W ramach zrealizowanej pracy poddano analizie odlewy z miedzi, których uszlachet-nianie odgrywa istotna rolę z punktu widzenia kształtowania pożądanej przewodności elek-trycznej, a także odpowiednich właściwości odlewniczych, użytkowych oraz mechanicznych. Przeprowadzone w pracy badania wstępne obejmowały określenie poziomu zawartości tlenu oraz przewodności elektrycznej. Wykazały one, że zadawalającą przewodność elektryczną (na poziomie ponad 50 MS/m) można uzyskać w odlewach z miedzi o szerokim zakresie zawar-tości tlenu (rys. 42). Nie uzyskano korelacji między zawarzawar-tością tlenu, a przewodnością elek-tryczną, co uniemożliwia zastosowanie tego wskaźnika jako kryterium pozwalające na ocenę jakości odlewów pod względem ich właściwości fizycznych.
Badania metalograficzne próbek wykazały, że odlewy z miedzi posiadają charaktery-styczną budowę dendrytyczną. Stwierdzono, że odlewy te mogą posiadać strukturę dendrytów kolumnowych, równoosiowych, a także strukturę zawierającą dendryty kolumnowe oraz rów-noosiowe. Badania realizowane w ramach pracy doktorskiej objęły analizę działania różnych związków i preparatów (tabela 14). Ich działanie wpływa na stan fizykochemiczny, który na-stępnie determinuje rodzaj tworzonej struktury, skłonność do tworzenia porowatości gazo-wych, właściwości fizycznych (przewodność elektryczna) oraz właściwości mechanicznych.
Mikrostruktura pierwotna
Zabiegi metalurgiczne stosowane w odniesieniu do czystej miedzi lub miedzi z niewiel-kimi dodatkami pierwiastków stopowych mają na celu, w pierwszej kolejności, uzyskanie takiej mikrostruktury, która zapewni akceptowalną przewodność elektryczną oraz odpowied-nią kombinację właściwości odlewniczych i mechanicznych. Mikrostruktura pierwotna od-grywa istotne znaczenie, gdyż poprzez aktywną rolę frontu krystalizacji odlewy będą charak-teryzowały się jednorodną bądź niejednorodną strukturą. Rola frontu krystalizacji na kształ-towanie mikrostruktury została przedstawiona w pracy [59]. Wzrastające dendryty w odle-wach zwykle powodują odpychanie cząstek faz obcych do granic ziaren lub do przestrzeni międzydendrytycznych. Decydujący wpływ ma kryterium pochłaniania cząstek [19,26]. Mi-krostrukturę odlewów z miedzi beztlenowej (zawartość tlenu < 35ppm O [17]) stanowią ko-lumnowe ziarna z niewielkim udziałem eutektyki tlenkowej α(Cu)+Cu2O. Proces odlewania miedzi prowadzi zwykle do znacznie większego poziomu tlenu w odlewach. Większa
obec-99
ność tlenu będzie skutkowała transformacją krystalizacji kolumnowej do równoosiowej (ang. columnar-to-equiaxed transition CET). Z badań własnych wynika, że poziom tlenu niezbędny do transformacji krystalizacji kolumnowej do równoosiowej wynosi około 200 ppm (rys. 50a). Tlen często powoduje występowanie wtrąceń tlenkowych, które mogą działać jako podkładki do zarodkowania kryształów [58]. Oddziaływanie tlenu może również powodować hamowanie wzrostu kryształów (ang. Growth Restriction Factor GRF) [43,51-52]. W tabeli 20 zestawiono parametry związane z hamowanie wzrostu kryształów dla pierwiastków wy-stępujących w odlewach z miedzi [43].
