Mikrostruktura i właściwości stali HS poddanej procesowi wymrażania kriogenicznego

Transkrypt

1 ALEKSANDER CISKI Mikrostruktura i właściwości stali HS poddanej procesowi wymrażania kriogenicznego WPROWADZENIE Zastosowanie wymrażania kriogenicznego wynika nie tylko z potrzeby zmniejszenia zawartości austenitu szczątkowego. Znaczenie mają również procesy zachodzące w strukturze martenzytu w zachodzących równocześnie różnych wariantach przemiany γ α z odpowiednio dobraną szybkością. Wcześniejsze badania autorów [1] świadczą o tym, że podczas wymrażania istotny wpływ na właściwości stali oprócz przemiany austenitu w martenzyt ma kinetyka wydzielania się faz umacniających, zwłaszcza nanowęglików. Wydzielenia te, obserwowane za pomocą wysokorozdzielczego transmisyjnego mikroskopu elektronowego, były identyfikowane jako koherentne lub półkoherentne węgliki o strukturze krystalicznej typu B1 [1]. Analiza przeprowadzonych doświadczeń [1, 2] potwierdza występowanie wczesnych etapów zarodkowania nanowęglików podczas nagrzewania po wymrażaniu kriogenicznym. W stalach szybkotnących z martenzytu, w przedziale od temperatury 1 C do +25 C wydzielają się koherentne węgliki lub węglikoazotki typu α' (Mo, V, Fe) 6 (C, N) 2 i V(C, N), o strukturze NaCl (B1) oraz węglik ε o składzie zbliżonym do Fe 2,4 C, niezaliczany do węglików specjalnych [3]. Mechanizm i kinetyka rozpadu martenzytu z wydzielaniem węglika ε są poznane najlepiej, gdyż wydziela się on na ogół w dodatniej temperaturze, które pozwalają na użycie szeregu metod badawczych, w tym metod rentgenograficznych. Niniejsze opracowanie jest próbą dokonania opisu zjawisk inicjowanych wymrażaniem, zachodzących w stali szybkotnącej HS podczas procesu odpuszczania, mających wpływ na podwyższenie właściwości użytkowych narzędzi. Identyfikacja zjawisk zachodzących podczas wymrażania kriogenicznego, a w szczególności zmian dokonujących się w substrukturze, strukturze dyslokacyjnej i morfologii faz uczestniczących w przemianach oraz wpływu tych zmian na właściwości mechaniczne stali szybkotnących, wydaje się być kwestią kluczową. Dokonanie opisu zjawisk inicjowanych wymrażaniem powinno umożliwić wyjaśnienie przyczyn zwiększenia trwałości eksploatacyjnej narzędzi skrawających poddanych obróbce cieplnej wykorzystującej powyższy proces. Podstawowym celem niniejszej pracy jest dokonanie analizy struktury i substruktury stali poddanej konwencjonalnej obróbce cieplnej na twardość wtórną oraz obróbce cieplnej z wymrażaniem kriogenicznym. Ponadto, celem pracy jest uzupełnienie wiedzy dotyczącej właściwości mechanicznych stali szybkotnącej HS , kształtowanych poprzez obróbkę cieplną z zastosowaniem wymrażania kriogenicznego. MATERIAŁ, METODY BADAWCZE Badania przeprowadzono na próbkach stali szybkotnącej HS o składzie chemicznym (% mas.):,93% C, 6,4% W, 5% Mo, Mgr inż. Aleksander Ciski (ciski@imp.edu.pl) Instytut Mechaniki Precyzyjnej, Warszawa 1,8% V, 4,8% Co, 4,2% Cr po obróbkach cieplnych w warunkach zestawionych w tabeli 1. Badaniach mikrostruktury i substruktury stali wykonano za pomocą wysokorozdzielczego skaningowo-transmisyjnego mikroskopu elektronowego HITACHI HD27. Do obserwacji użyto cienkich folii wykonanych z wałeczków o średnicy 3 mm. Pomiary twardości powierzchni wykonano za pomocą twardościomierza Struers DuraScan7, wykonując po 5 odcisków na każdej z próbek. Próbę odporności na zużycie wykonywano z wykorzystaniem