Ćwiczenie nr 2 Temat: Umocnienie wydzieleniowe stopu Al z Cu + umocnienie stali

Transkrypt

1 S t r o n a 1 Przedmiot: Badanie własności mechanicznych materiałów Autor opracowania: dr inż. Magdalena Rozmus-Górnikowska Ćwiczenie nr 2 Temat: Umocnienie wydzieleniowe stopu Al z Cu + umocnienie stali Jedną z najczęściej stosowanych metod zwiększenia wytrzymałości metali jest umocnienie cząstkami drugiej fazy. Wśród stopów umacnianych cząstkami innej fazy wyróżnia się stopy umacniane wydzieleniowo i stopy umacniane cząstkami fazy dyspersyjnej. W stopach umacnianych wydzieleniowo (utwardzanie wydzieleniowe, umocnienie przez starzenie) cząstki innej fazy uzyskuje się podczas obróbki cieplnej stopu polegającej na rozpuszczaniu, przesycaniu i starzeniu. Cechą tych stopów jest to, że ze wzrostem temperatury następuje koagulacja i rozpuszczanie się cząstek. Dlatego stopy szybko miękną ze wzrostem temperatury. Podczas starzenia z przesyconego i jednorodnego roztworu stałego wydzielają się fazy metastabilne i stabilne, a różne fazy metastabilne dają różne efekty umocnienia. Dlatego przez obróbkę cieplną można w szerokim zakresie zmieniać własności stopów umacnianych wydzieleniowo. W stopach umocnionych dyspersyjnie w miękkiej osnowie metalicznej znajdują się twarde nierozpuszczalne cząstki innej fazy. Cząstkami fazy dyspersyjnej są zwykle tlenki charakteryzujące się bardzo małą szybkością koagulacji i małą rozpuszczalnością ze wzrostem temperatury. Dlatego stopy umacniane cząstkami fazy dyspersyjnej bardzo powoli miękną ze wzrostem temperatury. Przykładami są cząstki Al 2 O 3 w Al lub Cu oraz ThO 2 w Ni. Materiały takie uzyskuje się przez utlenianie wewnętrzne lub metalurgią proszków. Ze względu na dużą stabilność cieplną stopy utwardzane dyspersyjnie zachowują dużą wytrzymałość w wysokiej temperaturze. Występująca w stopie faz ciągła, stanowiąca znaczną jego objętość, jest nazywana osnową. Tworzące się w osnowie cząstki inne fazy są nazywane wydzieleniami. Osnowa i wydzielenia umacniające powinny spełniać następujące warunki: - osnowa powinna być o dużej ciągliwości, natomiast wydzielenia twarde;

2 S t r o n a 2 - twarde wydzielenia nie powinny tworzyć ciągłej błonki po granicach ziarn osnowy, gdyż powstające w takich wydzieleniach pęknięcia mogą szybko rozprzestrzeniać się przez materiał, powodując jego zniszczenie; - cząstki wydzieleń powinny być drobne, o dużej gęstości, równomiernie rozmieszczone w objętości stopu i przynajmniej częściowo koherentne z osnową (wydzielenia koherentne to takie, na granicy których z osnową jest zachowana ciągłość płaszczyzn i kierunków krystalograficznych); - cząstki wydzieleń nie powinny mieć ostrych krawędzi, gdyż wówczas sprzyjają zarodkowaniu pęknięć. Jakie stopy można umacniać wydzieleniowo? Umacniać wydzieleniowo można tylko takie stopy, które w stanie stałym w wysokiej temperaturze mają strukturę jednofazową, natomiast w niskiej strukturę dwufazową, i w których przy niezbyt dużej szybkości chłodzenia, można uzyskać roztwór przesycony. Do najważniejszych technicznych stopów umacnianych wydzieleniowo należą stopy aluminium. Utwardzaniu wydzieleniowemu są także poddawane stopy na osnowie innych pierwiastków, np. miedzi (brązy berylowe), magnezu i tytanu. Umocnienie wydzieleniowe wykorzystuje się w niektórych stalach, np. stalach maraging. Przesycanie i starzenie: stop Al-4 % Cu Wytworzenie roztworu Stop o zawartości 4% Cu w stanie równowagi w temperaturze pokojowej składa się z dwóch faz: kryształów roztworu stałego α, stanowiącego osnowę i kryształów fazy międzymetalicznej (CuAl 2 ). W celu rozpuszczenia cząstek oraz ujednorodnienia roztworu, stop jest nagrzewany do zakresu roztworu α (powyżej linii rozpuszczalności) i wytrzymywany (rys.1). Przesycanie Po uzyskaniu jednorodnego roztworu stałego α stop jest oziębiany. Chłodzenie powinno być wystarczająco szybkie, aby nie zdążyła się wydzielić faza, tj. aby atomy Cu pozostawały w roztworze α. Otrzymany roztwór jest roztworem przesyconym ( zawiera nadmiar atomów Cu, w porównaniu ze stanem równowagi).