Z analizy danych zestawionych w tabeli 19 wynika, że tlen posiada wskaźnik hamowa-nia wzrostu kryształów na poziomie 41,13. Jest to duża wartość zważywszy na to, że wskaź-nik ten dla boru wynosi 50,74. Badania własne wykazały, że bor oraz cyrkon należą do sku-tecznych modyfikatorów. Ich działanie wydaje się przeciwstawne. Bor posiadając wysoką wartość wskaźnika hamowania zmniejsza szybkość wzrostu dendrytów fazy α(Cu), zaś cyr-kon posiadając niską wartość tego wskaźnika będzie raczej wykazywał działanie podkładko-twórcze. Wysoka zawartość tlenu w odlewach z miedzi sprzyja krystalizacji dendrytów rów-noosiowych poprzez hamowanie wzrostu kryształów. Hamowaniu wzrostu kryształów, zwłaszcza w środkowych rejonach odlewów, sprzyja również obecność porów gazowych (rys. 43). Proces odtleniania odlewów z miedzi poprzez zastosowanie magnezu spowodował transformację dendrytów równoosiowych na kolumnowe (rys. 50g). Zjawisko to zaobserwo-wano przy wytapianiu miedzi w atmosferze powietrza oraz przy wytapianiu w próżni. Ma-gnez ma silne powinowactwo do tlenu (rys. 67).
100
Tabela 19. Parametry związane z hamowanie wzrostu kryształów dla pierwiastków występu-jących w odlewach z miedzi [43]
m k m(k – 1) Tl, °C dla 0,1% Ts, °C dla 0,1 % Nb 25,70 4,218 82,69 1087,16 1085,23 B -56,23 0,098 50,74 1078,62 1014,58 O -41,86 0,017 41,13 1078,66 1064,85 Mg -30,90 0,075 28,58 1081,64 1049,52 S -23,83 0,016 23,44 1082,45 1066,85 P -23,73 0,092 21,55 1081,94 1063,02 Ca -20,38 0 20,38 1083,28 909,67 Tl -16,76 0,045 16,00 1084,38 1074,92 Si -19,80 0,376 12,35 1083,09 1080,04 Se -9,94 0 9,94 1083,91 1063,00 Y -9,13 0 9,13 1083,70 880,26 Zr -8,70 0 8,70 1083,70 1011,62 Ti -11,70 0,264 8,61 1083,42 1079,92 Sr -8,23 0 8,23 1083,80 845,20 Sn -6,20 0,064 5,80 1083,98 1075,48 Ge -8,00 0,310 5,52 1083,89 1082,24 Mn -8,68 0,397 5,23 1083,75 1082,40 Sb -5,56 0,141 4,78 1084,05 1080,83 Mo -6,02 0,218 4,71 1084,27 1084,23 In -5,55 0,203 4,42 1084,09 1081,99 Ni 6,75 1,57 3,88 1085,55 1085,31 Te -3,88 0 3,88 1084,46 1051,85 Bi -3,85 0 3,85 1083,62 999,03 Ag -4,95 0,261 3,66 1084,13 1082,82 Cr -6,54 0,489 3,34 1083,94 1083,31 Pb -3,07 0,133 2,66 1084,56 1082,58 Fe 5,15 1,447 2,30 1085,40 1085,25 Au -1,93 0,487 0,99 1084,43 1084,21 Zn -3,35 0,722 0,93 1084,54 1084,41 Pt 1,83 1,500 0,92 1084,96 1084,80 V 2,96 1,214 0,63 1084,91 1084,86 Al 0,81 1,138 0,11 1085,06 1085,04
m – współczynnik nachylenia linii likwidus, k – współczynnik rozdziału,
Tl – temperatura likwidus, Ts – temperatura solidus, T – stopień przechłodzenia.
101 Temperatura, °C S ta n d a rd o w a e n e rg ia G ib b s a , K /c a l
Rys. 67. Wykres Ellinghama-Richardsona [35]
Magnez powoduje odtlenienie miedzi wg reakcji:
Mg +CuO = MgO+Cu (51)
Z punktu widzenia hamowania wzrostu, Mg posiada wskaźnik hamowania wzrostu wynoszą-cy 28,58 (tabela 19). Z kolei wg prawynoszą-cy [61] Mg jest raczej neutralny z punktu widzenia trans-formacji krystalizacji kolumnowej w równoosiową (rys.68).
