PRACA DYPLOMOWA MAGISTERSKA

Transkrypt

1 POLITECHNIKA WARSZAWSKA WYDZIAŁ INŻYNIERII MATERIAŁOWEJ PRACA DYPLOMOWA MAGISTERSKA IMIĘ I NAZWISKO AUTORA PRACY DYPLOMOW EJ: Jarosław Chodkowski TEMAT: Wpływ warunków hartowania izotermicznego na właściwości użytkowe stali bainitycznych na przykładzie obróbki cieplnej stali typu ŁH15 SUBJECT: Effect of isothermal hardening conditions on the properties of bainitic steel the case of heat treatment steel ŁH15 NR ALBUMU: PROMOTOR: dr hab. inż. Krzysztof Rożniatowski ZAKŁAD PROJEKTOWANIA MATERIAŁÓW WARSZAWA 2011

2 SPIS TREŚCI I. Studium Literaturowe Wstęp Obróbka cieplna.7 3. Związek obróbki cieplnej z przemianami fazowymi.9 4. Przemiany fazowe Przemiany stali przy nagrzewaniu Przemiany stali w czasie chłodzenia Przemiana martenzytyczna Przemiana bainityczna Wpływ struktury na właściwości stopów Hartowanie Pierwiastki stopowe i domieszki Opis działania projektu Podsumowanie II. Część eksperymentalna Cel i teza pracy Metodyka badań Materiał użyty do badań Mikrotwardość badana metodą Vickersa Mikrotwardość badana na urządzeniu Hysitron Mikroskopia świetlna Skaningowy mikroskop elektronowy (SEM) Badania statycznej wytrzymałości na rozciąganie Badania zmęczeniowej wytrzymałości stykowej Wyniki badań i analiza Wyniki mikrotwardości mierzonej metodą Vickersa Wyniki mikrotwardości mierzonej na urządzeniu Hysitron Zdjęcia mikrostruktur z mikroskopu optycznego i skaningowego Wyniki statycznej próby rozciągania

3 3.5 Wyniki badania zmęczeniowej wytrzymałości stykowej oraz geometrii powierzchni wałków po teście zużyciowym III. IV. Podsumowanie Wnioski V. Literatura

4 I. Studium Literaturowe 1. Wstęp Struktura materiałów, w szczególności metalicznych, wywiera znaczny wpływ na ich właściwości. Stosując procesy technologiczne zmieniające strukturę materiału, można w pewnych granicach celowo kształtować jego właściwości. Należy zwrócić uwagę na fakt, że wyraźną zależność od struktury wykazują właściwości mechaniczne, elektryczne, magnetyczne i odporność na korozję, natomiast zależność od struktury pozostałych właściwości np. cieplnych jest pomijalna (rys.1 i rys.2). Rysunek. 1. Ruda Żelaza [5] Rysunek. 2. Kadr z filmu Ironman [6] Najpopularniejszym sposobem kształtowania własności stopów metali jest obróbka cieplna. Polska norma PN-76-H/ obróbkę cieplną definiuje jako proces technologiczny, w wyniku którego zmienia się własności mechaniczne i fizykochemiczne metali i stopów w stanie stałym, przede wszystkim przez wywołanie zmian strukturalnych będących głównie funkcją temperatury, czasu oraz działania środowiska"[7]. Można powiedzieć ogólnie, że obróbka cieplna jest sposobem wykorzystującym przemiany aktywowane cieplnie, jakie zachodzą w metalach, w celu osiągnięcia wymaganych właściwości mechanicznych czy fizykochemicznych, o ile nie jest celem zmiana składu chemicznego przypowierzchniowej warstwy metalu. Jej podstawą są głównie zmiany strukturalne zachodzące w stopach pod wpływem przemian alotropowych 4

5 i zmiany wzajemnej rozpuszczalności składników w stanie stałym. Warunkiem możliwości stosowania szeregu rodzajów obróbek cieplnych jest więc konieczność aby przynajmniej jeden ze składników stopu był polimorficzny lub posiadał zmienną rozpuszczalność innego składnika w stanie stałym. Nie zawsze jednak spełnienie któregoś z wymienionych warunków w określonym stopie i po zastosowaniu do niego obróbki cieplnej musi skutkować opłacalnym efektem. Istotą obróbki cieplnej w sensie czynności praktycznych jest nagrzewanie stopumetalu z określoną prędkością do założonej temperatury, wygrzanie w tej temperaturze w wymaganym czasie i chłodzenie z różnymi prędkościami. Te cząstkowe okresy obróbki nazywa się zabiegami a cały ich zespół nosi nazwę operacji. Warto odnotować, że w naszym kręgu cywilizacji pewne obróbki cieplne stosowano do stali już ponad 2OOO lat temu, o czym mówią zapiski greckie (Pliniusz 23 r.pne.) Świadczy to o istotnej potrzebie człowieka uzyskiwania coraz lepszych właściwości materiałów, z których wytwarza się przedmioty użytkowe (rys. 3). Rysunek. 3. Kuźnia [8] Odpowiedzią na zapotrzebowanie otrzymywania materiałów o coraz lepszych właściwościach jest niniejsza praca będąca elementem składowym jednego z nowatorskich działań prowadzonych przez Wydział Inżynierii Materiałowej Politechniki Warszawskiej. Jest to projekt rozwojowy zatytułowany: System do wyznaczania optymalnej temperatury 5

6 hartowania z wykorzystaniem metody emisji akustycznej zmierzający do opracowania urządzenia służącego do realizacji powyższego założenia. Rezultatem badań objętych projektem będzie system składający się ze stanowiska umożliwiającego pomiar sygnałów emisji akustycznej podczas hartowania oraz procedury badania, analizy i interpretacji otrzymanych wyników. Aby uzyskać założony efekt końcowy planowano wykonać szereg pośrednich działań jak na przykład: budowa stanowiska do hartowania izotermicznego z jednoczesną rejestracją sygnałów emisji akustycznej, określenie aktywności i intensywności akustycznej przemian fazowych podczas hartowania izotermicznego, wyznaczenie parametrów akustycznych oraz charakterystyk czasowych i częstotliwościowych fal sprężystych powstających podczas przemiany, scharakteryzowanie mikrostruktury i właściwości stali przed i po procesie hartowania izotermicznego, określenie korelacji pomiędzy parametrami sygnałów emisji akustycznej (EA) a mikrostrukturą i właściwościami stali, stworzenie systemu do określania optymalnej temperatury hartowania izotermicznego bazującego na analizie sygnałów EA. Niniejsza praca dyplomowa jest realizacją jednego z powyżej wymienionych etapów. Poświęcona jest analizie właściwości badanego materiału, czyli stali typu ŁH15, poddanego obróbce cieplnej prowadzonej w różnych warunkach. Otrzymane wyniki posłużą w dalszej kolejności do określenia korelacji pomiędzy parametrami sygnałów emisji akustycznej a właściwościami mechanicznymi. Do badań została wykorzystana stal z gatunku stali łożyskowych ŁH15, a to ze względu na jej skład chemiczny, dzięki któremu świetnie nadaje się do typu obróbek, jakim poddane były próbki. W rezultacie uzyskano dość wyraźne wyniki aktywności i intensywności akustycznej przemian fazowych zachodzących w próbkach. Dodatkowo w obróbce otrzymano materiał o interesujących właściwościach mechanicznych. Prace badawcze przeprowadzane w ramach tego zagadnienia objęły badania mikrotwardość metodą Vickersa oraz przeprowadzone na urządzeniu Hysitron, badania statycznej wytrzymałości na rozciąganie oraz badania zmęczeniowej wytrzymałości stykowej. 6

