wypełniającą przestrzenie międzydendrytyczne. Jest to przyczyną koncentracji naprężeń
i powstawania pęknięć.
Powstawanie porów jest wynikiem znacznej zmiany rozpuszczalności wodoru
podczas krystalizacji ze stanu ciekłego w stały. W stanie ciekłym wodór rozpuszcza się
w stopie i wydziela podczas powolnego obniżania temperatury. W trakcie gwałtownego
ochłodzenia podczas przesycania, zostaje uwięziony w stopie, tworząc opisane wyżej
pęcherze. Środkami zapobiegającymi temu zjawisku jest odizolowanie stopu od wilgoci
i różnego rodzaju wodorotlenków poprzez stosowanie specjalnych powłok topnikowych,
dokładne suszenie tygli oraz nie przegrzewanie stopu powyżej zalecanej temperatury.
Z kolei obecność twardych kruchych faz tlenkowych wpływa na trudności podczas
obróbki mechanicznej. Powstawanie tlenków jest spowodowane bardzo dobrym
powinowactwem aluminium do tlenu w stanie ciekłym oraz topieniem wsadu. Każdy produkt
aluminiowy jest pokryty warstewką tlenku Al2O3. Tlenek ma znacznie większą gęstość od
ciekłego stopu, z tego względu nie wypływa na powierzchnię w postaci żużlu, a wtapia się
wewnątrz materiału. Sposobem na wypłynięcie tlenku na powierzchnię jest stosowanie
podczas rafinacji gazów, które unoszą tlenki. Ponadto sposobem na pozbywanie się różnego
rodzaju tlenków jest stosowanie filtrów ceramicznych [6].
18
5. Definicja problemu
Zgodnie z wymaganiami stawianymi przez producenta typoszeregu krytycznych
elementów konstrukcyjnych, detale, dla których opracowywano optymalną obróbkę cieplną,
powinny wykazywać właściwości wytrzymałościowe opisane wskaźnikami w tabeli nr 3.
Tabela nr 3. Właściwości materiałowe wymagane przez producenta detali
Rm [MPa] R0,2 [MPa] A [%] HB
≥ 260 MPa ≥ 200 MPa ≥ 2 % ≥ 90
Ponadto odbiorca postawił warunek, iż obróbka cieplna, zapewniająca przedstawione
parametry, zapewni możliwość oszczędności czasu oraz środków finansowych.
5.1 Dotychczasowy proces technologiczny
Obróbka cieplna utwardzania wydzieleniowego, stosowana do momentu
rozpoczęcia niniejszej pracy, przebiegała według schematu zilustrowanego na rysunku nr 7 –
obróbka cieplna T6. Element wypadający z kokili poddawany był niekontrolowanemu
wolnemu studzeniu w powietrzu. Po osiągnięciu temperatury pokojowej prowadziło się
Rys. 7. Schemat dotychczasowej obróbki cieplnej – przesycania oraz starzenia.
Kokila
Wygrzewanie przesycające Piec T=540˚C t=10-12h
Próbka
Wolne chłodzenie na powietrzu
Próbka
Woda T=20˚C-90˚C (brak kontroli parametru)
Próbka
Starzenie Piec T=175˚C, t=6h
Próbka
Chłodzenie poza
piecem
19
wstępną obróbkę mechaniczną odlewu, a następnie proces utwardzania wydzieleniowego.
Wsad był podgrzewany do temperatury 540ºC oraz wygrzewany w tej temperaturze od 10
do 12 godzin, aby rozpuścić związek wydzielany Mg2Si. Następnie stop chłodzono w wodzie
o temperaturze Tw=20ºC - 90ºC z szybkością większą od krytycznej w celu zapobiegnięcia
wydzielenia się równowagowej ilości składnika przesycającego. Po tych zabiegach elementy
podlegały sztucznemu starzeniu w temperaturze 175ºC w czasie 6 h. Końcowym etapem
obróbki było chłodzenie materiału poza piecem.
Tak przeprowadzona obróbka zapewniała uzyskanie mikrostruktury przedstawionej
na rysunkach 8-9 oraz właściwości wytrzymałościowych zobrazowanych wykresem (rys. 10)
i opisanych w tabeli nr 4.
Tabela nr 4
E [Mpa] Rm [Mpa] Re [Mpa] Ac [%] t [C] Rm/R0,2 Twardość
[HB]
3_1 68220 309,1 276 2,2 23 1,119928
3_2 71481 307,4 275 2,1 23 1,117818
3_3 71362 311,4 281 2,5 23 1,108185
Średnia 70354 309,3 277,3 2,3 23 95
SD 1849,34 2,01 3,21 0,21
CV 0,0263 0,0065 0,0116 0,0918
Rys. 8, Rys. 9. Mikrostruktura siluminu AlSi7Mg0,3 po utwardzaniu wydzieleniowym
20
3 zbiorczo
0,0
50,0
100,0
150,0
200,0
250,0
300,0
350,0
0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00
Odkształcenie [%]
Na
prę
że
nie
[M
Pa
]
Rys. 10. Wykresy rozciągania próbek po utwardzaniu wydzieleniowym wg dotychczasowej
technologii – T6.
Analizując mikrostruktury zamieszczone na rysunkach 8 oraz 9 łatwo zauważyć, iż składają
się one z dendrytów pierwotnego aluminium oraz eutektyki aluminiowo-krzemowej. Ponadto
kryształy eutektyczne krzemu przyjmują kształt zbliżony do kulistego. Taka postać
mikrostruktury w połączeniu z umocnieniem wydzieleniowym zapewnia uzyskanie wysokich
właściwości wytrzymałościowych przy zachowaniu dobrej plastyczności materiału.
(tabela 4).
Niestety, proces przesycania i starzenia, prowadzony w ten sposób, ma istotne
wady. Jest zbyt czasochłonny i wymaga znacznych nakładów finansowych ze względu
na chłodzenie elementów wybitych z kokili do temperatury otoczenia i następnym
dogrzewaniu do temperatury przesycania. Drugim istotnym czynnikiem jest czas procesu
wygrzewania przesycającego, trwający od 10 do 12 godzin.
21
6. Projekt technologii
Przystępując do optymalizacji procesu utwardzania wydzieleniowego, skupiono
uwagę na ograniczeniu czasu obróbki cieplnej. Po pierwsze, wyeliminowano chłodzenie
próbki po odlaniu i nagrzewanie do temperatury przesycania na rzecz bezpośredniego
nagrzania do temperatury 540ºC po wybiciu elementu z kokili. Kolejnym etapem
optymalizacji było dostosowanie czasu i temperatury przesycania. Schemat proponowanej
technologii poglądowo zobrazowano na rysunku nr 11.