102
W
zg
lę
d
n
y
w
s
k
a
źn
ik
w
z
ro
st
u
k
o
lu
m
n
o
w
y
c
h
d
e
n
d
ry
tó
w
,
G
Liczba atomowa
Rys. 68. Zmiana względnego wskaźnika wzrostu kolumnowych dendrytów [43]
Zgodnie z podziałem Northcotta pierwiastki posiadające względny wskaźnik hamowania wzrostu ziaren kolumnowych G ≥ 13 (należą do grupy hamujących wzrost kryształów w przeciwieństwie do tych, których względny wskaźnik jest G ≤12). Analiza mikrostruktury dendrytycznej odlewów z miedzi wytapianej w piecu próżniowym wykazała, że krótki czas wytapiania nie jest wystarczający do odtlenienia miedzi, co skutkowało jej zagazowaniem. Efektem tego była krystalizacja dendrytów kolumnowych na ściankach formy, a w środkowej części wystąpiły pory gazowe i dendryty równoosiowe. W tym przypadku pory gazowe ode-grały rolę hamującą wzrost dendrytów kolumnowych. Zastosowanie dodatku Mg na poziomie 0,1-0,2 % mas. przyczyniło się do transformacji krystalizacji dendrytów równoosiowych w kolumnowe. Działanie to należy przypisać silnemu odtlenieniu. Efektem tego była elimina-cja drobnych porów gazowych i powstanie struktury ziaren kolumnowych. Warto również podkreślić, że dłuższy czas wytrzymania ciekłego metalu w próżni (30 min.) nie był skutecz-nym zabiegiem odtleniającym, czego efektem były ziarna równoosiowe w środkowej części odlewu. Jednak struktura ta zapewniła akceptowany poziom przewodności elektrycznej.
103
Przewodność elektryczna i zawartość tlenu
W ramach niniejszej pracy odlewy z czystej miedzi, miedzi z dodatkami odtleniającymi oraz modyfikującymi poddano badaniom przewodności elektrycznej. Procesy metalurgiczne prowadzono z zastosowaniem pokrycia (z prażonego węgla drzewnego) lub bez niego. Anali-za przewodności elektrycznej w odlewach jest znacznie bardziej złożona od tej w miedzi przerabianej plastycznie i dodatkowo poddanej obróbce cieplnej. Literatura związana z teorią oporu metali i stopów, nawet tych o złożonych mikrostrukturach, jest dobrze znana i opisana w dostępnej literaturze [np. 62-63]. Rozproszenie elektronów i obniżenie przewodności elek-trycznej następuje przez cząstki fazy obcej (np. Cr) jak wykazały to badania modelowe z wy-korzystaniem oprogramowania Comsol (rozdz. 6.4). Dendrytyczna struktura miedzi i jej sto-pów z niewielkimi domieszkami pierwiastków np. chromu sprzyja powstawaniu niejednorod-nego rozmieszczenia tych cząstek. Obrazuje to schemat pokazany na rys. 69.
Ciekły metal Krystalizacja
Mikrostruktura
Rys. 69. Schemat oddziaływania cząstek/porów gazowych podczas krystalizacji
Takie rozmieszczenie drobnych porów gazowych, tlenków, cząstek chromu lub innych faz ma duży wpływ na obniżenie przewodności elektrycznej odlewów z miedzi. Wykazano, że koń-cowa przewodność zależy od takich czynników jak udział faz, ich kształtu, wielkości i roz-mieszczenia.
Badania modelowe potwierdziły wyniki badań eksperymentalnych związanych z: a) akceptowalną przewodnością elektryczną odlewów o dużej porowatości gazowej, b) obniżeniem przewodności elektrycznej odlewów z układu Cu-Cr.
104
Analiza przewodności elektrycznej oraz zawartości tlenu odlewów z miedzi prowadzi do wniosków, że w badanych przypadkach nie stwierdzono ich wzajemnej korelacji. Z analizy uzyskanych danych wynika również, że odlewy z miedzi otrzymane bez zabiegów uszlachet-niających mogą posiadać odpowiednią (akceptowalną) przewodność elektryczną. Największą zawartość tlenu posiadają odlewy, które otrzymano, kiedy proces wytapiania przeprowadzano bez pokrycia ochronnego z węgla drzewnego.