7 2. Obróbka cieplna Ze względu na czynniki wpływające na kształtowanie struktury oraz właściwości metali i stopów można wyróżnić następujące rodzaje obróbki cieplnej: obróbkę cieplną zwykłą, obróbkę cieplno-chemiczną, obróbkę cieplno-mechaniczną (zwaną także obróbką cieplno-plastyczną), obróbkę cieplno-magnetyczną. Rysunek 4. Schemat przedstawiający rodzaje obróbki cieplnej [1] 7

8 Podstawowymi parametrami, które decydują o przemianach fazowych są: szybkość nagrzewania, temperatura wygrzewania, czas nagrzewania, wygrzewania i chłodzenia oraz szybkość chłodzenia w zależności od temperatury wygrzewania (rys. 5). Nagrzewanie i chłodzenie materiału może przebiegać w sposób ciągły lub stopniowy. Podczas nagrzewania stopniowego rozróżnia się: podgrzewanie - nagrzewanie do temperatury pośredniej i dogrzewanie - nagrzewanie do temperatury wygrzewania. Podobnie podczas chłodzenia stopniowego wyróżniamy pojęcia: podchładzanie - chłodzenie do temperatury pośredniej oraz wychładzanie - chłodzenie do temperatury końcowej. Chłodzenie powolne (w piecu, spokojnym powietrzu) nazywamy studzeniem, natomiast chłodzenie szybkie (w wodzie, oleju) nazywamy oziębianiem. Temperatura Nagrzewanie Wygrzewanie Chłodzenie Czas Rysunek 5. Podstawowe etapy obróbki cieplnej 8

9 3. Związek obróbki cieplnej z przemianami fazowymi Aby do danego stopu można było stosować poszczególne rodzaje obróbki cieplnej, np. operacje hartowania i odpuszczania lub przesycania i starzenia, powinny zachodzić w nim przemiany fazowe. Badania polegające na określeniu temperatury początku i końca krzepnięcia (lub topnienia) oraz temperatury przemian zachodzących w stanie stałym podczas ochładzania (lub ogrzewania) metali i ich stopów nazywa się analizą termiczną. Badania te mają na celu wykreślenie krzywych przebiegu ogrzewania lub chłodzenia, na których wszelkie efekty cieplne występujące podczas zmian fazowych uwidaczniają się w postaci przystanków temperaturowych i załamań. Te z kolei służą do budowania tzw. wykresów równowagi układów pierwiastków przedstawiających występowanie określonych faz w funkcji temperatury i składu chemicznego (rys. 6). Rysunek 6. Wykres równowagi fazowej [2] 9

10 Ogólnie wykresy równowagi obrazują: a) przemiany w stanie ciekłym (zmiany rozpuszczalności), b) zmiany stanu skupienia (krzepnięcie, topnienie), c) przemiany w stanie stałym (zmiany rozpuszczalności, przemiany alotropowe, eutektoidalne itp.), d) tworzenie się lub rozpad faz międzymetalicznych w stanie ciekłym, w czasie zmiany stanu skupienia lub w stanie stałym. Wykresy równowagi podają w zasadzie tylko budowę fazową stopów, tzn. można z nich wnioskować, z jakich faz stop jest zbudowany, w jakim stosunku ilościowym te fazy pozostają i jaki jest ich skład chemiczny. Inaczej mówiąc, wykresy równowagi przedstawiają graficznie stan stopu. Jeśli zachodzi zmiana jego składu chemicznego, temperatury lub ciśnienia, zmienia się również stan stopu, co znajduje odwzorowanie graficzne na wykresie równowagi. Wykres równowagi obrazuje stany trwałe stopu, tj. stany, którym w danych warunkach odpowiada najmniejszy zasób energii swobodnej układu. Również zmiany stanu stopu odwzorowane na wykresie odpowiadają warunkom równowagi, tzn. nie uwzględniają zjawisk przegrzania lub przechłodzenia, które w rzeczywistości mają zawsze miejsce (oczywiście w różnym stopniu). Dlatego wykres równowagi stopu jest wykresem teoretycznym, a posługiwanie się nim jest uwarunkowane rozpatrywaniem przemian przy małych szybkościach nagrzewania lub chłodzenia, gdy zjawiska przegrzania lub przechłodzenia występują w minimalnym stopniu i praktycznie można je pominąć. Ogólne zasady określające współistnienie trwałych faz odpowiadających teoretycznym warunkom równowagi wyraża matematycznie tzw. reguła faz, zwana także regułą Gibbsa. Podaje ona ilościową zależność między liczbą stopni swobody danego stopu czy metalu, a liczbą jego faz i składników. Posługując się regułą faz można przewidzieć, w jakich warunkach temperaturowych przebiegają przemiany fazowe (w stałej temperaturze, czy w zakresie temperatur) i jakie czynniki mogą ulegać pewnym zmianom bez naruszenia stanu równowagi. Na podstawie wykresu równowagi fazowej danego układu można ustalić jaki rodzaj obróbki cieplnej można zastosować do danego stopu i w jakich zakresach temperatury należy tę obróbkę przeprowadzić. W związku z tym proces obróbki cieplnej dla stali stopu złożonego z węgla, należy rozpatrywać, korzystając z wykresu równowagi fazowej układu żelazo-cementyt (rys. 7). Temperatury równowagi faz w tym układzie oraz temperatury przemian (punkty 10

11 krytyczne) przyjęto powszechnie oznaczać literą A z odpowiednim wskaźnikiem. Najniższa z tych temperatur A1 odpowiada równowadze austenitu z ferrytem i cementytem (linia PSK). Temperatura A2 jest temperaturą przemiany magnetycznej ferrytu (linia MO). Temperatura A3, wyznaczona przez punkty leżące na linii GS, jest temperaturą graniczną równowagi austenitu z ferrytem. Temperatura Acm (linia SE) to graniczna temperatura równowagi austenitu z cementytem wtórnym. Aby odróżnić temperatury początku i końca przemian podczas nagrzewania od tychże temperatur podczas chłodzenia dodaje się do litery A wskaźnik c w przypadku nagrzewania lub wskaźnik r w przypadku chłodzenia (np. Ac1, Ar3). Rysunek 7. Fragment wykresu równowagi fazowej żelazo-cementyt [2] 11

12 4. Przemiany Fazowe Przemiany fazowe w stali są wynikiem tego, że wskutek zmiany warunków, np. temperatury, jeden stan staje się mniej trwały niż drugi. To właśnie jest przyczyną przemian zachodzących w stali. Należy zaznaczyć, że może w niej występować kilka podstawowych struktur, a istotą najważniejszych przemian jest właśnie przejście jednej struktury w drugą. Tymi podstawowymi strukturami są: ferryt Feα(C) -stały roztwór węgla w żelazie α, austenit Feγ(C) - stały roztwór węgla w żelazie γ, martenzyt Feα'(C) - stały, przesycony roztwór węgla w żelazie α (jest to faza metastabilna), perlit (Feα(C)+Fe3C) - eutektoidalna mieszanina ferrytu Feα(C) i cementytu Fe3C W procesach obróbki cieplnej stali występują następujące podstawowe przemiany I. Przemiana ferrytu w austenit Feα(C) Feγ(C) II. Przemiana austenitu w ferryt Fe γ(c) Feα(C) III. Przemiana perlitu w austenit (Feα(C) + Fe3C) Feγ(C) IV. Przemiana austenitu w struktury perlityczne (lub bainityczne) Feγ(C) Feα(C) + Fe3C V. Przemiana austenitu w martenzyt Feγ(C) Fe α(c) VI. Przemiana martenzytu w mieszaninę ferrytu i cementytu Fe α(c) Feα(C) + Fe3C 12