Rys. 11. Schemat proponowanej technologii utwardzania wydzieleniowego stopu
AlSi7Mg0,3.
Kokila Piec T=540˚C t=?????
Woda T=20˚C
Próbka Starzenie T=175˚C T=6h Chłodzenie poza piecem
22
7. Wdrażanie technologii
Pierwszym problemem, z którym zetknięto się podczas wdrażania zmodyfikowanej
technologii, było wyznaczenie czasu, po jakim materiał osiągnie temperaturę przesycania
w całej objętości. W tym celu zastosowano modelowanie z wykorzystaniem metody
elementów skończonych.
Za pomocą pirometru optycznego Fluke 63 o zakresie stosowania od -30ºC do 550ºC
zmierzono w WSK Rzeszów temperatury odlewów wybijanych z kokili, temperaturę
ciekłego metalu oraz temperaturę samej kokili. Zestawione dane prezentuje tabela nr 5.
Ponadto zgromadzono dane literaturowe dotyczące przewodności cieplnej, gęstości, ciepła
właściwego (rys.12 – 16), jak również współczynnika wymiany ciepła w atmosferze pieca –
powietrzu (80 W/(m2K)). Charakterystyki wymienionych właściwości przedstawione
są na rysunkach 12 – 16.
Tabela nr 5. Dane temperaturowe uzyskane w WSK Rzeszów
Temperatura [ºC]
lp. kokila metal odlew
1 460 719 383
2 459 718 366
3 457 717 353
4 452 716 383
5 450 713 348
6 452 710 367
7 451 709 357
8 451 708 371
9 448 707 337
10 453 708 343
Śr 453 713 361
SD 4,00 4,65 15,91
CV 0,0088 0,0065 0,0441
23
Gęstość_ciało stałe
2,52E+00
2,53E+00
2,54E+00
2,55E+00
2,56E+00
2,57E+00
2,58E+00
2,59E+00
2,60E+00
2,61E+00
2,62E+00
2,63E+00
0 100 200 300 400 500 600 700
Temperatura [ºC]
Gęsto
ść [
g/c
m^
3]
Rys. 12. Gęstość stopu w funkcji temperatury – ciało stałe
Gęstość_ciecz
2,32E+00
2,34E+00
2,36E+00
2,38E+00
2,40E+00
2,42E+00
2,44E+00
2,46E+00
2,48E+00
2,50E+00
550 570 590 610 630 650 670 690 710 730
Temperatura [ºC]
Gęsto
ść [
g/c
m^
3]
Rys. 13. Gęstość ciekłego stopu w funkcji temperatury
24
Ciepło właściwe AlSi7Mg0,3 - ciało stałe
8,16E+02
8,66E+02
9,16E+02
9,66E+02
1,02E+03
1,07E+03
1,12E+03
1,17E+03
1,22E+03
1,27E+03
0 100 200 300 400 500 600
Temperature [ºC]
Cie
pło
wła
ćiw
e [
J/k
g*K
]
Rys. 14. Ciepło właściwe stopu w funkcji temperatury – ciało stałe
Przewodność cieplna - ciało stałe
1,78E+02
1,80E+02
1,82E+02
1,84E+02
1,86E+02
1,88E+02
1,90E+02
1,92E+02
1,94E+02
1,96E+02
0 100 200 300 400 500 600
Temperature [ºC]
Prz
ew
od
no
ść c
iep
lna
[W
/m*K
]
Rys. 15. Przewodność cieplna stopu w funkcji temperatury – ciało stałe
25
Przewodność cieplna - ciecz
6,00E+01
8,00E+01
1,00E+02
1,20E+02
1,40E+02
1,60E+02
1,80E+02
2,00E+02
550 570 590 610 630 650 670 690 710 730
Temperatura [ºC]
Prz
ew
od
no
ść c
iep
lna [
W/m
*K]
Rys. 16. Przewodność cieplna ciekłego stopu w funkcji temperatury
Dysponując modelem CAD wspornika typu T silnika samochodu Volkswagen
(rys.17,18), przystąpiono do wyznaczenia czasu, po jakim detal osiągnie temperaturę
przesycania T=540ºC na swym najgrubszym przekroju.
Rys. 17., Rys. 18. Model CAD wspornika typu T silnika samochodu VW
Przyjęto następujące warunki brzegowe:
temperatura ciekłego stopu wynosi 710ºC;
temperatura kokili 450ºC;
temperatura odlewu podczas otwarcia kokili i wybicia 360ºC;
czas od zalania do wybicia 185s;
26
po wybiciu (185s) odlew znajduje się w piecu o temperaturze 540ºC, atmosfera
powietrza
Wykorzystano następujące dane materiałowe:
geometria odlewu – rysunki 17,18;
stop aluminium: przewodność cieplna, gęstość, ciepło właściwe (rysunki 12 – 16),
współczynnik wymiany ciepła przyjęto na podstawie doniesień literaturowych jako:
80 W/( m2K).
Korzystając z programu Abaqus ver. 6.5-1 zamodelowano rozkład temperatury
w objętości analizowanego detalu. Zadana temperatura początkowa wynosiła 710ºC (por.
tabela nr 5). Pierwszym etapem modelowania było schłodzenie detalu od temperatury
ciekłego metalu: 710ºC do temperatury elementu podczas wybijania z kokili: 360ºC
oraz izotermiczne wytrzymanie w kokili przez 185 sekund przy założeniu idealnego kontaktu
między detalem a kokilą. Następnym krokiem było modelowanie bezpośredniego transportu
detalu do atmosfery pieca oraz dogrzanie do temperatury 540ºC. Celem było obliczenie,
kiedy detal osiągnie temperaturę przesycania na najgrubszym przekroju. Na rysunkach 19-32
przedstawiono rozkład temperatury elementu podczas chłodzenia odpowiednio po 7, 16, 45,
512 i 2713 sekundach podczas dogrzewania do temperatury przesycania.