Podsumowując w przedstawionych wynikach badań własnych można wyróżnić pięć za-sadniczych części, a mianowicie: pomiary przewodności elektrycznej, oznaczenie zawartości tlenu, wpływ dodatków odtleniająco-modyfikujących na mikrostrukturę i makrostrukturę od-lewów z miedzi oraz miedzi z niewielkimi dodatkami Cr, Mg, Zr i B, wpływ obróbki cieplnej na właściwości mechaniczne i przewodność elektryczną badanych odlewów, a także badania modelowe związane z analizą wpływu kształtu, wielkości i rozmieszczenia porów/cząstek w odlewach na końcowa przewodność elektryczną.
Na podstawie przeprowadzonych badań i analizy wyników można sformułować następujące wnioski końcowe:
1. Proces otrzymywania odlewów z miedzi i jej stopów z chromem jest bardzo czuły na zmienne warunki parametrów wytapiania z uwzględnieniem zabiegów uszlachetniających. Prowadzi to do niestabilnych końcowych właściwości fizycznych (przewodność elektrycz-na) oraz mechanicznych.
2. Największą zawartość tlenu posiadają odlewy, do otrzymania których wytop prowadzono bez pokrycia z prażonego węgla drzewnego. Proces utleniania zachodził także pomimo stosowania wyprażonego węgla drzewnego. Odlewy, w których zawartość tlenu była na poziomie przekraczającym 200ppm mogą spełniać wymagania minimalnej przewodności elektrycznej wynoszącej 50MS/m. Charakteryzują się one krystalizacją ziaren równoosio-wych.
3. Odlewy z miedzi mogą posiadać mikrostrukturę dendrytów kolumnowych, równoosio-wych, a także mikrostrukturę zawierającą dendryty kolumnowe oraz równoosiowe. Rodzaj struktury zależy m.in. od zawartości tlenu oraz dodatków stopowych. Proces odtleniania odlewów z miedzi poprzez zastosowanie magnezu spowodował transformację dendrytów równoosiowych na kolumnowe. Bor oraz cyrkon w tych odlewach należą do skutecznych modyfikatorów. Bor posiadając wysoką wartość wskaźnika hamowania, zmniejsza
szyb-105
kość wzrostu dendrytów fazy α(Cu), zaś cyrkon posiadając niską wartość tego wskaźnika i będzie raczej wykazywał działanie podkładkotwórcze.
4. Badania modelowe przeprowadzone przy użyciu programu Comsol wykazały, że przewod-ność elektryczna nie zależy wyłącznie od stopnia zagazowania metalu, ale także od wiel-kości, kształtu oraz rozmieszczenia porów lub faz/zanieczyszczeń obecnych w odlewach z miedzi. Przewodność elektryczna w istotny sposób zależą od rozmieszczenia porów lub faz/zanieczyszczeń, które zwykle występują podczas krystalizacji dendrytycznej miedzi i jej stopów. Kształt porów lub faz/zanieczyszczeń ma istotny wpływ na końcową przewod-ność elektryczną. Im mniejszy współczynnik kształtu (im bardziej kształt porów odbiega od kulistego) tym przewodność się elektryczna będzie mniejsza.
5. W przypadku odlewów z układu stopów Cu-Cr wykazano, że dodatek chromu w istotny sposób zmniejsza przewodność elektryczną odlewów. W badanym zakresie zawartości chromu nie stwierdzono korelacji przewodności elektrycznej odlewów z Cu-Cr z zawartością tlenu. Zastosowane zabiegi odtleniające oraz modyfikujące nie przyniosły spodziewanej poprawy przewodność elektryczną odlewów z układu stopów Cu-Cr.