metody 3 wałeczki-stożek na maszynie typu I-47-K-54, zgodnie z Polską Normą PN-83/H-432, wg procedury PB/2-21/LB-4. Badania wykonano przy naciskach jednostkowych 1 i 4 MPa. Jako środek smarny wykorzystano olej LUX-1 podawany z szybkością 3 kropli na minutę. Na podstawie otrzymanych wyników wykonano wykresy przebiegów zużycia liniowego w funkcji czasu tarcia próbek, z oznaczeniem wartości zużycia dla okresu zużycia ustalonego oraz podanymi wartościami intensywności zużycia I l. Pomiary udarności przeprowadzone zostały sposobem Charpy ego, wykorzystując próbki o długości 55 mm, kwadratowym przekroju poprzecznym o boku 1 mm, z karbem w kształcie litery U o głębokości 2 mm i promieniu zaokrąglenia dna karbu 1 mm. Badanie wykonano zgodnie z procedurą badawczą PB/2-1/LB-4 (edycja ) i normą PN-EN 145-1:1994 na młocie udarowym firmy Alpha, o energii początkowej wahadła wynoszącej 15 J. Statyczną próbę zginania wykonano za pomocą hydraulicznej maszyny wytrzymałościowej Instron, model 881, o zakresie siłomierza 1 kn, z prędkością,6 mm/s. W badaniach wykorzystano próbki o wymiarach ø5 9 mm. Próbę ściskania przeprowadzono na hydraulicznej maszynie wytrzymałościowej firmy Otto Wolpert-Werke model 435 o zakresie siłomierza 35 kn z prędkością ściskania,16 mm/s. Do badań użyto próbek walcowych o wymiarach ø1 18 mm. Próbę przeprowadzono zgodnie z wytycznymi zawartymi w normie PN-91/H Na podstawie wartości siły maksymalnej F c powodującej zniszczenie próbki obliczono wytrzymałość na ściskanie R c. Tabela 1. Parametry obróbki cieplnej Table 1. Parameters of heat treatment Obróbka cieplna Oznaczenie Parametry obróbki Konwencjonalna obróbka cieplna na twardość wtórną Obróbka cieplna z wymrażaniem kriogenicznym, bez odpuszczania Obróbka cieplna na twardość wtórną z wymrażaniem kriogenicznym H+O H+DCT H+DCT+O Austenityzacja (119 C), Hartowanie (N 2,,4 MPa), Odpuszczanie (56 C/2 h). Austenityzacja (119 C), Hartowanie (N 2,,4 MPa), DCT ( 18 C/24 h). Austenityzacja (119 C), Hartowanie (N 2,,4 MPa), DCT ( 18 C/24 h), Odpuszczanie (56 C/2 h). 468 INŻ YNIERIA MATERIAŁ O W A ROK XXXV

2 WYNIKI BADAŃ Mikrostruktura i substruktura stali HS Mikrotrukturę stali szybkotnącej HS , poddanej konwencjonalnej obróbce cieplnej przedstawiono na rysunku 1a. Składa się ona z osnowy martenzytu oraz wydzieleń dwóch rodzajów węglików: większych, rozmieszczonych w pobliżu i na granicach ziaren oraz mniejszych (ciemniejszych), występujących głównie wewnątrz ziaren. Można przypuszczać, że większe węgliki są węglikami typu M 6 C, natomiast mniejsze węglikami typu MC. Wielkość pierwotnego ziarna austenitu określona wg skali ASTM wynosiła 1 11 (rys. 1a). W porównaniu z konwencjonalną obróbką cieplną w wariantach obróbki z wymrażaniem, wielkość pierwotnych ziaren austenitu oraz liczba i wielkość wydzieleń węglików pierwotnych pozostała bez zmian (rys. 1b, 1c). W porównaniu z pozostałymi wariantami obróbki cieplnej zwracają uwagę wyraźnie ujawnione granice ziaren w wariancie obróbki cieplnej polegającym na hartowaniu i wymrażaniu, bez odpuszczania (rys. 1b). Może to wynikać z obecności na granicach ziaren pozostałego w mikrostrukturze austenitu szczątkowego. W porównaniu z obróbką konwencjonalną na twardość wtórną (rys. 1a) po procesach z wymrażaniem obserwuje się w mikrostrukturze większy udział ciemnych węglików, będących prawdopodobnie węglikami typu (V, W)C (rys. 1b, c). Ponadto badanie