27
Rys. 19. Kontur rozkładu temperatury na powierzchni etap I – temperatura cieczy
Rys. 20. Kontur rozkładu temperatury na przekroju etap I – temperatura cieczy
28
Rys. 21. Kontur rozkładu temperatury na powierzchni odlewu – chłodzenie z temperatury
ciekłego stopu do temperatury odlewu podczas wybijania
Rys. 22. Kontur rozkładu temperatury na przekroju odlewu – chłodzenie z temperatury
ciekłego stopu do temperatury odlewu podczas wybijania
29
Rys. 23. Kontur rozkładu temperatury na powierzchni odlewu – chłodzenie z temperatury
ciekłego stopu do temperatury odlewu podczas wybijania
Rys. 24. Kontur rozkładu temperatury na przekroju odlewu – chłodzenie z temperatury
ciekłego stopu do temperatury odlewu podczas wybijania
30
Rys. 25. Kontur rozkładu temperatury na powierzchni etap II – temperatura odlewu po
wybiciu
Rys. 26. Kontur rozkładu temperatury na przekroju etap II – temperatura odlewu po wybiciu
31
Rys. 27. Kontur rozkładu temperatury na przekroju odlewu – podgrzewanie od temperatury
odlewu podczas wybijania do temperatury przesycania
Rys. 28. Kontur rozkładu temperatury na przekroju odlewu – podgrzewanie od temperatury
odlewu podczas wybijania do temperatury przesycania
32
Rys. 29. Kontur rozkładu temperatury na przekroju odlewu – podgrzewanie od temperatury
odlewu podczas wybijania do temperatury przesycania
Rys. 30. Kontur rozkładu temperatury na przekroju odlewu – podgrzewanie od temperatury
odlewu podczas wybijania do temperatury przesycania
33
Rys. 31. Kontur rozkładu temperatury na powierzchni etap III – temperatura przesycania
Rys. 32. Kontur rozkładu temperatury na przekroju etap III – temperatura przesycania
34
Przeprowadzone modelowanie numeryczne procesu obróbki cieplnej doprowadziło
do wyznaczenia czasu, po jakim materiał osiągnie temperaturę 540ºC w całej objętości.
Charakterystykę tę prezentuje wykres na rysunku nr 33. Z wykresu można odczytać,
iż wymagany czas to 2300 sekund (38 minut i 20 sekund).
Zmiany temperatury w czasie
300
350
400
450
500
550
600
0 1000 2000 3000 4000 5000 6000 7000 8000
Czas [s]
Tem
pera
tura
[ºC
]
Rys. 33. Zmiany temperatury na najgrubszym przekroju elementu
35
8. Badania
Znając modelowy minimalny wymagany czas, po którym detale osiągną
temperaturę przesycania w całej objętości, zaproponowano cykl badań pozwalających na
weryfikację obliczeń. Analiza wyników uzyskanych dzięki badaniom miała na celu
weryfikację poczynionych założeń.
Pierwsza seria badań została wykonana przy zastosowaniu następujących
parametrów:
czas dogrzewania próbki w piecu o T=540ºC - 40 min
ośrodek chłodzący - woda (20-50ºC)
temperatura starzenia - 175ºC
zmienny czas wygrzewania przesycającego - patrz tabela nr 6.
Tabela nr 6. Zestawienie czasów wygrzewania przesycającego materiału dla pierwszej serii
próbek
Nr próbki Czas [min]
1_1, 1_2 15
2_1, 2_2 30
3_1, 3_2 45
4_1, 4_2 60
5_1, 5_2 120
36
9. Metodyka badań
9.1 Analiza mikrostruktury
Próbki do badań mikrostruktury zostały wycięte z części wspornika zaznaczonej
na rysunku nr 34. Następnie próbki inkludowano w żywicy akrylowej z wypełniaczem
mineralnym CEM 1000. Próbki szlifowano na mechanicznej szlifierko – polerce Szafir.
Stosowano papiery ścierne o gradacjach od P-80 do P-1200. Po szlifowaniu próbki
wypolerowano. Jako środka polerskiego użyto tlenku krzemu Silica OPS-Suspension.
Rys. 34. Wspornik typu T – model z zaznaczonym miejscem pobierania próbek do badań
mikrostruktury
Obserwacje zgładów metalograficznych przeprowadzono na mikroskopie metalograficznym
Nikon DFI przy powiększeniach obiektywu x10 oraz x20. Zdjęcia wykonano przy użyciu
pakietu oprogramowania zainstalowanego na komputerze, do którego podpięto mikroskop.
Ilościową analizę struktury materiału przeprowadzono przy użyciu programu
Micrometer®
ver. 086.b
9.2. Statyczna próba rozciągania
Statyczną próbę rozciągania przeprowadzono na dynamicznej hydraulicznej
maszynie wytrzymałościowej MTS 858 Table Top System (rys. nr 35).
37
Rys. 35. Stanowisko do badań wytrzymałościowych MTS 858
Maksymalny zakres siły wynosi 25 kN. Próbę przeprowadzono zgodnie z Polską
Normą PN-EN 10002 – 1:2004 Metale. Próba rozciągania. Metoda badania w temperaturze
otoczenia. Zmienną sterującą było przemieszczenie tłoka maszyny wytrzymałościowej.
Początkowa prędkość rozciągania wynosiła 10-2
1/sec. Do badań użyto próbek
dziesięciokrotnych o średnicy 4mm. Odkształcenie próbki mierzono za pomocą
elektromechanicznego ekstensometru o bazie wynoszącej 25mm.
9.3 Pomiary twardości
Pomiary twardości przeprowadzane były metodą Brinella. W metodzie tej w badany
materiał wciska się wgłębnik o średnicy D, pod działaniem siły F, po czym mierzy się
powierzchnię odcisku S po odciążeniu. Twardość jest liczona z następującej zależności:
HB = 0,102 F/S.
Pomiary twardości przeprowadzono twardościomierzem Zwick ZHU 2,5.
Powierzchnia próbek przed wykonaniem pomiaru została wyszlifowana papierami ściernymi
o gradacji P-80, P-120, P-320. Do pomiarów użyto kulkę o średnicy D=5 mm. Współczynnik
38
K, podobnie jak siłą obciążająca, zostały dobrane zgodnie z danymi zamieszczonymi w tabeli
nr 7.
Tabela nr 7. Charakterystyka wielkości parametrów używanych do pomiaru twardości
metodą Brinella dla różnych materiałów [9].