13 5. Przemiany stali przy nagrzewaniu Austenit tworzy się w wyniku przemiany eutektoidalnej zachodzącej przy nagrzewaniu powyżej temperatury Ac1 ( P+Fe3C S) a także wskutek przemiany ferrytu w stalach podeutektoidalnych ( P G S G). W stalach nadeutektoidalnych, po zakończeniu przemiany eutektoidalnej, w trakcie dalszego nagrzewania w austenicie rozpuszcza się cementyt drugorzędowy (Fe3C S E). Zarodki austenitu powstają na granicach międzyfazowych. W stopach żelazo-węgiel procesem, który kontroluje szybkość tworzenia się austenitu jest dyfuzja międzywęzłowych atomów węgla ponieważ tylko ten pierwiastek musi dyfundować na większe odległości. Zajmujące pozycje węzłowe atomy żelaza przechodzą tylko przez granice międzyfazowe i wbudowują się w strukturę austenitu, przemieszczając się na odległość zaledwie kilku średnic atomowych. Przemiana perlitu w austenit jest związana z rozdrobnieniem ziarna, ponieważ zarodki austenitu tworzą się nie tylko na granicach ziarn ale również w objętości każdego z ziarn perlitu na bardzo rozbudowanej powierzchni między płytkami ferrytu i cementytu, (rys. 8). Rys. 8 Schemat przemiany perlitu w austenit [16] 13

14 Podczas przejścia przez zakres Ac1 zawsze następuje rozdrobnienie struktury, gdyż jeden obszar (ziarno) perlitu rozpada się na wiele ziaren austenitu. Przekroczenie temperatury tej przemiany zaznacza się raptownym zmniejszeniem ziarn, to znaczy nowo powstałe ziarna austenitu są zawsze bardzo drobna i w zasadzie ich wymiary nie zależą od wielkości ziarn perlitu, z którego utworzył się austenit. Rozdrobnienie ziarna austenitu w czasie przemiany jest związane z tworzeniem się dużej liczby zarodków nowych ziarn na dużej i bardzo rozwiniętej powierzchni granicznej między ferrytem i cementytem. Rozrost ziarn austenitu następuje w wyniku wytrzymania w temperaturze znacznie powyżej Ac3, rys 9. Rysunek 9. Schemat zmian strukturalnych w stali (0,35% C), a) przy nagrzewaniu, b) przy chłodzeniu [16] 14

15 Dalsze nagrzewanie (lub wygrzewanie) po dokonanej przemianie wywołuje rozrost ziarn austenitu, (rys 9). Zjawisko rozrostu jest procesem samorzutnym, gdyż jego następstwem jest zmniejszenie łącznej powierzchni ziarn (zmniejsza się energia powierzchniowa), zaś wysoka temperatura zapewnia dostatecznie szybki przebieg tego procesu. W praktyce rozróżnia się dwa typy stali (rys. 10): stale wykazujące skłonność do rozrostu ziarn austenitu, który zaczyna się po niewielkim przekroczeniu temperatury Ac1 stale te nazywamy gruboziarnistymi; stale nie mające skłonności do rozrostu ziarn austenitu bezpośrednio po przekroczeniu temperatury Ac1 W stalach tych ziarno zaczyna się rozrastać dopiero po nagrzaniu ich do temperatury ok C. Rysunek 10. Schemat przedstawiający zmianę wielkości ziarna austenitu w czasie nagrzewania stali gruboziarnistej (krzywa a) i stali drobnoziarnistej (krzywa b) [1] Zbyt wysokie i długotrwałe wygrzewanie stali podczas austenityzowania powoduje więc rozrost ziarn austenitu. Z kolei wielkość ziarna perlitu zależy od wyjściowej wielkości ziarna austenitu, z którego powstał perlit. Im większe są ziarna austenitu, tym większe 15

16 tworzą się na ogół ziarna perlitu. Powstanie struktury gruboziarnistej jest niepożądane, gdyż stal taka charakteryzuje się niższą wytrzymałością i udarnością. Dlatego w czasie austenityzowania stali skłonnych do rozrostu ziarna należy ściśle przestrzegać określonych temperatury i czasu grzania. Dla stali umownie drobnoziarnistej (rys. 11) (odtlenionej aluminium), w miarę wzrostu temperatury ziarna austenitu rosną najpierw bardzo wolno, a poczynając od pewnej temperatury następuje ich gwałtowny rozrost. W stalach umownie gruboziarnistych (odtlenionych żelazomanganem) rozrost ziarna austenitu następuje natychmiast po zakończeniu przemiany perlitu w austenit. Aluminium dodane jako odtleniacz do stali powoduje powstanie dyspersyjnych azotków (AlN), które odgrywają rolę przeszkód hamujących rozrost ziarna austenitu. Rozrost ziarna austenitu możliwy jest dopiero po rozpuszczeniu tych wydzieleń (w temperaturze ok C). Rysunek 11. Wpływ temp. na wielkość ziarna austenitu w stalach eutektoidalnych [15] 16

17 6. Przemiany stali w czasie chłodzeniu Przebieg procesu przemiany przechłodzonego austenitu można rozpatrywać na podstawie wykresów rozpadu austenitu, zwanych wykresami CTP (czas, temperatura, przemiana). Na wykresach tych naniesione są linie początku i końca przemian we współrzędnych logarytm czasu - temperatura, przy czym rozróżnia się wykresy dla przemian austenitu w warunkach izotermicznych oznaczane CTPi oraz wykresy przemian austenitu w warunkach chłodzenia ciągłego, oznaczane CTPc. Na rysunku 12 podany jest schematycznie wykres CTP; dla stali węglowej eutektoidalnej. Trwałość przechłodzonego austenitu zmienia się w zależności od temperatury. Dla stali eutektoidalnej przy małych przechłodzeniach trwałość austenitu jest duża, następnie zmniejsza się i minimum występuje w temperaturze ok. 500 C, po czym znowu trwałość austenitu jest coraz większa aż do temperatury ok. 200 C, poniżej której przechłodzony austenit przechodzi w martenzyt. Wykresy CTPi, buduje się wykorzystując krzywe kinetyczne przemiany austenitu, dla określonego stopnia przechłodzenia, wskazujące ilość wytworzonego perlitu w zależności od czasu jaki upłynął od początku przemiany. Rysunek 12. Wykres CTPi przedstawiający linie początku i końca przemian austenitu przechłodzonego w warunkach izotermicznych [16] 17