3 S t r o n a 3 Rys. 1. Schemat obróbki cieplnej (łącznie z tworzącymi się mikrostrukturami) powodującej umocnienie wydzieleniowe stop AlCu4 Starzenie Wytrzymywanie stopu w temperaturze otoczenia (starzenie naturalne) lub w podwyższonej temperaturze (starzenie sztuczne) w celu doprowadzenia do utworzenia wydzieleń w przesyconym roztworze. Powolne chłodzenie z zakresu jednofazowego roztworu α Podczas powolnego chłodzenia stopu zawierającego 4% Cu z zakresu jednofazowego roztworu α do temperatury otoczenia, tworzą się duże wydzielenia fazy na granicach ziarn roztworu α (rys. 2). Spowodowane takimi cząstkami umocnienie jest nieznaczne. Duże twarde cząstki na granicach ziarn powodują natomiast znaczne pogorszenie odporności na pękanie. Rys. 2. Schemat mikrostruktury stopu Al-4 % Cu po wolnym chłodzeniu z zakresu α

4 S t r o n a 4 Procesy zachodzące podczas starzenia Procesy wydzielania w niskiej temperaturze są zwykle złożone, a sekwencja wydzielania zależy od składu przesyconego roztworu i temperatury starzenia. Wydzielanie faz stabilnych jest poprzedzone tworzeniem się faz metastabilnych nazywanych fazami przejściowymi (rys. 3). Dopiero wysoka temperatura lub długie czasy starzenia powodują wydzielanie fazy stabilnej. W początkowym okresie procesu starzenia, atomy składnika rozpuszczonego (np. miedzi) rozmieszczone losowo w przesyconym roztworze tworzą obszary o zwiększonej zawartości składnika rozpuszczonego, zwane strefami Guiniera-Prestona lub w skrócie strefami GP. Strefy GP mają inny skład i mogą mieć również inne odległości międzyatomowe niż osnowa, ale istnieje ciągłość płaszczyzn i kierunków krystalicznych osnowy poprzez strefy. Strefy GP zarodkują jednorodnie w osnowie i są koherentne z osnową, przy czym płaskie powierzchnie stref są w pełni koherentne, natomiast zachowaniu koherencji w obszarach krawędzi towarzyszą duże odkształcenia sprężyste. W stopach Al-Cu strefy GP są skupiskami atomów o kształcie dysku, w innych stopach strefy te mogą przybierać kształt sferyczny lub kształt igieł. W stopach Al-Cu z wydłużeniem czasu starzenia następuje przemiana niektórych stref GP w cząstki. Cząstki, podobnie jak strefy GP, są koherentne z osnową. Wydzielenia te mają tetragonalną strukturę krystaliczną, której parametry a i b są takie same jak komórki elementarnej Al, natomiast parametr c jest znacznie większy. Wydzielenia te podobnie jak strefy GP powodują umocnienie stopu. Kolejna faza pośrednia ma także strukturę tetragonalną ale o innych parametrach niż faza. Tworzące się na dyslokacjach wydzielenia mają kształt płytek. Płaskie powierzchnie cząstek są w pełni koherentne z osnową, natomiast krawędzie są niekoherentne. Tworzenie się wydzieleń powoduje zmniejszanie się twardości stopu. Stabilna faza (Al 2 Cu) zarodkuje na granicach ziarn osnowy oraz na granicach międzyfazowych osnowa/wydzielenia. Jej granice z osnową są niekoherentne, a jej tworzenie się prowadzi zawsze do zmniejszenia twardości stopu.