Wielkość siły obciążającej F w zależności od średnicy kulki D i współczynnika K
Współ-czynnik
K
Średnica kulki D [mm] Zalecenia dotyczące wyboru
współczynnika K w zależności od materiału i jego twardości
10 5 2,5 2 1
Rodzaj materiału
Twardośd HB
(HBS lub HBW)
Siła obciążająca F [N] (kG)
30 29420 (3000)
7355 (750)
1839 (187,5)
1177 (120)
294,2 (30)
Stal niezależnie od twardości oraz żeliwo i stopy Ni, Co, Ti itd. o twardości powyżej 140HB, stopy miedzi i innych metali o twardości powyżej 200 HB
96 ÷ 650
15 14710 (1500)
- - - -
Miedź i jej stopy o twardości 50 ÷ 300 HB, metale lekkie i ich stopy oraz stopy łożyskowe o twardości powyżej 50 HB
50 ÷ 325
10 9807
(1000) 2452 (250)
612,9 (62,5)
392,3 (40)
98,07 (10)
Żeliwo i stopy Ni, Co , Ti itd. o twardości poniżej 140 HB, stopy miedzi o twardości 3 do 200 HB, stopy aluminium o twardości powyżej 80 HB
32 ÷ 200
5 4903 (500)
1226 (125)
306,5 (31,25)
196,1 (20)
49,03 (5)
Miedź i jej stopy o twardości poniżej 35 HB, stopy aluminium, stopy łożyskowe oraz magnez, cynk i ich stopy o twardości 35 do 80 HB
16 ÷ 100
2,5 2452 (250)
612,9 (62,5)
153,2 (15,625)
98,07 (10)
24,52 (2,5)
Aluminium i jego stopy oraz stopy łożyskowe o twardości poniżej 35 HB
8 ÷ 50
1,25 1226 (125)
306,5 (31,25)
76,61 (8,125)
49,03 (5)
12,26 (1,25)
Ołów, cyna, stopy łożyskowe i inne metale o twardości poniżej 20 HB
4 ÷ 25
1 980,7 (100)
245,2 (25)
61,29 (6,25)
39,23 (4)
9,807 (1)
Stopy łożyskowe, cyna, ołów oraz inne metale i ich stopy o twardości poniżej 20 HB
3,2 ÷ 20
39
9.4 Skład chemiczny
Badania składu chemicznego przeprowadzono w ZM WSK Rzeszów
z wykorzystaniem spektrometru iskrowego BELEC Compact Port oraz zestawu wzorców
składu chemicznego dla stopu AlSi7Mg0,3.
40
10. Wyniki badań
10.1 Analiza mikrostruktury – mikroskopia świetlna
Mikrostruktura próbki nr 3, dla której obróbka cieplna została przeprowadzona
zgodnie z dotychczasową technologią, przedstawiona jest na rysunkach 36-37.
Rys. 36. Mikrostruktura próbki nr 3. Przesycanie 10h/540ºC. Starzenie 6h/175 ºC.
Rys. 37. Mikrostruktura próbki nr 3. Przesycanie 10h/540ºC. Starzenie 6h/175 ºC
41
W mikrostrukturze przedstawionej na rysunkach 36-37 wyróżnić można pierwotne
kryształy Al w postaci dendrytów oraz eutektykę aluminiowo – krzemową. Kształt
kryształów Al zbliżony jest do kulistego. Świadczy o tym stosunek średnic dmax/d2
eutektycznych kryształów Si, wynoszący 1,34. Średnia powierzchnia kryształów Si wynosi
A=9,78μm2, natomiast średnica d2=3,21μm.
Rys. 38. Mikrostruktura próbki 1_1 po przesycaniu 15 min/540ºC oraz starzeniu.
Rys. 39. Mikrostruktura próbki 1_1 po przesycaniu 15 min/540ºC oraz starzeniu.
42
W przypadku próbki 1_1 mikrostruktura charakteryzuje się parametrami kryształów
Si o niższych wartościach niż dla próbki nr 3. Średnia powierzchnia kryształów Si wynosi
A=2,65 μm2. Kształt ich również zbliżony jest do kulistego, gdyż dmax/d2=1,34. Ponadto,
adekwatnie do niższej powierzchni, średnia wartość średnicy d2 wynosi jedynie 1,62μm,
co jest wartością dwukrotnie niższą niż dla próbki nr 3.
Rys. 40. Mikrostruktura próbki 1_2 po przesycaniu 15 min/540ºC oraz starzeniu.
Rys. 41. Mikrostruktura próbki 1_2 po przesycaniu 15 min/540ºC oraz starzeniu.
43
Rysunki 40-41 przedstawiają mikrostrukturę po przesycaniu 15-minutowym
w temperaturze 540ºC oraz starzeniu. Są to warunki identyczne jak dla próbki 1_1. Próbka
1_2 wykazuje podobne parametry jak próbka 1_1. Powierzchnia kryształów eutektycznych
Si wynosi A=2,99 μm2, średnica d2=1,75 μm, a stosunek dmax/d2=1,34. Zatem próbki te
powinny wykazywać podobne parametry wytrzymałościowe oraz plastyczne.
Rys. 42. Mikrostruktura próbki 2_1 po przesycaniu 30 min/540ºC oraz starzeniu.
Rys. 43. Mikrostruktura próbki 2_1 po przesycaniu 30 min/540ºC oraz starzeniu.
44
Próbka 2_1 przesycana była przez 30 minut w temperaturze 540ºC. Powierzchnia
kryształów Si była w tym przypadku większa niż dla próbek serii 1_x i wynosiła A=4,31 μm2
przy średnicy d2 wynoszącej 2,1 μm oraz stosunku dmax/d2=1,34.
Rys. 44. Mikrostruktura próbki 2_2 po przesycaniu 30 min/540ºC oraz starzeniu.
Rys. 45. Mikrostruktura próbki 2_2 po przesycaniu 30 min/540ºC oraz starzeniu.
45
Próbka 2_2 charakteryzowała się większą, w porównaniu do próbki 2_1,
powierzchnią kryształów eutektycznych Si, wynoszącą A=5,52 μm2. Kształt cząstek zbliżony
był do kulistego, przy stosunku dmax/d2=1,37 i średnicy d2=2,32 μm.
Rys. 46. Mikrostruktura próbki 3_1 po przesycaniu 45 min/540ºC oraz starzeniu.
Rys. 47. Mikrostruktura próbki 3_1 po przesycaniu 45 min/540ºC oraz starzeniu..
46
Mikrostruktura próbki 3_1 charakteryzowała się, największą, wśród dotychczas
zbadanych próbek, powierzchnią kryształów eutektycznych Si, wynoszącą A=10,2 μm2.
Średnica d2 wynosiła d2=3,03 μm przy stosunku dmax/d2=1,38.