mikrostruktury stali szybkotnącej za pomocą STEM wykazało, że po obróbce cieplnej stali na twardość wtórną martenzyt ma morfologię dyslokacyjno-płytkową, częściowo zbliźniaczoną, charakteryzującą się głównie nieregularnymi granicami płytek. Procesy wymrażania długookresowego spowodowały kilkakrotne rozdrobnienie substruktury płytek martenzytu. W przypadku wariantu polegającego na hartowaniu i wymrażaniu kriogenicznym (bez odpuszczania) rozdrobnienie jest na tyle wysokie, że martenzyt można określić jako tzw. martenzyt bezstrukturalny lub skrytokrystaliczny (rys. 1b). Zastosowanie większych powiększeń (rys. 1d, e, f), ujawnia różnice w substrukturze stali poddanej różnym wariantom obróbki cieplnej. Po obróbce cieplnej na twardość wtórną bez wymrażania (rys. 1d) i z wymrażaniem (rys. 1e) na dyslokacjach są obecne globularne klastery o wymiarach kilku nanometrów, a na granicach i wewnątrz bliźniaków przemiany w martenzycie węgliki w formie płytek lub dysków w płaszczyznach {1} α ( rys. 1d, f). Porównując stan obróbki cieplnej bez odpuszczania (rys. 1e) z tymi wariantami można wnioskować, że podczas procesu odpuszczania stali następuje przekształcenie klasterów na dyslokacjach w wydzielenia płytkowe na gęsto upakowanych atomami płaszczyznach sieciowych. Twardość Pomiary twardości powierzchni HV1 (rys. 2) wykazały, że stal szybkotnąca HS w stanie konwencjonalnej obróbki cieplnej na twardość wtórną (H+O) miała twardość 865 HV1. Proces wymrażania kriogenicznego próbek hartowanych umożliwił uzyskanie większej twardości (936 HV1), co prawdopodobnie jest związane z obecnością w mikrostrukturze próbek martenzytu nieodpuszczonego, którego twardość nie została obniżona wydzieleniami węglików zmniejszających zawartość w nim węgla. W porównaniu z próbkami w stanie konwencjonalnej obróbki cieplnej na twardość wtórną próbki w stanie wymrożonym i odpuszczonym miały nieznacznie większą twardość (868 HV1). Obserwowane różnice wynikają prawdopodobnie ze zmiany morfologii kryształów martenzytu i odmiennego sposobu zachodzenia procesów koagulacji i koalescencji dyspersyjnych węglików, których zarodkowanie nastąpiło podczas wymrażania kriogenicznego. a) b) c) d) e) f) Rys. 1. Mikrostruktura próbek po obróbce cieplnej H+O (a, d), H+DCT (b, e), H+DCT+O (c, f) (tab. 1); STEM Fig. 1. Microstructure of heat treated samples in mode H+O (a, d), H+DCT (b, e), H+DCT+O (c, f) (Tab. 1); STEM Nr 6/214 I N Ż YNIERIA MATERIAŁ O W A 469

3 Uzyskana mniejsza twardość próbek wymrożonych i odpuszczonych w porównaniu z próbkami wymrażanymi bez odpuszczania jest zgodna z wynikami uzyskanymi w pracach [4] oraz [5]. W pracy [5] oceniano wpływ wymrażania kriogenicznego na twardość osiąganą podczas odpuszczania w różnej temperaturze stali szybkotnących HS6-5-2, HS , HS6-5-3 i HS Zaobserwowano przesunięcie piku twardości wtórnej do niższej temperatury. Z tego względu w celu osiągnięcia maksymalnej twardości stali szybkotnących poddanych wymrażaniu kriogenicznemu jest zasadne przeprowadzenie odpuszczania w temperaturze o około 2 C niższej. Zastosowanie podczas pomiarów twardości obciążenia 1 kg (rys. 2) spowodowało uzyskanie takich samych relacji pomiędzy twardością dla poszczególnych warunków obróbki cieplnej. Udarność Wyniki pomiarów udarności przedstawiono na rysunku 3. Porównując wariant obróbki polegający na hartowaniu, wymrażaniu i odpuszczaniu z konwencjonalną obróbką cieplną zanotowano 