18 Struktury, jakie otrzymuje się w wyniku przemiany, zależą od stopnia przechłodzenia austenitu, czyli od temperatury przemiany. Zakres temperatury od A1 do ok. 500 C odpowiada przemianie austenitu w perlit (rys. 13). Perlit utworzony w temperaturze wysokiej, przy małym stopniu przechłodzenia, jest grubopłytkowy. Natomiast w miarę obniżania temperatury perlit staje się coraz drobniejszy, jego płytki stają się coraz cieńsze i powstaje struktura o stosunkowo dużym stopniu dyspersji, która nosi nazwę perlitu drobnego. Rysunek 13. Schemat przemiany austenitu w perlit [17] Stopień dyspersji perlitu wpływa na jego własności mechaniczne, tak np. twardość perlitu grubego w przypadku stali węglowej eutektoidalnej wynosi ok. 15 HRC, a perlitu bardzo drobnego dochodzi do 40 HRC. W stalach podeutektoidalnych i nadeutektoidalnych przemiana perlityczna poprzedzona jest innymi przemianami strukturalnymi. W stali podeutektoidalnej z austenitu tworzy się najpierw ferryt, a w stalach nadeutektoidalnych przed rozpoczęciem przemiany perlitycznej wydziela się z austenitu cementyt. Dalsza przemiana perlityczna przebiega podobnie, jak w stali eutektoidalnej (rys. 14). Rysunek 14. Wykres CTP dla stali: a) podeutektoidalnej, b) nadeutektoidalnej [17] 18

19 6.1 Przemiana martenzytyczna Przemiana martenzytyczna jest przemianą bezdyfuzyjną i polega tylko na przebudowie struktury krystalicznej z regularnej ściennie centrowanej austenitu na regularną przestrzennie centrowaną martenzytu bez dyfuzji umożliwiającej wydzielanie węgla. W zależności od zawartości węgla w martenzycie, struktura regularna przestrzennie centrowana ulega zniekształceniu tetragonalnemu i przekształca się w tetragonalną przestrzennie centrowaną (tetragonalność martenzytu oceniana jest ilorazem c/a w stalach zależy od zawartości węgla np. c/a = 1+0,045 %C). Przy zawartości ok. 1,2% C stopień tetragonalności, czyli stosunek parametrów sieci c/a. wynosi ok. 1,05. Rysunek 15. Schemat kolejnych stadiów zmiany sieci krystalicznej austenitu w sieć martenzytu [16] a) graniastosłup skośny utworzony przez atomy leżące na płaszczyznach {111} w sieci RSC, b) pod działaniem siły tnącej graniastosłup ulega wyprostowaniu, c) graniastosłup prosty utworzony przez atomy sieci RPC leżące na płaszczyznach {110}. Martenzytem w stalach węglowych jest więc przesycony roztwór stałym węgla w żelazie α. Makroskopowo, martenzyt ma charakterystyczną strukturę iglastą, co tłumaczy się tym, że martenzyt składa się z płytek przesyconego węglem ferrytu, które w płaszczyźnie przecięcia (wykonania szlifu metalograficznego) są podobne do igieł. 19

20 Przemiana martenzytyczna w stalach zachodzi w warunkach ciągłego chłodzenia w zakresie pomiędzy temperaturą Ms (martenzyt start) a temperaturą Mf (martenzyt koniec od ang. martensite finish). Temperatury Ms i Mf zależą od składu chemicznego austenitu i obniżają się ze wzrostem zawartości węgla oraz większości pierwiastków stopowych, poza Al i Co (rys. 16). Siłą napędową przemiany jest duża rożnica energi swobodnej austenitu i martenzytu w temperaturze Ms (rys. 17). Rysunek 16. Wpływ stężnienia pierwiastków stopowych na temperaturę Ms [2] Rysunek 17. Schemat zmian energii swobodnej austenitu, perlitu i martenzytu [2] 20

21 Przemiana martenzytyczna zachodzi z bardzo dużą prędkością, porównywalną z prędkością rozchodzenia się dźwięku w stali ( m/s). Pojedyncza igła martenzytu powstaje w czasie około 10-7s (pojęcie igła martenzytu jest pojęciem funkcjonującym w literaturze, aczkolwiek zgodnie z najnowszą klasyfikacją martenzyt dzieli się na martenzyt listwowy i martenzyt płytkowy). Przemiana martenzytyczna postępuje przez tworzenie się nowych igieł martenzytu nie zaś poprzez rozrost uprzednio powstałych (rys. 18). Rysunek 18. Schemat powstawania igieł martenzytu w ziarnach austenitu [17] Zarodek (embrion) martenzytu powstaje na granicach ziaren austenitu i natychmiast gwałtownie rośnie przyjmując kształt płaskich soczewek, wydłużonych płaskich dysków (rys. 19). Rysunek 19. Model embrionu martenzytu utworzonego z pętli dyslokacji [16] 21

22 Podczas przemiany następuje skoordynowane przemieszczenie atomów bez zmiany sąsiadujących atomów. Wynikiem jest charakterystyczny relief (rys. 20). Granice ziaren martenzytu położone są wzdłuż nieodkształconej płaszczyzny austenitu habitus. Rysunek 20. Relief powierzchni powstający w wyniku przemiany martenzytycznej [16] Powstające w obrębie jednego ziarna igły martenzytu są ukierunkowane względem pozostałych pod kątem 60 lub 120, mają one bowiem określoną orientację krystalograficzną, względem ziarn austenitu. Orientację tę określił Kurdiumow i Sachs [2]. Rysunek 21. Uproszczony schemat powstawania płytek martenzytu w ziarnie austenitu wielkość płytek zależy od wielkości ziarna austenitu (martenzyt grubo- lub drobnoiglasty) [19] W stopach metali nieżelaznych przemiana martenzytyczna bywa odwracalna (martenzyt > faza wyjściowa), natomiast w stalach jest to przemiana nieodwracalna. 22

23 Jak pokazano na rysunku 22, soczewki martenzytu są koherentne z siecią macierzystą. Tworzą się w temperaturze 550 C i rosną niemal momentalnie. Podczas wzrostu soczewek płaszczyzny sieciowe ulegają odkształceniu i cześć siły napędowej przemiany z RSC na RPC zostaje zużyta na energię odkształcenia. W wyniku tego mniej soczewek zarodkuje i rośnie, a w końcu przemiana ustaje. Aby uzykać więcej martenzytu, należy chłodzić żelazo do niższej temperatury (co zwiększa siłę napędową), [10]. Wzrost płytki martenzytu polega na wielokrotnym niejednorodnym ścinaniu, realizowanym przez poślizg dyslokacji oraz bliźniakowanie. Jest to proces bardzo podobny do poślizgu dyslokacji i bliźniakowania podczas odkształcania plastycznego. Rysunek 22. Martenzyt jest koherentny z siecią macierzystą. Aby spowodować jak najmniejsze zakłócenie sieci, rośnie on w postaci cienkich soczewek wzdłuż określonych płaszczyzn i kierunków. Pokazane tu zależności krystalograficzne dotyczą czystego żelaza [10] Postęp przemiany jest hamowany przez rosnące naprężenia ściskające (większa objętość martenzytu od austenitu) w austenicie i w związku z tym przemiana ta często nie zachodzi do końca. Jeżeli podczas hartowania osiągnięto temperaturę M f, wówczas pozostałą część nie przemienionego austenitu nazywamy austenitem szczątkowym. Jeżeli natomiast podczas hartowania nie osiągnięto temperatury M f (np. wtedy gdy wskutek dużej zawartości węgla w austenicie temperatura M f jest niższa od temperatury otoczenia) pozostały nieprzeminiony austenit nazywamy austenitem resztkowym. 23