Rys. 48. Mikrostruktura próbki 3_2 po przesycaniu 45 min/540ºC oraz starzeniu.
Rys. 49. Mikrostruktura próbki 3_2 po przesycaniu 45 min/540ºC oraz starzeniu.
47
W próbce 3_2, w odróżnieniu od 3_1, zmierzono powierzchnię kryształów Si
A=5,76 μm2, czyli prawie dwukrotnie mniejszą niż dla próbki 3_1. Średnica d2 była niewiele
niższa niż dla 3_1 i wynosiła d2=2,34 μm. Obliczony stosunek dmax/d2= 1,36.
Rys. 50. Mikrostruktura próbki 4_1 po przesycaniu 60 min/540ºC oraz starzeniu.
Rys. 51. Mikrostruktura próbki 4_1 po przesycaniu 60 min/540ºC oraz starzeniu.
Średnia powierzchnia eutektycznych kryształów Si wynosiła w tym przypadku
A=4,85 μm2, średnica d2=2,17 μm, dmax/d2=1,34. Na zgładzie występują pojedyncze pory.
48
Rys. 52. Mikrostruktura próbki 4_2 po przesycaniu 60 min/540ºC oraz starzeniu.
Rys. 53. Mikrostruktura próbki 4_2 po przesycaniu 60 min/540ºC oraz starzeniu.
Rysunki 52-53 przedstawiają mikrostrukturę próbek po przesycaniu przez 60 minut
w temperaturze 540ºC. Powierzchnia eutektycznych kryształów Si wynosi A=6,74 μm2,
średnica d2=2,51 μm, dmax/d2=1,36.
49
Rys. 54. Mikrostruktura próbki 5_1 po przesycaniu 120 min/540ºC oraz starzeniu.
Rys. 55. Mikrostruktura próbki 5_1 po przesycaniu 120 min/540ºC oraz starzeniu.
W przypadku stopu przesycanego 120 minut w temperaturze 540ºC kryształy
eutektyczne krzemu wykazywały się powierzchnią A=6,75 μm2 i średnicą d2=2,59 μm. Iloraz
dmax/d2=1,32 co świadczy o kulistym kształcie kryształów.
50
Rys. 56. Mikrostruktura próbki 5_2 po przesycaniu 120 min/540ºC oraz starzeniu.
Rys. 57. Mikrostruktura próbki 5_2 po przesycaniu 120 min/540ºC oraz starzeniu.
Mikrostruktury na rysunkach 56 oraz 57 charakteryzują się niższymi wartościami
parametrów niż w przypadku próbek 5_1 (rys. 54, 55). Powierzchnia kryształów
eutektycznych Si wynosi A=4,67μm2, średnica d2=2,11 μm, a iloraz dmax/d2=1,32.
Analiza mikrostruktur zamieszczonych na rysunkach 38-57 nie daje jednoznacznych
wyników. Próbki poddawane obróbce cieplnej o takich samych parametrach wykazują często
dość rozbieżne wyniki. Wyniki najbardziej zbliżone do wielkości charakteryzujących próbkę
51
nr 3, która utwardzana była zgodnie z poprzednio stosowaną technologią, wykazuje próbka
3_1.
Zbiorcze zestawienie parametrów opisujących morfologię kryształów eutektycznych
krzemu przedstawiono w tabeli nr 8.
Tabela nr 8. Parametry opisujące morfologię kryształów eutektycznych Si.
A [μm2] d2 [μm] dmax [μm] dmax/d2
3 9,78 3,21 4,31 1,34
1_1 2,65 1,62 2,17 1,34
1_2 2,99 1,75 2,33 1,34
2_1 4,31 2,07 2,77 1,34
2_2 5,52 2,32 3,18 1,37
3_1 10,19 3,03 4,19 1,38
3_2 5,76 2,34 3,18 1,36
4_1 4,85 2,17 2,91 1,34
4_2 6,74 2,51 3,42 1,36
5_1 6,75 2,59 3,42 1,32
5_2 4,67 2,12 2,79 1,32
10.2 Statyczna próba rozciągania oraz pomiary twardości
Wyniki statycznej próby rozciągania przedstawione są na rysunkach 58-68
oraz w tabelach 9-19.
Wyniki statycznej próby rozciągania dla próbki nr 3 przyjęto jako wzór
referencyjny, do jakiego dąży się przy optymalizacji procesów utwardzania
wydzieleniowego. W toku badań stwierdzono, że próbki wykazują się dość dobrą,
spełniającą wymagania producenta, plastycznością przy zachowaniu bardzo dobrych
parametrów wytrzymałościowych.
52
3 zbiorczo
0,0
50,0
100,0
150,0
200,0
250,0
300,0
350,0
0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00
Odkształcenie [%]
Na
prę
że
nie
[M
Pa
]
Rys. 58. Wykresy rozciągania próbek stopu utwardzanego zgodnie z technologią T6
Tabela nr 9. Wartości parametrów wytrzymałościowych próbki nr 3
E
[Mpa]
Rm
[Mpa]
Re
[Mpa] Ac [%] Rm/R0,2
Twardość
[HB]
3_1 68220 309,1 276 2,2 1,119928
3_2 71481 307,4 275 2,1 1,117818
3_3 71362 311,4 281 2,5 1,108185
Średnia 70354 309,3 277,3 2,3 94,62
SD 1849,34 2,01 3,21 0,21
53
1_1 zbiorczo
0,0
50,0
100,0
150,0
200,0
250,0
300,0
350,0
0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00
Odkształcenie [%]
Na
prę
że
nie
[M
Pa
]
Rys. 59. Wykresy rozciągania dla próbek 1_1 – po przesycaniu 15 min/540ºC oraz starzeniu
Tabela nr 10. Wartości parametrów wytrzymałościowych próbek 1_1
E
[Mpa]
Rm
[Mpa]
R0,2
[Mpa] Ac [%] Rm/R0,2
Twardość
[HB]
11_1 69777 275 246 1,1 1,118
11_2 66267 262 244 0,7 1,074
11_3 67782 255 243 0,4 1,049
ŚREDNIA 67942,0 264 244,3 0,7 100,61
SD 1760,5 10,1 1,5 0,4
Wyniki uzyskane dla próbek 1_1 spełniają wymagania producenta w aspekcie
wytrzymałościowym oraz pod względem twardości (por. Tabela nr 3), niemniej jednak są
niższe od wyników uzyskanych dla próbki nr 3. Pod względem uzyskanego wydłużenia
Ac=0,7±0,4% wyniki te nie spełniają wymagań dotyczących plastyczności.