15% zmniejszenie udarności. Najmniejszą udarnością charakteryzowała się stal poddana wymrażaniu bez odpuszczania, co jest związane z obecnością nieodpuszczonego, a więc i kruchego, martenzytu. Zwracają uwagę znaczne rozrzuty wyników pomiarów, związane z dużą twardością stali oraz wykorzystaniem w badaniach próbek z karbem. Twardość HV1 Rys. 2. Twardość HV1 i HV 1 Fig. 2. HV1 and HV1 hardness Udarność KCU, J/cm 2 5, 4,5 4, 3,5 3, 2,5 2, 1,5 1,,5, Rys. 3. Udarność, metoda Charpy ego Fig. 3. Impact strength, Charpy method HV1 Zużycie przez tarcie Wyniki badań odporności na zużycie stali w postaci wykresów przebiegu zużycia liniowego w funkcji czasu tarcia, przedstawiono na rysunkach 4a (1 MPa) i 4b (4 MPa). We wszystkich wariantach obróbki cieplnej oraz przy obydwu naciskach jednostkowych 1 i 4 MPa, próbki charakteryzowały się zużyciem o regularnym przebiegu, przejawiającym się występowaniem zjawiska tarcia ustalonego w całej próbie tarcia, z pominięciem początkowego okresu docierania. Największą intensywność zużycia uzyskały próbki poddane konwencjonalnej obróbce cieplnej. Warianty obróbki cieplnej wykorzystujące wymrażanie kriogeniczne pozwoliły na uzyskanie znacznie mniejszych intensywności zużycia. Zmniejszenie intensywności zużycia uzyskane dla próbek wymrażanych jest związane z efektem rozdrobnienia płytek martenzytu (rys. 4). Wytrzymałość na zginanie i ściskanie Statyczna próba zginania znalazła zastosowanie dla wszystkich stali pmających twardość nie mniejszą niż 52 HRC. Próba ta umożliwia wyznaczenie właściwości wytrzymałościowych materiału (wytrzymałość na zginanie R g, R g,1, R g,2 ), zdolności materiału do odkształcenia plastycznego (strzałka ugięcia f) oraz pracy zginania (praca złamania próbki A). W praktyce typowe wykresy zginania dla stali narzędziowych szybkotnących w stanie maksymalnej twardości mają zazwyczaj charakter prostoliniowy, dlatego wystarczy rozważać tylko jedną wielkość wytrzymałość a) b) Zużycie liniowe Z l, μm Zużycie liniowe Z l, μm I l1 =,467 H+O H+DCT+O H+DCT I l1 =,278 I l1 =, I l1 =,827 Czas tarcia, min I l2 =,76 H+O H+DCT+O H+DCT I l1 =,46 I l1 =,332 I l2 =,47 I l2 =, Czas tarcia, min I l2 =,1457 I l2 =,622 I l2 =,532 Rys. 4. Przebieg zużycia liniowego w funkcji czasu tarcia przy naciskach jednostkowych 1 MPa (a) i 4 MPa (b), metoda 3 wałeczki-stożek Fig. 4. Linear wear course versus time at unit pressure of 1 MPa (a) and 4 MPa (b), 3 rollers-cone method 47 INŻ YNIERIA MATERIAŁ O W A ROK XXXV

4 na zginanie R g [6]. Analizując wyniki uzyskane w pracy [6], można stwierdzić, że próba zginania dokładniej niż próba rozciągania czy ściskania odzwierciedla wpływ czynników strukturalnych na właściwości mechaniczne stali. W pracy tej wskazano na silny wpływ nierozpuszczonych podczas austenityzowania węglików na poprawę właściwości wytrzymałościowych stali. Analizując uzyskane wyniki (rys. 5), można stwierdzić, że najmniejszą wytrzymałością na zginanie charakteryzowała się stal poddana wymrażaniu bez odpuszczania, co jest związane z obecnością nieodpuszczonego, a więc i kruchego, martenzytu. Brak natomiast różnic pomiędzy wariantami konwencjonalnej obróbki cieplnej z odpuszczaniem na twardość wtórną i wariantem polegającym na hartowaniu, kriogenicznym wymrażaniu i odpuszczaniu. Próba statycznego ściskania nie znalazła do tej pory zastosowania w badaniach stali narzędziowych o dużej twardości. W literaturze brak jest informacji