5 S t r o n a 5 Rys. 3. Tworzące się fazy metastabilne i faza stabilna podczas starzenia stopów Al-Cu Wpływ wydzielania poszczególnych faz na twardość przedstawiono na rys. 4. Wydzielanie faz w procesie starzenia następuje w kolejności wzrostu ich stabilności, zatem wydzielanie każdej następnej fazy prowadzi do rozpuszczania się wydzielonej wcześniej, mniej stabilnej fazy. Wpływ temperatury i czasu starzenia na granicę plastyczności stopu AlCu4 przedstawiono na rys. 5. Z tego rysunku wynika, że z obniżeniem temperatury starzenia wydłuża się czas potrzebny do uzyskania maksymalnej wytrzymałości. Starzenie w niskiej temperaturze jest korzystne, gdyż uzyskuje się wtedy większą wytrzymałość, a ponadto jej maksimum rozciąga się na większy przedział czasowy, co ułatwia realizację procesu starzenia. Ponadto uzyskane własności są bardziej jednorodne. W procesie starzenia w wyższej temperaturze optymalne własności wytrzymałościowe osiąga się w krótszym czasie, wskutek czego warstwa powierzchniowa przedmiotu może być przestarzona, a rdzeń niedostarzony.

6 S t r o n a 6 twardość strefy GP Przestarzenie czas Rys. 4. Twardość przesyconego, a następnie starzonego stopu AlCu4 w zależności od czasu starzenia w temperaturze 150 o C Granica plastyczności, MPa Czas starzenia, h Rys. 5. Granica plastyczności przesyconego, a następnie starzonego stopu AlCu4 w zależności od czasu starzenia w różnych temperaturach Oddziaływanie dyslokacji z cząstkami Umocnienie stopów cząstkami jest rezultatem oddziaływania cząstek z dyslokacjami. Oddziaływanie zależy od wymiarów cząstek, ich wytrzymałości i odległości między nimi. Wyróżnia się dwa mechanizmy oddziaływania dyslokacji z cząstkami (rys. 6): cząstki są przecinane przez dyslokacje, cząstki są opasywane i omijane przez dyslokacje. Wydzielenia koherentne zwłaszcza małe są przecinane przez dyslokacje osnowy. Jeżeli wydzielenia nie mogą być ścięte, gdyż są na przykład zbyt twarde, to dyslokacje opasują cząstki. Po dojściu dyslokacji do cząstki zostaje ona w tym miejscu zatrzymana, ale między cząstkami może poruszać się nadal, w wyniku czego następuje wygięcie się dyslokacji, a następnie

7 S t r o n a 7 utworzenie pętli. Z chwilą powstania pętli dyslokacja uwalnia się i przemieszcza dalej, podczas gdy cząstka z utworzoną na niej pętlą dyslokacji stanowi bardziej efektywną przeszkodę dla ruchu następnych dyslokacji. Rys. 6. Oddziaływanie dyslokacji z cząstkami wydzieleń: a-c) dyslokacja przecina cząstkę, d-f) dyslokacja opasuje cząstkę (mechanizm Orowana) Aby dyslokacja mogła się przemieszczać, naprężenie działające w płaszczyźnie i kierunku poślizgu musi być wystarczająco duże do przepchnięcia dyslokacji między cząstkami. Krytyczna sytuacja występuje przy półkolistym wygięciu dyslokacji, gdyż wówczas promień krzywizny dyslokacji jest najmniejszy. W tym przypadku siła bl działająca na odcinek dyslokacji między cząstkami równoważona jest siłą 2T napięcia dyslokacji działającą na obu końcach wybrzuszenia (rys. 7). Dla takiej sytuacji, korzystając z równania: = αgb/ρ i z tego, że krytyczne naprężenie występuje, gdy ρ = L/2, otrzymujemy = 2αGb/L gdzie: b długość wektora Burgersa dyslokacji L odległość między cząstkami w płaszczyźnie poślizgu dyslokacji T napięcie dyslokacji [T = αgb 2 ] G moduł sprężystości postaciowej. Krytycznym zagadnieniem jest wyznaczenie odległości między cząstkami w płaszczyźnie poślizgu dyslokacji. Ogólnie można przyjąć, że jest ona wprost