24 Chwilowe zatrzymanie chłodzenia w zakresie pomiędzy temperaturą Ms a Mf powoduje zwiększenie ilości austenitu szczątkowego w porównaniu do nieprzerwanego przebiegu chłodzenia. Zjawisko to nosi nazwę stabilizacji austenitu. Zatrzymanie chłodzenia w zakresie Ms Mf powiększa ilość austenitu szczątkowego tym silniej im wyższa była temperatura i czas tego przystanku. Udział austenitu szczątkowego wzrasta silnie również wraz ze zwiększeniem stężenia węgla w austenicie (rys. 23) Rysunek 23. Wpływ stężenia węgla w austenicie na udział austenitu szczątkowego [15] Ze względu na cechy morfologiczne rozróżnia się dwa podstawowe rodzaje martenzytu: 1. Martenzyt listwowy dyslokacyjny lub listwowy dyslokacyjny częściowo zbliźniaczony. 2. Martenzyt płytkowy całkowicie zbliźniaczony lub płytkowy dyslokacyjny częściowo zbliźniaczony. 24

25 Martenzyt listwowy tworzy się w większości stopów żelaza. Charakteryzuje się dużą gęstością dyslokacji tworzących często podstrukturę komórkową. Listwy martenzytu układają się równolegle względem siebie tworząc tzw. pakiety. Rysunek 24. Wpływ zawartości węgla na typ tworzącego się martenzytu [17] Martenzyt płytkowy powstaje tylko w niektórych stopach żelaza (w stalach o dużej zawartości węgla lub o określonej zawartości niektórych pierwiastków stopowych) i występuje w postaci płytek o zróżnicowanej wielkości i kształcie zbliżonym do soczewek. Płytki mogą być zbliźniaczone całkowicie lub częściowo (rys. 25). Rysunek 25. Schemat kryształów martenzytu płytkowego a) całkowicie zbliźniaczonego, b) częściowo zbliźniaczonego [16] 25

26 Austenit szczątkowy zajmuje obszary między listwami (płytkami) oraz na styku pakietów płytek lub listew. Nazywany jest wówczas austenitem wyspowym. Po zastosowaniu wysokich temperatur austenityzowania austenit szczątkowy może tworzyć cienkie warstwy (tzw. film) między listwami (płytkami) martenzytu. Martenzyt w czystym żelazie ma sieć krystalograficzną identyczną jak w zwykłym żelazie RPC. Ale przemiany bezdyfuzyjne i dyfuzyjne doprowadzają w większej skali do tworzenia się różnych struktur niezliczonych ilości maleńkich soczewek martenzytu zamiast dużych równoosiowych ziaren żelaza RPC. Materiały drobnoziarniste są twardsze niż gruboziarniste, ponieważ granice ziaren są przeszkodami dla ruchu dyslokacji. Z tego powodu martenzyt w czystym żelazie jest ok. 2 razy twardszy w porównaniu ze zwykłym żelazem RPC. Rysunek 26. Twardość martenzytu [2] 26

27 Rysunek 27. Umowna granica plastyczności martenzytu [2] Martenzyt średnio- i wysokowęglowy (twardy i odporny na ścieranie) był od dawna wykorzystywany: - w narzędziach, - na powierzchni części maszyn narażonych na ścieranie, - jako struktura wyjściowa do dalszej obróbki cieplnej sprężyn i części maszyn. Ostatnio również w niskowęglowych stalach konstrukcyjnych (ciągliwych, łączonych spawaniem lub zgrzewaniem) wykorzystuje się wysoką wytrzymałość i granicę plastyczności martenzytu, np. stale DP (ferryt + martenzyt) na karoserie samochodowe. Bezdyfuzyjna przemiana typu martenzytycznego występuje: - w wielu metalach i ich stopach, np. metale z pamięcią kształtu (przemiana odwracalna), - w materiałach ceramicznych, np. zawierających tlenek cyrkonu (ZrO 2 ), - w polimerach i materiałach biologicznych, np. niektórym bakteriom zmiana kształtu pomaga wbić się w skórę [10] 27

28 6.2 Przemiana Bainityczna Przy zwiększonych szybkościach chłodzenia stali z zakresu istnienia austenitu, przemiany tracą charakter dyfuzyjny ponieważ zmiany składu chemicznego w austenicie nie nadążają za szybkością chłodzenia i przemiany austenitu zachodzą mechanizmem pośrednim (dyfuzyjnobezdyfuzyjnym). W wyniku przemiany pośredniej z austenitu tworzy się najpierw bainit górny, a przy jeszcze większej szybkości chłodzenia (w niższych temperaturach) bainit dolny. Jeżeli szybkość chłodzenia przekroczy wielkość krytyczną (Vkr), wówczas z austenitu tworzy się wyłącznie martenzyt mechanizmem przemiany bezdyfuzyjnej. Na rys. 28 pokazano mechanizmy tworzenia się bainitu górnego i dolnego. Rysunek 28. Schematy tworzenia się bainitu: a) górnego i b) dolnego, [2] Pomimo trwających badań nad tą przemianą, istnieje jeszcze wiele wątpliwości dotyczących mechanizmu powstawania bainitu. Można wyróżnić dwa alternatywne modele proponowane do opisu kinetyki przemiany: model dyfuzyjny i model przemieszczeniowy. Model dyfuzyjny zakłada, że ferryt i cementyt powstają z austenitu na skutek dyfuzji atomów węgla. Jest to proces wykazujący pewne podobieństwo do przemiany perlitycznej, choć w jego wyniku nie uzyskujemy typowej dla perlitu, lamelarnej struktury. 28

29 W modelu przemieszczeniowym - przyjmuje się, że płytki bainitu powstają w bezdyfuzyjnym procesie przegrupowania atomów. Bezdyfuzyjność procesu wynika z obecności atomów dodatków stopowych. Ten model z kolei wykazuje podobieństwo do mechanizmu przemiany martenzytycznej, której towarzyszy formowanie się węglików, ponieważ węgiel nie może rozpuścić się w pozostałym austenicie. Warto zaznaczyć, że w tym modelu wzrost płytek bainitu zachodzi bez dyfuzji, podczas gdy zarodkowanie na granicach ziaren austenitu może wymagać wydzielenia węgla [22]. Bainit górny powstaje w zakresie temperatur C (najnowsze badania sugerują przesunięcie dolnej granicy tego zakresu do temperatury 350 C). Składa się on z ziarn przesyconego węglem ferrytu, między którymi oraz wewnątrz znajdują się nieregularne wydzielenia cementytu (rys. 29 i 30). Bainit górny ma charakter pierzasty, stal o takiej strukturze wykazuje bardzo małą odporność na pękanie. Rysunek 29. Listwy (płytki) ferrytu o szerokości ok. 0,5 mm, między którymi znajduje się cementyt, płytki ferrytu mogą się wydłużać i poszerzać, krótkie płytki cementytu mają takie ukierunkowanie jak iglaste płytki ferrytu [17] Rysunek 30. Struktura pierzasta (igły ferrytu wyrastają od granic ziarn astenitu) [19] 29

30 Bainit dolny powstaje przy temperaturach poniżej 400 C (wg nowszych badań poniżej 350 C). Cechą odróżniającą go od struktury bainitu górnego jest listwowy charakter przesyconego ferrytu (zbliżony do struktury martenzytycznej) oraz występowanie drobnodyspersyjnych wydzieleń węglików wewnątrz listew ferrytu. Wydzielenia te są w postaci płytkowej i rozmieszczone w równoległych rzędach (rys. 31 i 32). Ze wzrostem szybkości chłodzenia zwiększa się przesycenie węglem listew ferrytu oraz dyspersja węglików. Rysunek 31. Tworzenie się bainitu dolnego [17] Rysunek 32. Tworzenie się bainitu dolnego [19] W stalach wysokowęglowych podczas przemiany izotermicznej w zakresie temperatur zbliżonych do temperatury początku przemiany maretnzytycznej oprócz bainitu dolnego tworzy się bainit dolny z tzw. midribem (czyli martenzytem izotermicznym cienkopłytkowym o grubości płytek 50 do 1000 angstremów). Proces ten poprzedza tworzenie bainitu dolnego. Zakres występowania bainitu dolnego z midribem zmienia się w zależności od zawartości węgla w stali. W zakresie tym występuje charakterystyczne przyspieszenie początku przemiany określane terminem swing back [23,24,25], które polega na zmniejszaniu okresów inkubacji wraz z obniżaniem temperatury przemiany. Efekt przyspieszenia jest wywołany wpływem midribu (który jest pierwszym elementem 30