6. Dodatek chromu korzystnie wpływa na podwyższenie wytrzymałości na rozciąganie oraz twardość odlewów z miedzi z dodatkiem chromu. Obróbka cieplna przyczyniła się do wy-dzielenia z przesyconego roztworu stałego α(Cu) wysokodyspersyjnych cząstek Cr co zna-lazło odzwierciedlenie w zwiększeniu parametrów wytrzymałościowych. Dodatek chromu do miedzi obniża jego plastyczność.
7. Maksymalną twardość stopu Cu-Cr0.6 uzyskano dla zadanych wartości temperatury starze-nia 450°C i 500°C, odpowiednio po 2 i 0,5 godzinie. Zmiana temperatury starzestarze-nia ma wpływ na przewodność elektryczną. Wpływ ten jest tym większy, im czas starzenia jest dłuższy. Wzrost twardości i przewodności elektrycznej po starzeniu wynika z faktu wy-dzielania większych cząstek chromu z przesyconego roztworu i równomiernego rozmiesz-czenia ich wewnątrz ziaren dendrytów pierwotnych α(Cu). Wraz ze zwiększaniem czasu starzenia, rozmiar cząstek chromu się zwiększa, czemu towarzyszy wzrost twardości do wartości maksymalnej, po czy następuję obniżenie twardości odlewu.
106
Literatura
1. ASM Specialty Handbook. Copper and Copper Alloys. Pod red. J. R. Davis Davis & Associ-ates. Wyd. ASM International, 2001.
2. Census of World Casting Production. Modern Casting, 2018, vol. 108, nr 12, 23-31. 3. Rzadkosz S.: Odlewnictwo miedzi i jej stopów. Wyd. Akapit, 2013.
4. Górny Z.: Miedź i jej stopy o wysokiej konduktywności. Wyd. Instytut Odlewnictwa, Kra-ków, 2011.
5. Nordheim V.L. Zur elecktronen Theorie der Metalle II. Ann. Phys. 1931, vol. 5, 642–678. 6. Miyake J.; Ghosh G, Fine M.E.: Design of high-strength, high-conductivity alloys. MRS
Bull. 1996, 13–18.
7. Dingle R.B.: The electrical conductivity of thin wires. Proc. R. Soc. London A 1950, vol. 201, 545–560.
8. Sondheimer E.H.: The mean-free path of electrons in metals. Adv. Phys. 1952, vol. 1, 1–42. 9. Brown R.A.: Scattering theory for crystal dislocations. J. Phys. F: Met. Phys. 1977, vol. 7,
1269–1281.
10. Brown, R.A.: Electrical resistivity of dislocations in metals. J. Phys. F: Met. Phys. 1977, vol. 7, 1283–1295.
11. Broom T.: The effect of temperature of deformation on the electrical resistivity of cold-worked metals. Proc. Phys. Soc. London B 1952, vol. 65, 871–881.
12. Dingle R.B.: The electrical conductivity of thin wires. Proc. R. Soc. London A 1950, 201, 545–560.
13. Miyake J.: Overview of connector copper alloys and technical issues. J. Jpn. Copper Brass Res. Assoc. 1997, vol. 36, 1–7.
14. Ghosh G.; Miyake J, Fine M.E.: The systems-based design of high-strength, high conductivi-ty alloys. J. Metals 1997, vol. 49, 56–60.
15. Dong Q., Shen L., Wang M., Jia Y., Li Z., Cao F., Chen C.: Microstructure and properties of Cu–2.3Fe–0.03P alloy during thermomechanical treatments. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2015, vol. 25, nr 5, 1551-1558.
16. Copper Alloys - Early Applications and Current Performance - Enhancing Processes. Pod red. Luca Collini, Wyd. In Tech, 2012.
17. Romankiewicz F.: Krzepnięcie miedzi i jej stopów. PAN Poznań, 1995. 18. Casting Copper-Base Alloy. Pod Red. M.T. Rowley, Wyd. AFS, 1984. 19. Fraś E.: Krystalizacja metali, Wyd. WNT, 2003
20. Fraś E.: Krystalizacja metali i stopów. Wyd. PWN, 1992.
107
22. Eskin D. G., Atamanenko T. V., Zhang L., Katgerman L.: On the Mechanism of Grain Re-finement by Ultrasonic Melt Treatment in the Presence of Transition Metals, w Essential Readings in Light Metals, 2010, vol. 3, 415-419.