8 S t r o n a 8 proporcjonalna do wielkości cząstek (promień r), a odwrotnie proporcjonalna do pierwiastka kwadratowego z objętości względnej cząstek f. Gb = C r 1 2 f Gdzie C - stała. Z równania tego wynika, że wzrost granicy plastyczności stopu zależy od ułamka objętościowego zajmowanego przez cząstki oraz od wielkości cząstek. Im większy ułamek objętościowy cząstek oraz im cząstki są mniejsze, tym większe umocnienie. Największe umocnienie powodują małe, wytrzymałe, gęsto rozmieszczone cząstki. Cząstki duże, ale luźno rozmieszczone w strukturze nie wywołują znacznego umocnienia. Rys. 7. Wyginanie dyslokacji pomiędzy twardymi cząstkami innej fazy. Naprężenie styczne osiąga wartość krytyczną, gdy dyslokacja jest wygięta w łuk o promieniu równym połowie odległości między cząstkami

9 S t r o n a 9 UMOCNIENIE Czyste metale, ze względu na to, że występujące w nich wiązania między atomami są metaliczne, a zatem bezkierunkowe, oraz z tego względu, że w ich strukturach krystalicznych atomy są tego samego rodzaju i są gęsto ułożone, charakteryzują się bardzo dobrą plastycznością i względnie małymi własnościami wytrzymałościowymi (np. żelazo, aluminium, miedź, złoto). Dużą wytrzymałość metali uzyskuje się poprzez ograniczenie przemieszczania się dyslokacji. Ze względu na istniejące przeszkody w ruchu dyslokacji wyróżnia się następujące rodzaje (mechanizmy) umocnienia: przez rozpuszczone atomy innego pierwiastka lub pierwiastków (umocnienie roztworowe), przez wzrost gęstości dyslokacji (umocnienie dyslokacyjne, odkształceniowe), przez cząstki innej fazy (umocnienie wydzieleniowe lub umocnienie cząstkami fazy dyspersyjnej) oraz przez rozdrobnienie ziarna. Wymienione mechanizmy można łatwo zastosować do umocnienia stali, wobec czego uzyskanie stali o odpowiednio dużej wytrzymałości jest względnie łatwe. Problemy rozpoczynają się dopiero wówczas, gdy stal oprócz wymagań wytrzymałościowych musi spełniać określone inne wymagania. Umocnienie stali Rozpuszczalność węgla w ferrycie jest bardzo mała (w temp. 20 o C wynosi ok %, a w temp. 727 o C 0,022 %), podczas gdy austenit charakteryzuje się względnie dużą rozpuszczalnością węgla (2,14 % w temp o C). Podczas chłodzenia austenitu z temperatury jego stabilności do temperatury, w której przestaje być stabilny, tworzy się mechanizmem dyfuzyjnym: ferryt ubogi w węgiel oraz węgliki, lub jeżeli szybkość chłodzenia jest duża, tworzy się mechanizmem bezdyfuzyjnym struktura krystaliczna przestrzennie centrowana przesycona atomami międzywęzłowymi w stopniu nieosiągalnym w innych stopach. Duża różnica w rozpuszczalności węgla w ferrycie i w austenicie oraz bardzo duże umocnienie roztworowe ferrytu atomami węgla są wykorzystywane do zwiększenia wytrzymałości stali przez obróbkę cieplną, nazywaną hartowaniem, i są przyczyną dużej różnorodności mikrostruktur i własności stali.