54
1_2 zbiorczo
0,0
50,0
100,0
150,0
200,0
250,0
300,0
350,0
0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00
Odkształcenie [%]
Na
prę
że
nie
[M
Pa
]
Rys. 60. Wykresy rozciągania dla próbek 1_2 - po przesycaniu 15 min/540ºC oraz starzeniu
Tabela nr 11. Wartości parametrów wytrzymałościowych próbek 1_2
E
[Mpa]
Rm
[Mpa]
R0,2
[Mpa] Ac [%] Rm/R0,2
Twardość
[HB]
12_1 67748 287 253 1,5 1,134
12_2 67654 287 247 2 1,162
12_3 71016 283 244 1,6 1,160
ŚREDNIA 68806 285,7 248 1,7 100,31
SD 1914 2,3 4,6 0,3
Podobnie, jak w przypadku próbki 1_1, wyniki parametrów wytrzymałościowych
dla próbek 2_1 są zadowalające. Znacznie lepsze, chociaż niewystarczające, są wyniki
wydłużenia. Wartość wydłużenia Ac=1,7% jest dość zbliżona do 2%. Niepokojącym jest
jednak fakt występowania tak znacznego rozrzutu wyników dla próbek poddawanych
obróbce cieplnej w tych samych warunkach.
55
2_1 zbiorczo
0,0
50,0
100,0
150,0
200,0
250,0
300,0
350,0
0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00
Odkształcenie [%]
Na
prę
że
nie
[M
Pa
]
Rys. 61. Wykresy rozciągania dla próbek 2_1 - po przesycaniu 30 min/540ºC oraz starzeniu
Tabela nr 12. Wartości parametrów wytrzymałościowych próbek 2_1
E
[Mpa]
Rm
[Mpa]
R0,2
[Mpa] Ac [%] Rm/R0,2
Twardość
[HB]
21_1 73873 295 271 0,8 1,089
21_2 66452 300 277 0,9 1,083
21_3 69594 291 272 0,6 1,070
ŚREDNIA 69973 295,3 273,3 0,8 103,61
SD 3725 4,5 3,2 0,2
Wyniki uzyskane dla próbek 2_1 podobnie, jak opisane wcześniej, spełniają
wymagania w aspekcie wytrzymałościowym oraz pod względem twardości. Wydłużenie,
wynoszące Ac=0,8±0,2%, jest zbyt niskie.
56
2_2 zbiorczo
0,0
50,0
100,0
150,0
200,0
250,0
300,0
350,0
0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00
Odkształcenie [%]
Na
prę
że
nie
[M
Pa
]
Rys. 62. Wykresy rozciągania dla próbek 2_2 - po przesycaniu 30 min/540ºC oraz starzeniu
Tabela nr 13. Wartości parametrów wytrzymałościowych próbek 2_2
E
[Mpa]
Rm
[Mpa]
R0,2
[Mpa] Ac [%] Rm/R0,2
Twardość
[HB]
22_1 71283 297 259 1,8 1,147
22_2 73753 292 259 1,3 1,127
22_3 67027 296 261 1,4 1,134
ŚREDNIA 70687,7 295 259,7 1,5 104,04
SD 3402,3 2,6 1,2 0,3
Parametry wytrzymałościowe oraz twardość próbek 2_2 są zbliżone do uzyskanych
dla próbek 2_1. Wartość wydłużenia wynosi Ac=1,5±0,3%, i jest dwukrotnie wyższa niż dla
próbek 2_1 poddawanych obróbce w tych samych warunkach.
57
3_1 zbiorczo
0,0
50,0
100,0
150,0
200,0
250,0
300,0
350,0
0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00
Odkształcenie [%]
Na
prę
że
nie
[M
Pa
]
Rys. 63. Wykresy rozciągania dla próbek 3_1 - po przesycaniu 45 min/540ºC oraz starzeniu
Tabela nr 14. Wartości parametrów wytrzymałościowych próbek 3_1
E
[Mpa]
Rm
[Mpa]
R0,2
[Mpa] Ac [%] Rm/R0,2
Twardość
[HB]
31_1 72230 266 265 0,3 1,004
31_2 69826 248 247 0,1 1,004
31_3 71641 278 269 0,4 1,033
ŚREDNIA 71232,3 264 260,3 0,3 98,95
SD 1253 15,1 11,7 0,2
Próbki 3_1 wykazywały się bardzo dużą kruchością podczas statycznej próby
rozciągania, przy wydłużeniu wynoszącym zaledwie Ac=0,3±0,2%. Parametry
wytrzymałościowe oraz twardość przyjmowały wartości na akceptowalnym poziomie.
58
3_2 zbiorczo
0,0
50,0
100,0
150,0
200,0
250,0
300,0
350,0
0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00
Odkształcenie [%]
Na
prę
że
nie
[M
Pa
]
Rys. 64. Wykresy rozciągania dla próbek 3_2 - po przesycaniu 45 min/540ºC oraz starzeniu
Tabela nr 15. Wartości parametrów wytrzymałościowych próbek 3_2
E
[Mpa]
Rm
[Mpa]
R0,2
[Mpa] Ac [%] Rm/R0,2
Twardość
[HB]
32_1 72168 293 275 0,7 1,065
32_2 69244 301 273 1,1 1,103
32_3 74995 292 277 0,6 1,054
ŚREDNIA 72135,7 295,3 275 0,8 103,92
SD 2875,6 4,9 2 0,3
Parametry wytrzymałościowe oraz twardość próbek 3_2 wykazały wartości
spełniające oczekiwania producenta. Wydłużenie do zerwania Ac po raz kolejny znacznie
odbiegło od wymaganych wartości. Próbki nie pękły jednak aż tak krucho, jak utwardzane
w tych samych warunkach próbki 3_1. Wydłużenie dla próbek 3_2 wykazało średnią wartość
Ac=0,8±0,3%.
59
4_1 zbiorczo
0,0
50,0
100,0
150,0
200,0
250,0
300,0
350,0
0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00
Odkształcenie [%]
Na
prę
że
nie
[M
Pa
]
Rys. 65. Wykresy rozciągania dla próbek 4_1 - po przesycaniu 60 min/540ºC oraz starzeniu
Tabela nr 16. Wartości parametrów wytrzymałościowych próbek 4_1
E
[Mpa]
Rm
[Mpa]
R0,2
[Mpa] Ac [%] Rm/R0,2
Twardość
[HB]
41_1 70227 298 273 1 1,092
41_2 72133 297 267 1,2 1,112
ŚREDNIA 71180 297,5 270 1,1 102,28
SD 1347,7 0,7 4,5 0,1
Wytrzymałość na rozciąganie uzyskana w statycznej próbie rozciągania,
jak i twardość próbek 4_1 spełniły minimalne wymagania stawiane przez producenta.