23. Campbell J.: Elements of Metallurgy and Engineering Alloys. Wyd. ASM, 2008.
24. Li L., Bi Y., Ban C., Zhang H., LiuT., Wang X., Esling C., Cui J.: A Crystallographic Study on the Growth of Partially Faceted MnSn2 Phase during Solidification Process. Crystals 2018, vol. 8, nr 10, 380; doi:10.3390/cryst8100380.
25. Turnbull D.: Thermodynamics in Metallurgy. Wyd. ASM, 1949.
26. Stefanescu D.M.: Science and Engineering of Casting Solidification. Wyd. Springer 2015. 27. Cibula A.: Review of Metallurgical Factors Influencing the Quality of Copper and Copper
Alloy Castings. BNFMRA International Conference on the Control of the Composition and Quality of Copper and Copper Alloy Castings for Fabrication, 1967 (Düsseldorf, Germany). 28. Backerud L., Liljenvall L.M.: The Solidification Characteristics of 7 Constitutionally
Differ-ent Types of Binary Copper Alloys. INCRA Project 165, Swedish Institute for Metals Re-search, Stockholm, 1971.
29. Czekaj E.: Rafinacja gazowa i gazowo-żużlowa stopów miedzi. Materiały szkoleniowe Insty-tutu Odlewnictwa. Kraków 2000.
30. Kissling R.J., Wallace J.F.: Gases in Copper Base Alloys, Foundry, 1962, 1963.
31. Adamski, C., Rzadkosz S.: Metalurgia i odlewnictwo metali nieżelaznych. cz. 2 Stopy cynku i stopy miedzi. 1992. Skrypty Uczelniane - nr 1312.
32. Kurski K.: Miedź i jej stopy techniczne. Wyd. Śląsk, 1967, 20-21.
33. Fraś E.: Podstawy teoretyczne modyfikacji: Cz. I – metale i stopy jednofazowe. Archives of Foundry Engineering, 2010, 89–96.
34. Easton M., StJohn D.: Grain refinement of aluminium alloys: Part I. The nucleant and solute paradigms—A review of the literature. Metall. Mater. Trans. A 1999, vol. 30, 1613–1623. 35. Campbell J.: Complete Casting Handbook, Wyd. Elsevier, 2011, 255–390.
36. Cibula, A.: Grain-refining additions for cast copper alloys. J. Inst. Met. 1954, vol. 82, 513– 524.
37. Dennison J.P., Tull, E.V.: The refinement of cast grain-size in copper-aluminium alloys con-taining 7–9 per cent Aluminium. J. Inst. Met. 1957, vol. 85, 8–10.
38. Reif W., Weber, G. A.: New grain refiner for copper-zinc alloys containing 25–42% Zinc. Metall 1987, vol. 41, 1131–1137.
39. Romankiewicz, F., Glazowska I., Rybakowski M.: Kornfeinung von Kupferlegierungen. Metall 1994, vol. 48, 865–871.
40. Cziegler O., Geraseva P., Schumacher P.: Numerical and Experimental Investigation of the Influence of Growth Restriction on Grain Size in Binary Cu Alloys. Metals 2017, vol. 7, 383; doi:10.3390/met7090383.
108
41. Pang Y., Xiab C., Li Z., Xiao Z., Wei H., Sheng X., Jia Y., Chen C.: Effects of Zr and (Ni, Si) additions on properties and microstructure of Cu–Cr alloy. J Alloy Compd, 2014, vol. 5, 786-792.
42. Peng L., Xie H., Huang G., Li Y., Yin X., Feng X., Mi X., Yang Z.: The phase transfor-mation and its effects on properties of a Cu−0.12 wt% Zr alloy. Mat Sci Eng A-Struct, 2015, vol. 633, 28-34.