31 tworzących się wiązek - płytek) na przemianę bainityczną. Morfologia mikrostruktur bainitu dolnego z midribami wykazuje ułożenie płytek w kształcie motylkowym. Mikrostruktura bainitu składa się z drobnych płytek ferrytu oraz węglików, tworzących skupiska nazywane wiązkami. Wewnątrz każdej wiązki, płytki ułożone są równolegle, w identycznej orientacji krystalograficznej. Przy czym każda z płytek ma ściśle określoną płaszczyznę habitus. Drobne płytki wewnątrz wiązki nazwano subpłytkami. Ich grubość wynosi zwykle ułamek mikrometra. Przemiana bainityczna może rozpoczynać się na powierzchni granic ziaren austenitu poprzez zarodkowanie i wzrost indywidualnych płytek lub na powierzchni pierwotnie tworzących się subpłytek wewnątrz ziaren. Złożony mechanizm przemiany bainitycznej w zakresie swing back, stwarza podstawy do przyjęcia modelu mikrostruktury zawierającej dwie różne wiązki bainitu. Model takiej struktury przedstawiono na rysunku 33. Rysunek 33. Model struktury obrazujący występowanie dwóch różnych wiązek bainitu z subpłytkami o kształcie elispoidy [27] W przypadku typowego bainitu dolnego pierwotne subpłytki określane są jako tzw. spine (termin ten wprowadził G. Spanosa [26]). Wzrost subpłytek jest hamowany przez skupisko dyslokacji utworzonych podczas plastycznej akomodacji wywołanej zmianą kształtu, przez co płytki rosną do ograniczonego rozmiaru. Dalsza przemiana zachodzi poprzez tworzenie nowych równoległych płytek w skupiskach określanych jako wiązki. Stal o mikrostrukturze dolnego bainitu ma wyższą twardość niż stal o mikrostrukturze górnego bainitu. Ilość cementytu w bainicie zależy nie tylko od koncentracji węgla, ale też od dodatków stopowych. 31

32 Schemat kształtowania morfologii bainitu można przedstawić modelowo (rysunek 34) : Rysunek 34. Schemat ilustrujący przemianę bainityczną w stalach (powstawanie bainitu górnego na drodze dyfuzji węgla do austenitu oraz bainitu dolnego na skutek dyfuzji węgla do austenitu i wydzielania węglików w ferrycie) [33] W literaturze odnaleźć można różne przykłady określeń struktury bainitu. Rozróżniany jest bainit: sferyczny, kolumnowy, alotropomorficzny (tworzący się na granicach), nawrotu, górny, dolny. Z porównania tych nazw wynika, że podstawą podziału są cechy morfologiczne i termodynamiczne. Japoński Instytut Stali wyróżnia podstawową fazę ferrytyczną typu: poligonalnego, pozornie poligonalnego, widmanstattenowego, ziarnistego, bądź ferryt bainitycznego [28]. Przy objaśnianiu mechanizmu przemiany bainitycznej należy wspomnieć o termodynamice ruchu granic międzyfazowych. Dla przykładu Cahn [29] przewidywał istnienie dwóch możliwości takiego ruchu granic: wolną migrację w rezultacie bocznego przemieszczenia stopni, ruch granicy w kierunku normalnym z dużą szybkością. Teoria relaksacyjna [30] zakłada, że kinetyka przemiany i struktura nowej fazy zależy przede wszystkim od mechanizmu relaksacji naprężeń międzyfazowych w pobliżu powierzchni kontaktu faz, przy nieidealnym sprzężeniu ich struktury sieciowej. Największa energia sprężysta i najmniejsza energia powierzchniowa występuje w kryształach nie zrelaksowanych tworzących się przy minimalnej temperaturze przemiany. Włączenie się mechanizmów relaksacji na drodze bliźniakowania lub poślizgu po wielu płaszczyznach, prowadzi do zmniejszenia energii sprężystej i wzrostu 32

33 powierzchniowej. Bariera energetyczna zarodkowania zmniejsza się i może ono następować przy wyższej temperaturze. Włączanie się różnych mechanizmów relaksacji powoduje, że temperaturowy obszar przemiany dzieli się na podobszary. W każdym podobszarze realizuje się inny mechanizm przemiany scharakteryzowany swoją krzywą C rozciągniętą w skali temperatury tym silniej im wyższa jest temperatura danego stopnia przemiany. Dla niższych stopni przemiany z małą energią powierzchniową, sieci dwu faz są koherentne, a bariera energetyczna mała i wówczas następuje przemiana atermiczna, podczas gdy w wysokotemperaturowej przemianie, może ona być nawet izotermiczna. Wielostopniowy mechanizm przemiany można w prosty sposób wyjaśnić, jeśli założy się, że prędkość wzrostu fazy, na różnych stopniach przemiany, związana jest ze zmianą mechanizmu wzrostu. Rysunek 35. Temperatura początku przemiany w funkcji szybkości chłodzenia (ν cool ) dla stopów Fe-C o zawartości: a) 0.005%C b) 0.4%C [28] Dla stopnia I (rysunek 35) mogą zachodzić dwa mechanizmy: - dyfuzyjny, - masywny. Dla pierwszego z nich, w stopach zawierających węgiel lub pierwiastki stopowe, wzrost ferrytu przy wysokiej temperaturze i małych szybkościach chłodzenia limitowany jest dyfuzją objętościową. W drugim przypadku można zaobserwować obecność wąskiego piku stężenia węgla w pobliżu granicy międzyfazowej, która może być niekoherentna lub 33

34 częściowo koherentna, dlatego wywołane przemianą naprężenia są relaksowane ruchem wakansów. Rysunek 36. Schemat przemiany bainitycznej w stalach: a) wykres zależności temperatury przemiany od zawartości węgla b) schemat izotermicznego rozpadu austenitu w stali z koncentracją węgla równą C 0 [28] Pojawienie się w stopach żelaza dalszych stopni, od II do IV (rysunek 36), jest rezultatem dwu różnych mechanizmów ruchu granic międzyfazowych opisanych prze z Cahna, Hillerta i Rojburda [29,30,31]. Stopień II jest termicznie aktywowanym ruchem, stymulowanym poprzez na przykład migrację uskoków na granicach płytek ferrytu. Proces ten jest limitowany dyfuzją wakansów przez granice międzyfazowe i dlatego wzrost ferrytu jest względnie wolny. Gdy przemiana zachodzi w obszarze dwufazowym wówczas węgiel na granicy / może ulec segregacji. W tym przypadku [31] domieszkowa siła hamowania przewyższa siłę napędową. Dlatego na granicach międzyfazowych ustala się pewna równowaga i następuje wzrost dyfuzyjny. Dla stopnia III przewidywany jest inny mechanizm i jest nim wymuszony poślizg, który na granicy tworzy pewien system dyslokacji, a niezbędne do przemiany naprężenie generuje i stymuluje termodynamiczna siła napędowa. Wzrost fazy może następować z dużą prędkością, dlatego w obszarze dwufazowym układu równowagi nastąpi reakcja bezdyfuzyjna. Martenzytyczne stopnie III i IV mogą mieć miejsce w stalach niskowęglowych. W średniowęglowych stalach przy szybkim chłodzeniu produkt przemiany przy obu stopniach przemiany jest martenzytem listwowym, przy czym w stadium III na granicy listew, występują cienkie listwy austenitu szczątkowego, a w stadium IV austenitu szczątkowego brak, natomiast w strukturze martenzytu pojawiają się bliźniaki. Wszystkie te fakty wskazują na istnienie w II etapie domieszkowego hamowania granic międzyfazowych atomami węgla. 34