10 S t r o n a 10 Austenit przechłodzony poniżej pewnej temperatury, nazywanej temperaturą M s, ulega przemianie bezdyfuzyjnej nazywanej przemianą martenzytyczną. Produkt tej przemiany jest nazywany martenzytem. Przemiana jest bezdyfuzyjna, więc ogranicza się do zmiany struktury krystalicznej, bez zmiany składu chemicznego. Dlatego skład martenzytu jest taki sam jak austenitu, z którego się utworzył. Martenzyt w stalach jest więc powstałym dzięki bezdyfuzyjnej przemianie austenitu przesyconym roztworem węgla w żelazie α o strukturze krystalicznej tetragonalnej, przestrzennie centrowanej (jest to zdeformowana przez atomy węgla struktura krystaliczna żelaza α). Tetragonalność mierzona ilorazem c/a rośnie wraz z zawartością węgla w martenzycie c/a = 1 + 0,045 (%C). Wpływ zawartości rozpuszczonego węgla na parametr komórki austenitu i parametry a i c martenzytu przedstawiono na rys. 8. a) b) parametry komórki martenzytu, pm Rys. 8. Wpływ zawartości rozpuszczonego węgla na parametry struktury krystalicznej: a) austenitu, b) martenzytu Przemiana martenzytyczna rozpoczyna się w temperaturze M s, której położenie, podobnie jak temperatury końca przemiany M f, jest bardzo silnie zależne od składu stali. Zależność temperatur początku i końca przemiany martenzytycznej od zawartości węgla, w przypadku stali węglowej, przedstawiono na rys. 9.

11 S t r o n a 11 Rys. 9. Zależność temperatury M s i M f od zawartości węgla w stali W stalach wyróżnia się zasadniczo dwa typy martenzytów: martenzyt listwowy (masywny) i martenzyt płytkowy (zbliźniaczony lub iglasty). W martenzycie listwowym odkształcenie nie zmieniające struktury krystalicznej zachodzi jedynie w wyniku poślizgu dyslokacji, dlatego jego mikrostruktura odznacza się dużą gęstością dyslokacji, wynoszącą zwykle m -2. W przypadku martenzytu płytkowego odkształcenie nie zmieniające struktury krystalicznej jest uzyskiwane przez bliźniakowanie i poślizg, dlatego w strukturze występuje bardzo duża liczba drobnych (o grubości ok. 5 nm) bliźniaków oraz duża gęstość dyslokacji. Bliźniaki odkształcenia występują w części środkowej poszczególnych płytek martenzytu. Typ tworzącego się martenzytu zależy od zawartości węgla w stali; w stalach niskowęglowych dominuje martenzyt listwowy, natomiast w stalach wysokowęglowych martenzyt płytkowy (rys. 10). Rys. 10. Wpływ zawartości węgla rozpuszczonego w austenicie na rodzaj tworzącego się martenzytu w stali niestopowej Umocnienie martenzytu spowodowane dużą gęstością dyslokacji i rozdrobnieniem ziarna (grubość płytek martenzytu jest zwykle mniejsza niż 1 µm, a listwy są jeszcze cieńsze) jest dominujące jedynie w przypadku stali o małej zawartości węgla. W stalach wysokowęglowych przeważa umocnienie spowodowane atomami węgla w roztworze. Wpływ zawartości węgla na wytrzymałość martenzytu przedstawiono na rys. 11. Szacunkowy udział poszczególnych mechanizmów umocnienia w wytrzymałości martenzytu stali

12 S t r o n a 12 węglowej o zawartości 0,4% C jest następujący: granice ziarn 620 MPa, dyslokacje 270 MPa, węgiel w roztworze i skupiskach utworzonych podczas oziębiania 1150 MPa, inne efekty 200 MPa. Twardość martenzytu zależy głównie od zawartości węgla. Pierwiastki stopowe w zwykle stosowanych ilościach mają niewielki wpływ na twardość martenzytu lub go nie mają w ogóle. Rys. 11. Zależność umownej granicy plastyczności stali zawierającej 100 % martenzytu od zawartości węgla, wyznaczonej przy odkształceniu trwałym wynoszącym 0,6 % W procesie hartowania stali należy ją chłodzić od temperatury austenityzowania z szybkością zapewniającą ominięcie przemian w zakresie dyfuzyjnym. Ponieważ oziębianie podczas hartowania jest realizowane zwykle w ośrodkach o temperaturze otoczenia, a temperatura M f w stalach o większej zawartości węgla jest niższa od temperatury otoczenia, więc po hartowaniu takich stali pozostaje pewna ilość austenitu, która nie ulega przemianie, nazywanego austenitem szczątkowym. Zależność ilości austenitu szczątkowego od zawartości węgla w stali, po jej oziębianiu do temperatury otoczenia, przedstawiono na rys. 12. Rys. 12. Wpływ zawartości węgla na ilość austenitu szczątkowego w stali oziębianej do temperatury otoczenia