o możliwości powiązania właściwości wyznaczanych w tej próbie z cechami strukturalnymi. Maksymalną wytrzymałość na ściskanie, w przypadku stali HS6-5-2 uzyskano po odpuszczaniu w temperaturze 1 C oraz 55 C [7]. Z przeprowadzonych badań w prezentowanej pracy wynika, że największą wytrzymałością na ściskanie charakteryzowała się stal poddana obróbce cieplnej z wymrażaniem bez odpuszczania (rys. 6). Zaobserwowano podobne relacje między wytrzymałością na ściskanie a sposobem obróbki jak w przypadku twardością. Wytrzymałość na zginanie R g, MPa Rys. 5. Wpływ wymrażania kriogenicznego na wytrzymałość na zginanie stali HS Fig. 5. Effect of deep cryogenic treatment on bending strength of HS steel Wytrzymałość na ściskanie R c, MPa Rys. 6. Wpływ wymrażania kriogenicznego na wytrzymałość na ściskanie stali HS Fig. 6. Effect of deep cryogenic treatment on compressive strength of HS steel ANALIZA WYNIKÓW BADAŃ Na podstawie przeprowadzonych badań stwierdzono, że procesy wymrażania kriogenicznego stali HS spowodowały kilkakrotne rozdrobnienie substruktury płytek martenzytu. W przypadku obróbki polegającej na hartowaniu i wymrażaniu (bez odpuszczania) rozdrobnienie struktury było na tyle duże, że martenzyt można określić jako tzw. martenzyt bezstrukturalny lub skrytokrystaliczny. Dzięki porównaniu substruktury próbek z wymrażanej stali po obróbce cieplnej bez odpuszczania z substrukturą próbek hartowanych, wymrażanych i odpuszczanych stwierdzono, że podczas odpuszczania stali następuje przekształcenie klasterów globul obecnych na dyslokacjach, w wydzielenia płytkowe w gęsto upakowanych atomami płaszczyznach sieciowych. W odróżnieniu od stali nieodpuszczonej w stali poddanej hartowaniu, wymrażaniu i odpuszczaniu, w obrazach TEM można zaobserwować prawie jednakowe płytki równoległe do płaszczyzny {1} α (rys. 1f). Należy jednocześnie zaznaczyć, że jednokrotne odpuszczanie na twardość wtórną stali szybkotnącej HS6-5-2 nie prowadzi do zakończenia tego procesu, bowiem podczas badań kalorymetrycznych [2] stali poddanej wymrażaniu kriogenicznemu i odpuszczaniu nadal były rejestrowane egzotermiczne efekty cieplne ujawniające procesy zarodkowania i wzrostu węglików specjalnych. Wskaźnikowanie refleksów sieci odwrotnej stali HS6-5-2 poddanej hartowaniu i wymrażaniu potwierdziło natomiast, że wydzielające się podczas ogrzewania od temperatury ciekłego azotu do temperatury pokojowej węgliki mają strukturę typu B1 [2]. Rozdrobnienie wielkości ziaren martenzytu powoduje równomierne rozmieszczenie wydzielających się nanowęglików w objętości stali. W porównaniu ze stalą poddaną konwencjonalnej obróbce cieplnej podczas badań dyfrakcyjnych TEM stali HS6-5-2 poddanej obróbce cieplnej na twardość wtórną z wymrażaniem w odniesieniu do stali poddanej konwencjonalnej obróbce cieplnej zaobserwowano większą intensywność refleksów od węglików, co może sugerować występowanie ich w większej ilości, a także przesunięcie etapów zarodkowania i wzrostu faz węglikowych w procesie odpuszczania do niższej temperatury [2]. Opisane zmiany w mikrostrukturze i substrukturze osnowy materiału oraz w sposobie wydzielania się faz umacniających w wymrażanych stalach szybkotnących znajdują odzwierciedlenie w poprawie odporności na zużycie przez tarcie. Duże rozdrobnienie ziarna w stalach szybkotnących poddanych wymrażaniu kriogenicznemu różnicuje je pod względem poziomu zmagazynowanej energii. W materiale