35 Analizując rysunki 35 i 36 można wyjaśnić różnice między strukturami bainitu górnego i dolnego. Bainit górny zarodkuje jako ferryt niskowęglowy i jeżeli średnia zawartość węgla w stopie przewyższa jego stężenie w fazie utworzonym na stadium II, wówczas węgiel dyfunduje do austenitu. We wzbogaconym w węgiel austenicie może podczas chłodzenia nastąpić przemiana eutektoidalna z utworzeniem produktów o morfologii innej niż płytkowa. Dlatego w bainicie górnym wydzielenia węglikowe rozmieszczone są na granicach ziaren ferrytu. Kryształy bainitu dolnego dziedziczą stężenie węgla odpowiedniej izotermy stadium III-ego [28]. 35

36 7. Wpływ struktury na właściwości stopów Struktura stopów może być jednofazowa, czyli złożona z ziaren jednego rodzaju, lub może stanowić mieszaninę dwóch lub więcej faz (w stopach wieloskładnikowych). W przypadku stopów o budowie jednofazowej głównymi czynnikami wpływającymi na ich właściwości są: a) skład chemiczny ziaren, b) wielkość i kształt ziaren, c) budowa granic ziaren, d) rodzaj, ilość, wielkość, kształt i rozmieszczenie zanieczyszczeń. W stopach dwu- i wielofazowych oprócz powyższych czynników o właściwościach decydują: skład chemiczny współistniejących faz, własności tych faz, udział procentowy poszczególnych faz, wzajemne usytuowanie faz. Rola wymienionych czynników w kształtowaniu poszczególnych własności stopów jest różna. Na przykład właściwości fizyczne, a więc m.in. przewodność elektryczna i cieplna, gęstość, ciepło właściwe i rozszerzalność cieplna, zależą przede wszystkim od składu chemicznego faz i ich własności oraz udziału procentowego faz w stopie. Właściwości mechaniczne są funkcją nie tylko czynników charakteryzujących strukturę, ale również wielkość ziaren i ich kształtu, sposobu rozłożenia faz itd. Innym czynnikiem istotnie wpływającym na właściwości mechaniczne stopów jest wielkość wydzieleń fazy międzymetalicznej. Im są one drobniejsze i bardziej równomiernie rozłożone, tym bardziej stop jest wytrzymały i twardy. Na przykład twardość stali węglowych w miarę zmniejszania się grubości płytek cementytu od 2 do 0,5 μm wzrasta od 220 do 350 HB. W przypadku sferoidalnych wydzieleń cementytu twardość stali węglowych wzrasta od 190 do 400 HB, w miarę zmniejszania się ich średnicy od 2 do 0,2 μm. Podobnie wzrasta wytrzymałość tych stali, jednocześnie pogarsza się ich plastyczność. 36

37 Właściwości mechaniczne stopu zależą także od kształtu wydzieleń fazy międzymetalicznej. Wiadomo na przykład, że stop zawierający wydzielenia twardej i kruchej fazy międzymetalicznej w postaci sferoidów jest mniej wytrzymały i twardy, ale bardziej plastyczny, niż stop, w którym ta sama faza występuje w postaci płytek albo siatki na granicach ziaren. Istotnym zagadnieniem w przypadku stopów dwu- i wielofazowych jest anizotropia własności, wywołana ukierunkowanym rozłożeniem jednej z faz. Na rysunku 37 pokazano strukturę stali niskowęglowej, w której perlit tworzy wyraźnie pasma ułożone zgodnie z kierunkiem przeróbki plastycznej. Wytrzymałość na rozciąganie tej stali jest mniejsza w kierunku zgodnym z ułożeniem pasm perlitu, większa w kierunku prostopadłym. Natomiast plastyczność zmienia się odwrotnie. Zjawisko segregacji i pasmowości węglików, podobnie jak i inne postacie niejednorodności strukturalnej są niepożądane [34]. W szczególności struktura węglikowa wpływa na proces zużycia, np. przez pitting [35]. Rysunek 37. Pasmowa struktura stali niskowęglowej, wywołana przeróbką plastyczną. Widoczne jasne ziarna ferrytu i ciemne perlitu (traw. 5% HN03), 100x [42] W niektórych przypadkach osnowa stopu wielofazowego jest bardziej twarda i wytrzymała od fazy tworzącej wydzielenia. Również i wtedy wytrzymałość stopu jest związana z wielkością i kształtem tych wydzieleń. Przykładem może tu być żeliwo szare, w którym wydzieloną fazę stanowi grafit. Im drobniejsze i bardziej zbliżone kształtem do kulistych są wydzielenia grafitu, tym bardziej żeliwo jest wytrzymałe, niezależnie od rodzaju struktury osnowy (ferrytycznej, ferrytyczno-perlitycznej, czy perlitycznej). Wytrzymałość grafitu w porównaniu z wytrzymałością osnowy można przyjąć za zerową, 37

38 toteż jego wydzielenia zmniejszają ogólną wytrzymałość stopu, gdyż zmniejszają czynny przekrój. Ponadto działają jako koncentratory naprężeń, tym groźniejsze, im bardziej różnią się kształtem od kuli. Poważny wpływ na właścowości mechaniczne metali i stopów wywierają także wszelkie defekty materiałowe, jak pory gazowe, zażużlenia, wtrącenia niemetaliczne, mikropęknięcia itd. Stanowią one nieciągłości materiału zmniejszające czynny przekrój elementów konstrukcyjnych, osłabiając ogólną wytrzymałość, a w wielu przypadkach stanowiące bardzo groźne koncentratory naprężeń mogące doprowadzić do przedwczesnego zniszczenia części maszyn przy obciążeniach nie przekraczających dopuszczalnych. W metalach i stopach obok różnych składników i zanieczyszczeń występują również gazy. Nawet metale o wysokiej czystości zawierają niewielkie ilości azotu, tlenu i wodoru, a w wielu przypadkach nawet te niewielkie ilości istotnie wpływają na niektóre własności fizyczne i mechaniczne metalu. Na przykład, już 0,015% tlenu wyraźnie obniża przewodnictwo elektryczne i plastyczność miedzi. Gazy dostają się do metalu zarówno podczas metalurgicznych procesów jego wytwarzania, obróbki cieplnej w atmosferach utleniających, obróbki chemicznej i elektrochemicznej czy spawania, jak i podczas eksploatacji w środowiskach agresywnych, zwłaszcza przy podwyższonych ciśnieniach i temperaturach. Mogą one tworzyć roztwory stałe i związki chemiczne, mogą też wypełniać pęcherze, pory lub inne wewnętrzne wady materiałowe. W stali w temperaturze otoczenia tlen i azot rozpuszczają się w niewielkim stopniu, tworzą natomiast liczne tlenki i azotki. Wodór w stali również rozpuszcza się w niewielkim stopniu, a jego nadmiar powoduje powstawanie pęcherzy. Gazy rozpuszczone w metalu przeważnie podwyższają jego wytrzymałość, a obniżają plastyczność. Dla przykładu, atomy azotu rozpuszczonego w żelazie zwykle grupują się wokół dyslokacji, tworząc tzw. atmosfery Cottrella. Atmosfery te unieruchamiają dyslokacje, zwiększając tym samym wytrzymałość metalu. Tlenki i azotki stanowią tzw. wtrącenia niemetaliczne. Nazwa ta określa znajdujące się w każdej stali produkty reakcji fizykochemicznych, zachodzących podczas jej wytapiania (oprócz tlenków i azotków należą tu siarczki i krzemiany) oraz wtrącenia materiałów ogniotrwałych używanych do wyłożenia pieców stalowniczych, kadzi itp. Ilość, wielkość, skład chemiczny i fazowy oraz rozłożenie wtrąceń niemetalicznych wpływają na wiele własności użytkowych stali, a zależą m.in. od metody wytopu, rodzaju i ilości użytych odtleniaczy, temperatury procesu stalowniczego, zawartości siarki i fosforu w stali itd. 38