43. Balart M., Patel J.B., Gao F., Fan Z.: Grain Refinement of Deoxidized Copper. Metall Mater Trans A, 2016, vol. 47A, 4988-5011.
44. Henke R.: Kornfeinung von NE-Metallgußlegierungen. Gießerei-Praxis 1965, vol. 1, 14–20. 45. Couture A., Edwards J.O.: Kornfeinung von Kupfer-Sandgußlegierungen und ihr Einfluß auf
die Güteeigenschaften. Gießerei-Praxis 1974, vol. 21, 425–435.
46. Romankiewicz F., Ellerbrok R., Engler S.: Einfluß einer Kornfeinung mit Zirconium auf Er-starrungsmorphologie, Speisungsvermögen und Festigkeitseigenschaften von Messing CuZn30 und Siliciummessing CuZn15Si4. Gießereiforschung. 1974, vol. 39, 25–33.
47. Sadayappan M., Thomson J.P., Elboujdaini M., Gu G.P., Sahoo, M.: Grain Refinement of Permanent Mold Cast Copper Base Alloys. Final Report.: https://www.osti.gov/scitech/biblio/823242/.
48. Bustos O.C.: Untersuchung zur Kornfeinung von Reinst-Kupfer durch Chemische Zusätze und Deutung der Vorgänge. Ph.D. Thesis, TU Berlin, Berlin, Niemcy, 1990.
49. Gould G.C., Form G.W., Wallace J.F.: Grain Refinement of Copper, Trans. AFS, 1960, 258. 50. Kissling R.J., Wallace J.F.: Grain Refinement of Copper Alloy Castings, Foundry, June–July,
1963.
51. Easton M.A., StJohn D.H.: A model of grain refinement incorporating alloy constitution and potency of heterogeneous nucleant particles. Acta Mater. 2001, vol. 49, 1867–1878.
52. Moriceau J.: Discussion of the mechanisms of aluminum grain refining by titanium and bo-ron. Rev. L’aluminium, 1972, vol. 413, 977–988.
53. Kranc M., Sikora G., Górny M., Garbacz-Klempka A.: The Influence of Mg Additive on the Structure and Electrical Conductivity of Pure Copper Castings. Archives of Foundry Engine-ering, 2017, vol. 17, nr 4, 85-90.
54. Cho Y.H., Lee H.C., Oh K.H., Dahle A.K.: Effect of Strontium and Phosphorus on Eutectic Al-Si Nucleation and Formation of b-Al5FeSi in Hypoeutectic Al-Si Foundry Alloys. Metall Mater Trans A, 2008, vol. 39A, 2435-2448.
55. Guzik E.: Procesy uszlachetniania żeliwa. Wybrane zagadnienia. Wyd. PAN, 2001. 56. Okamoto M.: Journal of Phase Equilibria, 1992, vol. 13, nr 2, 213.
57. Fine M.E., Miyake J.: Designing with Copper Alloys. W. Handbook of Mechanical Alloy Design. Pod red. Totten G., Xie L., Funatani K., Wyd. Marcel Dekker Inc, 2004.
58. Charoenvilaisiri S., Stefanescu D.M., Ruxanda R., Piwonka T.S.: Thin Wall Compacted Graphite Iron Castings AFS Trans., 2002, vol. 110, 1113-1130.
109
59. Fraś E., Olejnik E.: Interaction between solidification front and alien phase particles. Ar-chives of Metallurgy and Materials, 2008, vol. 53, 695-702.
60. Fredriksson H., Akerlind U.: Solidification and Crystallization Processing in Metals and Al-loys. Wyd. John Wiley & Sons, Ltd., 2012.
61. Northcott L.: The influence of alloying elements on the crystallization of copper. Part I–small additions and the effect of atomic structure. J. Inst. Met., 1938, vol. 62, 101–36.
62. Rossiter P.L.: Electrical resistivity of simple metals and alloys. w The Electrical Resistivity of Metals and Alloys; Wyd. Cambridge University Press, 1987, 138–271.
63. Stanley J.K.: Electrical and Magnetic Properties of Metals; Wyd. American Society of Met-als, 1963.