drobnoziarnistym odkształcenie plastyczne wymaga wielokrotnych poślizgów w kilku układach płaszczyzn i kierunków krystalograficznych, umożliwiając zmianę kształtu przy zachowaniu spójności materiału. Mikrostruktura drobnokrystaliczna może być poddana bardziej złożonemu odkształceniu, ponieważ każde ziarno znajduje się w ciasnym styku z innymi odkształconymi ziarnami o przypadkowej orientacji [8]. Przesunięcie etapu zarodkowania i wzrostu faz węglikowych w stalach szybkotnących poddanych wymrażaniu kriogenicznemu może powodować przesunięcie piku największej twardości wtórnej, osiąganej dzięki wydzielaniu się węglików pierwiastków stopowych koherentnych z osnową martenzytyczną, do niższej temperatury. Może to prowadzić do uzyskania po odpuszczaniu mniejszej twardości, niż dla stali niewymrożonej, co zaobserwowano podczas pomiarów twardości (rys. 2). Przesunięcie piku twardości wtórnej na krzywych odpuszczania wymrażanej stali szybkotnącej do mniejszych wartości zostało zaobserwowane również przez autorów pracy [4]. Z tego względu w celu osiągnięcia maksymalnej twardości stali jest zalecane przeprowadzenie odpuszczania w temperaturze o około 2 C niższej, niż wynikałoby to z krzywej odpuszczania wyznaczonej dla stali niewymrożonej. Nr 6/214 I N Ż YNIERIA MATERIAŁ O W A 471

5 Stwierdzono, że najmniejszą wytrzymałością na zginanie charakteryzowała się stal poddana wymrażaniu bez odpuszczania, co jest związane z obecnością nieodpuszczonego, a więc i kruchego, martenzytu. Nie zaobserwowano natomiast większych różnic pomiędzy konwencjonalną obróbką cieplną z odpuszczaniem na twardość wtórną, a wariantem polegającym na hartowaniu, kriogenicznym wymrażaniu i odpuszczaniu. Niewielkie zwiększenie wytrzymałości na zginanie w porównaniu z konwencjonalną obróbką cieplną było obserwowane natomiast przez autorów pracy [9] dla próbek wykonanych ze stali HS18--1 (wzrost o 17,6%) oraz HS6-5-2 (wzrost o 11,5%) poddanych procesowi austenityzacji (odpowiednio, w temp. 128 C i 125 C), hartowania, wymrażania (w temperaturze 196 C przez 24 h) oraz trzykrotnego odpuszczania (w temperaturze 56 C). Należy zaznaczyć, że zastosowane przez autorów pracy [9] parametry obróbki cieplnej w istotny sposób odbiegały od parametrów zastosowanych podczas obróbki cieplnej stali HS Prawdopodobnie znacznie wyższa temperatura austenityzacji wpłynęła na wiekszy stopień nasycenia osnowy (austenitu, martenzytu) pierwiastkami stopowymi, wielkość wyjściowego ziarna austenitu i jego skład chemiczny, a następnie na substrukturę martenzytu i obecnych w nim pierwotnych i wtórnych faz węglikowych. Zastosowane przez autorów wspomnianej pracy trzykrotne procesy odpuszczania pozwoliły natomiast na doprowadzenie do końca procesów wydzieleniowych, które nie zostały zakończone podczas odpuszczania stali szybkotnącej HS , będącej przedmiotem niniejszego opracowania. Próba statycznego ściskania pozwoliła na uzyskanie zbliżonych zależności wytrzymałości na ściskanie od wariantu przeprowadzonej obróbki cieplnej, jak w przypadku pomiarów twardości powierzchni stali. Trudno jednak w tym przypadku powiązać właściwości wyznaczane w tej próbie z cechami strukturalnymi i zjawiskami zachodzącymi podczas odpuszczania. Równie trudne jest powiązanie zjawisk zachodzących podczas procesów obróbki cieplnej z udarnością stali. Uzyskane wyniki są niespójne z wynikami otrzymanymi przez autorów pracy [9], w której zanotowano