Wydłużenie, wynoszące Ac=1,1±0,1%, nie spełniło oczekiwań.
60
4_2 zbiorczo
0,0
50,0
100,0
150,0
200,0
250,0
300,0
350,0
0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00
Odkształcenie [%]
Na
prę
że
nie
[M
Pa
]
Rys. 66. Wykresy rozciągania dla próbek 4_2 - po przesycaniu 60 min/540ºC oraz starzeniu
Tabela nr 17. Wartości parametrów wytrzymałościowych próbek 4_2
E
[Mpa]
Rm
[Mpa]
R0,2
[Mpa] Ac [%] Rm/R0,2
Twardość
[HB]
42_1 71989 269 268 0,3 1,004
42_2 72700 283 260 0,9 1,088
42_3 71541 287 267 0,8 1,075
ŚREDNIA 72076,7 279,7 265 0,7 101,96
SD 584,5 4,5 4,4 0,3
Wartość wydłużenia dla próbek 4_2, uzyskana w statycznej próbie rozciągania,
charakteryzowała się jeszcze mniejszymi parametrami niż próbek 4_1, wynosząc
Ac=0,7±0,3%. Parametry wytrzymałościowe oraz twardość uzyskały wartości ponad
minimalne wymagania.
61
5_1 zbiorczo
0,0
50,0
100,0
150,0
200,0
250,0
300,0
350,0
0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00
Odkształcenie [%]
Na
prę
że
nie
[M
Pa
]
Rys. 67. Wykresy rozciągania dla próbek 5_1 - po przesycaniu 120 min/540ºC oraz starzeniu
Tabela nr 18. Wartości parametrów wytrzymałościowych próbek 5_1
E
[Mpa]
Rm
[Mpa]
R0,2
[Mpa] Ac [%] Rm/R0,2
Twardość
[HB]
51_1 74251 296 278 0,8 1,065
51_2 70509 297 281 0,7 1,057
51_3 75315 298 282 0,7 1,057
ŚREDNIA 73358,3 297 280,3 0,7 104,37
SD 2524,3 1,0 2,1 0,1
Próbki 5_1 wykazały się bardzo dobrymi parametrami wytrzymałościowymi
podczas statycznej próby rozciągania oraz bardzo niską plastycznością. Wydłużenie
do zerwania wyniosło zaledwie Ac=0,7±0,1%. Twardość była znacznie wyższa
od wymaganej minimalnej.
62
5_2 zbiorczo
0,0
50,0
100,0
150,0
200,0
250,0
300,0
350,0
0,00 0,50 1,00 1,50 2,00 2,50 3,00
Odkształcenie [%]
Na
prę
że
nie
[M
Pa
]
Rys. 68. Wykresy rozciągania dla próbek 5_2 - po przesycaniu 120 min/540ºC oraz starzeniu
Tabela nr 19. Wartości parametrów wytrzymałościowych próbek 5_2
E
[Mpa]
Rm
[Mpa]
R0,2
[Mpa] Ac [%] Rm/R0,2
Twardość
[HB]
52_1 71417 309 280 1,5 1,104
52_2 73334 304 275 1,6 1,105
52_3 74176 309 279 1,6 1,108
ŚREDNIA 72795,7 307,3 278 1,6 103,95
SD 1414,0 2,9 2.6 0,1
Próbki 5_2 uzyskały w statycznej próbie rozciągania parametry wytrzymałościowe
najbardziej zbliżone do tych uzyskanych dla próbki nr 3, obrabianej cieplnie zgodnie
z technologią T6. Przy okazji próbki 5_2 wykazały się najwyższym, choć
niewystarczającym, odkształceniem na poziomie Ac=1,6± 0,1%.
Dość niepokojący, a zarazem zastanawiający jest fakt, iż, w większości
przypadków, próbki po tej samej obróbce cieplnej, wykazywały znaczne odchylenia
63
od wartości średniej. Tabela nr 20 prezentuje dane dotyczące wydłużenia dla poszczególnych
próbek i uśrednione wartości dla serii próbek oraz dla wszystkich próbek obrabianych w tych
samych warunkach.
Tabela nr 20. Dane dotyczące odkształcenia próbek do zniszczenia
Nr
próbki
Odkształcenie
[%]
Wartość
średnia dla
serii [%]
Wartość średnia dla
tych samych
warunków [%]
Odchylenie
standardowe
3_1 2,2
2,27 2,27 0,21 3_2 2,1
3_3 2,5
11_1 1,1
0,73
1,22 0,60
11_2 0,7
11_3 0,4
12_1 1,5
1,70 12_2 2
12_3 1,6
21_1 0,8
0,77
1,13 0,45
21_2 0,9
21_3 0,6
22_1 1,8
1,50 22_2 1,3
22_3 1,4
31_1 0,3
0,27
0,53 0,35
31_2 0,1
31_3 0,4
32_1 0,7
0,80 32_2 1,1
32_3 0,6
41_1 1
0,73
0,70 0,34
41_2 1,2
41_3
42_1 0,3
0,67 42_2 0,9
42_3 0,8
51_1 0,8
0,73
1,15 0,46
51_2 0,7
51_3 0,7
52_1 1,5
1,57 52_2 1,6
52_3 1,6
Jak można zauważyć analizując dane z tabeli nr 20, odchylenie standardowe wartości
dla serii próbek obrabianych w tych samych warunkach, osiąga 50% wartości średniej.
W najlepszych przypadkach są to wartości oscylujące w granicach 40-50%.
64
10.3 Analiza składu chemicznego
Tabela nr 21. Skład chemiczny wszystkich próbek.