13 S t r o n a 13 Odpuszczanie Pomimo że celem hartowania jest otrzymanie twardej stali o strukturze martenzytycznej, to jednak stale bardzo rzadko są stosowane w stanie zahartowanym, gdyż szczególnie stale wysokowęglowe, mają wtedy małą odporność na pękanie i ciągliwość, a ponadto w materiale występują duże naprężenia. W celu uzyskania optymalnych własności wytrzymałościowych i ciągliwości wyroby zahartowane są odpuszczane. Podczas grzania martenzytu (odpuszczania) następuje zmniejszenie naprężeń własnych, wzrost ciągliwości i odporności na pękanie oraz zmniejszenie twardości i wytrzymałości. Cechą charakterystyczną zahartowanej stali jest znaczne odchylenie jej mikrostruktury od stanu równowagi. Martenzyt jest mocno przesycony węglem, ma dużą gęstość dyslokacji, a niekiedy również mikrobliźniaków ze względu na odkształcenie nie zmieniające struktury krystalicznej oraz dużą powierzchnię granic ziarn spowodowaną rozdrobnieniem mikrostruktury. W stali po hartowaniu występuje również austenit szczątkowy, którego ilość zależy głównie od zawartości węgla w stali, a w przypadku stali stopowych również od zawartości pierwiastków stopowych oraz naprężenia spowodowanego zmianami objętości w czasie przemiany i występującymi gradientami temperatury podczas oziębiania w procesie hartowania. Wymienione niestabilności w mikrostrukturze martenzytu powodują termodynamiczną siłę pędną przemian fazowych i zmian mikrostruktury występujących podczas odpuszczania. Przesycenie martenzytu dostarcza siły pędnej do wydzielania węglików, natomiast energia dyslokacji, mikrobliźniaków i granic ziarn stanowi siłę pędną dla zdrowienia i rekrystalizacji. Przechłodzenie austenitu szczątkowego wywołuje siłę pędną jego przemiany w ferryt i węgliki. Przy wystarczającej ruchliwości atomów te siły pędne umożliwiają zachodzenie przemian fazowych w stalach zahartowanych. Rozpatrując zjawiska zachodzące podczas odpuszczania, należy pamiętać o tym, że dyslokacje i granice ziarn są uprzywilejowanymi miejscami zarodkowania węglików, natomiast powstające węgliki utrudniają zdrowienie struktury dyslokacyjnej i rekrystalizację osnowy. W stalach węglowych zawierających poniżej 0,2% C, ze względu na wysoką temperaturę M s, czas potrzebny na oziębienie stali od M s do temperatury otoczenia jest wystarczający na to, aby już w czasie oziębiania podczas hartowania około 90% węgla oddyfundowało do dyslokacji. Odpuszczanie takich stali w temperaturze powyżej 250 o C prowadzi do wydzielania się cementytu; w temperaturze poniżej 250 o C węgliki nie wydzielają się.