znaczne zwiększenie udarności stali szybkotnącej. Rozważając wpływ wymrażania na udarność stali opisany w tej pracy, należy jednak mieć na uwadze istotne różnice pomiędzy parametrami obróbki cieplnej, tak jak w przypadku badań wytrzymałości na zginanie. WNIOSKI Właściwości mechaniczne wymrażanych stali szybkotnących są ściśle związane ze zjawiskami zachodzącymi podczas podgrzewania materiału od temperatury ciekłego azotu do temperatury pokojowej oraz następnego odpuszczania. Opisywane zjawiska są związane z procesami rozpadu martenzytu, zmianą morfologii kryształów oraz rozdrobnieniem podziaren martenzytu, a także procesami wydzieleniowymi ze zmienionej osnowy znacznych ilości równomiernie rozłożonych nanowęglików. Przeprowadzone badania prowadzą do następujących wniosków: rozdrobnienie podziaren martenzytu uzyskiwane dzięki procesowi wymrażania kriogenicznego wpływa na równomierne rozmieszczenie w objętości stali wydzielających się podczas odpuszczania nanowęglików, co prowadzi do poprawy odporności na zużycie przez tarcie stali szybkotnącej HS , procesy wydzieleniowe zachodzące podczas odpuszczania stali szybkotnącej nie zostają zakończone po jednokrotnym odpuszczaniu, należy się spodziewać, że wielokrotne (np. 3-krotne) odpuszczanie będzie prowadzić do dalszej poprawy odporności na zużycie przez tarcie, przesunięcie do niższej temperatury etapu zarodkowania i wzrostu faz węglikowych w stali szybkotnącej poddanej wymrażaniu kriogenicznemu może powodować przesunięcie piku największej twardości wtórnej do niższej temperatury; w celu osiągnięcia maksymalnej twardości stali wymrażanej jest zalecane przeprowadzenie odpuszczania w temperaturze o około 2 C niższej, niż wynikałoby to z krzywej odpuszczania wyznaczonej dla stali niewymrożonej. LITERATURA [1] Jeleńkowski J., Ciski A., Babul T.: Effect of deep cryogenic treatment on substructure of HS6-5-2 high speed steel. Journal of Achievements in Materials and Manufacturing Engineering 43 (1) (21) [2] Jeleńkowski J., Wach P., Ciski A., Babul T.: Porównanie zmian w substrukturze stali X153CrMoV12 po obróbce cieplnej bez i z głębokim wymrażaniem. Inżynieria Materiałowa 6 (19) (212) [3] Wierszyłłowski I., Samolczyk J., Wieczorek S., Andrzejewska E., Marcinkowska A.: The influence of deep cryogenic treatment on transformations during tempering of quenched D2 steel studies of XRD, structures, DSC, dilatometry, hardness and impact energy. Obróbka Plastyczna Metali XIX (2) (28) [4] Kelkar R., Nash P., Zhu Y.: Understanding the effects of cryogenic treatment on M2 tool steel properties. Heat Treating Progress 7 (27) [5] Pellizzari M.: Influence of deep cryogenic treatment on the properties of conventional and PM high speed steels. Trattamenti Termici, La Metallurgia Italiana (28) [6] Pacyna J., Mazur. J.: Zastosowanie metody liniowo-sprężystej mechaniki pękania i próby statycznego zginania do oceny ciągliwości stali szybkotnących. Mechanik (7) (1982) [7] Żmihorski E.: Stale narzędziowe i obróbka cieplna narzędzi. WNT, Warszawa (1976). [8] Jeleńkowski J., Tacikowski J., Ciski A., Wach P., Babul T.: Substruktura i odporność na zużycie przez tarcie stali narzędziowych wymrażanych w procesach obróbki cieplnej. Inżynieria Powierzchni (3) (213) [9] Yun D., Xiaoping L., Hongshen X.: Deep cryogenic treatment of highspeed steel and its mechanism. Heat Treatment of Metals (3) (1998) INŻ YNIERIA MATERIAŁ O W A ROK XXXV