3 1_1 2_1 3_1 4_1 5_1
Cu 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01
Si 7,14 7,17 7,16 7,23 7,37 7,2
Mg 0,39 0,38 0,37 0,37 0,38 0,38
Mn 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01 0,01
Fe 0,16 0,13 0,14 0,14 0,14 0,15
Ti 0,13 0,13 0,13 0,12 0,14 0,15
Ni 0,00 0,00 0,00 0,00 0,00 0,00
Zn 0,00 0,00 0,00 0,00 0,00 0,00
Sn 0,011 0,00 0,004 0,001 0,003 0,001
Pb 0,00 0,00 0,00 0,00 0,002 0,00
Na 0,0021 0,0059 0,0049 0,0047 0,0023 0,0021
Sr 0,006 0,0088 0,084 0,0083 0,0085 0,0076
Ca 0,0004 0,0003 0,0004 0,0004 0,0004 0,0004
B 0,0006 0,00005 0,0007 0,0005 0,0008 0,0004
Analiza danych dotyczących składu chemicznego, zamieszczonych w tabeli nr 21
pozwala na wysunięcie wniosku, iż pod względem chemicznym próbki były jednorodne.
Nie zauważono istotnej różnicy w zawartości poszczególnych pierwiastków.
65
11. Zestawienie oraz omówienie wyników
Jak wynika z przedstawionego na rysunku nr 69 wykresu, wszystkie próbki
uzyskały wymaganą przez producenta twardość (zaznaczoną czerwoną przerywaną linią),
czyli minimalnie 90 HB. Próbka uzyskana ze wspornika po obróbce cieplnej T6 wykazała się
najniższą twardością w stosunku do próbek otrzymanych po optymalizacji procesów.
Twardość HB
90
92
94
96
98
100
102
104
106
-15 0 15 30 45 60 75 90 105 120 135
Czas [min]
Tw
ard
ość
[HB
]
*t = 0 min – zgodnie z technologią T6
Rys. 69. Zbiorcze zestawienie wyników twardości uzyskanych dla wszystkich próbek
W przypadku wytrzymałości na rozciąganie (rys. 70), podobnie jak w przypadku
twardości, wszystkie próbki uzyskały wymaganą przez producenta wartość 260 MPa, przy
czym najbardziej do wartości próbek po obróbce T6 zbliżyły się próbki poddane
wygrzewaniu przesycającemu w czasie 120 minut (5_1, 5_2). Najmniejszy rozrzut wyników
został uzyskany dla próbki wygrzewanej przez 30 minut (2_1, 2_2).
66
Wytrzymałość na rozciąganie
200
220
240
260
280
300
320
-15 0 15 30 45 60 75 90 105 120 135
Czas [min]
Rm
[M
pa]
*t = 0 min – zgodnie z technologią T6
Rys. 70. Zbiorcze zestawienie wyników wytrzymałości na rozciąganie uzyskanych dla
wszystkich próbek
Granica plastyczności wymagana przez producenta Re=200 MPa, również została
uzyskana w całym zestawie próbek. Podobnie jak w przypadku wytrzymałości
na rozciąganie, najbliżej wartości uzyskanych po obróbce T6 były te dla próbek
przesycanych przez 120 minut (5_1, 5_2).
Granica plastyczności
200
210
220
230
240
250
260
270
280
290
-15 0 15 30 45 60 75 90 105 120 135
Czas [min]
R0,2
[M
pa]
t = 0 min – zgodnie z technologią
Rys. 71. Zbiorcze zestawienie wyników granicy plastyczności uzyskanych dla wszystkich
próbek
67
W przypadku wydłużenia (rys. 72) żadna z próbek nie osiągnęła wartości wymaganej przez
producenta.
Wydłużenie A
0
0,5
1
1,5
2
2,5
3
3,5
4
-15 0 15 30 45 60 75 90 105 120 135
Czas [min]
A [
%]
t = 0 min – zgodnie z technologią
Rys. 72. Zbiorcze zestawienie wyników wydłużenia do zerwania uzyskanych dla wszystkich
próbek
Prawdopodobnie jest to spowodowane faktem, iż czas przeprowadzonego wygrzewania
przesycającego był we wszystkich przypadkach zbyt krótki (tmax=120 min), aby zaszła
korzystna zmiana morfologii (koagulacja oraz koalescencja) eutektycznych kryształów
krzemu.
Wielkość fazy Si
0
2
4
6
8
10
12
_3 1_1 1_2 2_1 2_2 3_1 3_2 4_1 4_2 5_1 5_2
Nr próbki
Wie
lko
ść A
d2
dmax
Rys. 73. Zbiorcze zestawienie parametrów opisujących mikrostrukturę dla wszystkich
próbek.
68
Jak można zaobserwować na rysunku nr 73, za wyjątkiem próbki 3_1, przesycanej
przez 45 minut, pozostałe wykazują się znacznie niższymi wielkościami charakteryzującymi
kryształy eutektyczne Si.
69
12. Wnioski
Przeprowadzona zoptymalizowana obróbka cieplna nie zapewnia otrzymania
właściwości wymaganych do przenoszenia obciążeń eksploatacyjnych generowanych
podczas jazdy.
Obróbka cieplna zoptymalizowana w sposób przedstawiony w niniejszej pracy
może być stosowana w przypadku detali, dla których zakładamy wysoką wytrzymałość,
twardość, przy nieznacznej plastyczności.
70
Literatura
[1] Emami A.R., Begum S., Chen D.L., Skszek T., Niu X.P., Zhang Y., Gabbianelli F, Cyclic
deformation behavior of a cast aluminium alloy, “Materials Science and Engineering”
A 516 (2009), str. 31-41
[2] Yije Z., Naiheng M., Yongkang L., Songchun L., Howei W., Mechanical properties and
damping capacity after grain refinement in A356 aluminium alloy, “Materials Letters”
59 (2005) str. 2174-2177
[3] Khomamizadeh F., Ghasemi A., Evaluation af Quality Index of A-356 Aluminium Alloy by
Microstructural Analysis, “Scientia Iranica” 11, nr 4, str. 386-389
[4] Thirugnanam A., Sukumaran K., Pillai U.T.S, Raghukandan K., Pai B.C., Effect of Mg
on the fracture characteristics of cast Al-7Si-Mg alloys, “Materials Science and
Engineering” A445-446 (2007), str 405-417
[5] Dobrzański L.A., Materiały Inżynierskie z podstawami projektowania materiałowego,
WNT, Warszawa 2006 str.693
[6] Poniewierski Z., Struktura, krystalizacja i właściwości siluminów, WNT, Warszawa 1989
[7] Cook R. „Modification of Aluminium-Silicon Foundry Alloys” str.4
[8] Estey C.M., Cockroft S.L, Maijer D.M, Hermesmann C., “Constitutive bahaviour of A356
during the quenching operation”, str 248
[9] Szummer A., Ciszewski A., Radomski T., Badania własności i mikrostruktury
materiałów, Oficyna Wydawnicza PW, Warszawa 2000