14 S t r o n a 14 Procesy zachodzące w strukturze stali średnio- i wysokowęglowych podczas odpuszczania są znacznie bardziej złożone. Odpuszczanie w temperaturze poniżej 100 o C prowadzi jedynie do powstania skupisk atomów węgla bez tworzenia się węglików. W temperaturze powyżej 100 o C wyróżnia się cztery stadia odpuszczania: Pierwsze stadium odpuszczania (w zakresie temperatury o C) powstają węgliki przejściowe, a zawartość węgla w martenzycie zmniejsza się znacznie i maleje tetragonalność martenzytu. Przegrupowanie dyslokacji nie następuje, gdyż uniemożliwiają to wydzielone na nich cząstki węglików. Ilość węgla rozpuszczona w Fe, będąca w równowadze z węglikami przejściowymi, jest znacznie większa w niż w równowadze z cementytem i wynosi ok. 0,2%, dlatego w odpuszczanych stalach o zawartościach węgla mniejszych niż 0,2% nie wydzielają się węgliki przejściowe. Wydzielanie węglików przejściowych o dużej dyspersji powoduje znaczne umocnienie stali, jednak zubożenie martenzytu w węgiel prowadzi do znacznie większego jej zmiękczenia i dlatego wytrzymałość stali odpuszczanych w tym zakresie temperatury maleje. Drugie stadium odpuszczania (w zakresie temperatury o C) następuje przemiana austenitu szczątkowego w ferryt i cementyt w wyniku przemiany baintycznej. Występuje tylko w stalach o zawartości węgla większej niż 0,4%C (przy mniejszych zawartościach węgla nie ma a ustenitu szczątkowego, i nasila się ze wzrostem ilości węgla w austenicie). Przemiana ta powoduje umocnienie stali. Trzecie stadium odpuszczania (w zakresie temperatury o C) następuje wydzielanie się cementytu, rozpuszczanie się węglików przejściowych oraz dalsze zmniejszenie zawartości węgla w osnowie martenzytycznej. Zarodkowanie i wzrost cementytu odbywa się kosztem węglików przejściowych, następuje zubożenie osnowy w węgiel oraz możliwe, dzięki rozpuszczeniu się węglików przejściowych, przegrupowanie się dyslokacji. Wszystko to prowadzi do znacznego zmniejszenia wytrzymałości stali. Czwarte stadium odpuszczania (w zakresie temperatury o C) zachodzi koagulacja i sferoidyzacja cząstek cementytu oraz rekrystalizacja osnowy. Zwykle osnowa rekrystalizuje w sposób ciągły (in situ), a wzrost podziarn zależy od szybkości koagulacji cząstek cementytu znajdujących się w granicach podziarn. Nagrzanie zahartowanej stali do temperatury powyżej 727 o C powoduje tworzenie się austenitu.

15 S t r o n a 15 W stanie zahartowanym i w temperaturze otoczenia własności wytrzymałościowe stali węglowych niewiele ustępują własnościom stali stopowych, o takiej samej zawartości węgla. Istotne różnice we własnościach występują dopiero po odpuszczaniu (rys. 13) lub w podwyższonej temperaturze. Własności wytrzymałościowe stali węglowych maleją bardzo szybko wraz ze wzrostem temperatury odpuszczania. Zmiany własności stali stopowych są znacznie wolniejsze, a w przypadku stali zawierających pierwiastki o dużym powinowactwie do węgla (Mo, W, V), po odpuszczaniu w temperaturach ok. 550 o C, może występować nawet wzrost wytrzymałości. Rys. 13. Zależność twardości od temperatury odpuszczania stali niestopowej, zawierającej 0,8 % C, i stali wysokostopowej (szybkotnącej), zawierającej 0,8 % C, 18 % W, 4 % Cr i 1 % V Przemiany podczas odpuszczania stali stopowych w temperaturach niższych od o C przebiegają podobnie jak w stalach węglowych. Obecność pierwiastków stopowych powoduje jednak zmiany zakresów temperatury wydzielania się węglików i przemiany austenitu szczątkowego oraz znaczne zmniejszenie szybkości przemian. Odpuszczanie stali zawierających pierwiastki o większym powinowactwie do węgla od żelaza, w temperaturach wyższych od o C, powoduje wydzielanie się węglików stopowych. W stalach zawierających takie pierwiastki jak W, Mo i V zarodkowanie węglików stopowych zachodzi niezależnie od występujących cząstek cementytu. Węgliki tych pierwiastków zarodkują głównie na dyslokacjach, a ponieważ są bardzo drobne, więc wydzielaniu towarzyszy zwiększenie własności wytrzymałościowych stali (rys.14). Wzrost twardości spowodowany wydzielaniem się węglików stopowych jest nazywany twardością wtórną.

16 S t r o n a 16 Rys. 14. Wpływ zawartości molibdenu na zależność twardości od temperatury odpuszczania stali zawierającej 0,35% C i 0,5% Cr