39 Wtrącenia niemetaliczne bardzo rzadko są prostymi związkami chemicznymi. Najczęściej stanowią złożone związki lub mieszaniny związków prostych (rys. 38). Rysunek 38. Złożone wtrącenia niemetaliczne w stali: a) siarczkowo-tlenkowe, b) siarczkowo-tlenkowe z wrostkami azotków, c) krzemianowe (nietrawione). Powiększ. 500x [42] Szczególnie szkodliwe są wtrącenia twarde i kruche, będące złożonymi spinelami lub zawierające dużo tlenku krzemu. Te ostatnie często mają kształt zbliżony do kuli (rys. 39). Rysunek 39. Globularne wtrącenia złożone (zawierające głównie tlenek krzemu): a) widoczne na zgładzić metalograficznym, b), c) i d) ujawnione na przełomie stalowej próbki udarnościowej (SEM - nietrawione. Powiększ. 500x) [42] 39

40 Szkodliwość wtrąceń niemetalicznych wzrasta ponadto przy ich nierównomiernym rozmieszczeniu w metalu i jest tym większa, im są one większe (rys. 40) Rysunek 40. Wtrącenia niemetaliczne różnej wielkości i o różnym rozłożeniu: a) bardzo drobne tlenki i siarczki rozłożone mniej więcej równomiernie, b) różnej wielkości tlenki i siarczki rozłożone nierównomiernie, c) pojedyncze duże wtrącenia siarczkowe wydłużone w czasie przeróbki plastycznej oraz nieliczne drobne wtrącenia niemetaliczne rozłożone równomiernie, nie trawione). Powiększ. 200 [42] Również wodór obecny w stali jest składnikiem zdecydowanie szkodliwym. Jak wspomniano, tylko niewielkie ilości wodoru rozpuszczają się w żelazie międzywęzłowe, reszta gromadzi się w postaci gazowej na wszelkiego rodzaju defektach strukturalnych, takich jak granice ziaren, granice faz, dyslokacje czy skupienia wakansów, wywołując porowatość, powstawanie i rozwój pęcherzy i pęknięć, rozwarstwianie metalu, pojawianie się lokalnych odkształceń sieci krystalicznej oraz stref metalu o zmienionym składzie chemicznym, powstawanie płatków śnieżnych itd. Wszystkie te wady materiałowe mogą powstawać zarówno w procesie wytwarzania stali i jej przetwórstwa, jak i w czasie jej eksploatacji w środowiskach agresywnych, zwłaszcza przy podwyższonych ciśnieniach i temperaturach. Prowadzą one do gwałtownego spadku właściwości plastycznych stali, co ogólnie określa się terminem kruchości wodorowej. 40

41 8. Hartowanie Hartowanie jest zabiegiem cieplnym, któremu poddawana jest stal, składającym się z dwóch bezpośrednio po sobie następujących etapów. Pierwszy etap to nagrzewanie do temperatury powyżej przemiany austenitycznej (dla stali węglowej 723 C) (zwykle 30 C do 50 C powyżej temperatury przemiany austenitycznej) (rys. 41) i wygrzewanie, tak długo jak to potrzebne, by nastąpiła ona w całej objętości hartowanego obiektu. Drugim etapem jest szybkie schładzanie. Szybkość schładzania musi być taka, by z austenitu nie zdążył wydzielić się cementyt i jego struktura została zachowana do temperatury przemiany martenzytycznej, w której to austenit przemienia się w fazę zwaną martenzytem. Stal posiadająca strukturę martenzytyczną nazywana jest stalą martenzytyczną lub hartowaną. Hartowanie przeprowadza się, by podnieść twardość i wytrzymałość stali. Rysunek 41. Zakres temperatur hartowania stali węglowych [1] 41

42 Przy hartowaniu niezwykle istotnym jest dobór szybkości schładzania. Zbyt wolne schładzanie powoduje wydzielanie się cementytu i uniemożliwia przemianę martenzytyczną, podczas gdy zbyt szybkie chłodzenie powoduje powstanie zbyt dużych naprężeń hartowniczych, które mogą doprowadzić do trwałych odkształceń hartowanego elementu lub jego pęknięć. Tabela 1. Szybkość chłodzenia w różnych ośrodkach [12] Szybkość schładzania wpływa także na głębokość hartowania. Przy elementach o większych rozmiarach, których grubość przekracza maksymalną głębokość hartowania, tylko część objętości przedmiotu hartowanego zostanie zahartowana. W takiej sytuacji martenzyt powstanie w warstwach powierzchniowych. Im głębiej zaś, tym udział martenzytu maleje, a cementytu wzrasta. Bardzo często jest to zjawisko pożądane, wtedy, gdy element ma być twardy na powierzchni, a ciągliwy w swym rdzeniu. Głębokość hartowania zależy także od hartowności stali. 42

43 Wyróżniamy kilka rodzajów hartowania: Hartowanie zwykłe, polega na nagrzaniu przedmiotu hartowanego, a następnie szybkim schłodzeniu w kąpieli chłodzącej, zwykle wodnej lub olejowej, poniżej temperatury początku przemiany martenzytycznej, aż do temperatury otoczenia. Szybkość chłodzenia powinna być dobrana tak, by nie nastąpiły odkształcenia hartownicze. Chłodzenie w wodzie jest bardziej intensywne, niż w oleju. Przy tym sposobie hartowania (chłodzenia) występują duże różnice w temperaturze warstwy wierzchniej i rdzenia przedmiotu. Warstwy powierzchniowe w niższej temperaturze dążą do kurczenia się, czemu przeciwdziałają warstwy rdzenia o wyższej temperaturze. W wyniku tego powstają naprężenia rozciągające w warstwie powierzchniowej i ściskające w warstwach środkowych przedmiotu. Naprężenia te mogą powodować pęknięcia hartowanych wyrobów. Zasadniczo ten sposób hartowania stosuje się do przedmiotów o kształcie prostym, nieskomplikowanym i niewielkim przekroju. Stale węglowe chłodzi się w wodzie, a stale stopowe w oleju. Hartowanie stopniowe, polega na nagrzaniu przedmiotu hartowanego, a następnie szybkim schłodzeniu w kąpieli chłodzącej, zwykle ze stopionej mieszaniny soli, do temperatury nieco powyżej temperatury przemiany martenzytycznej Ms i przetrzymaniu w tej temperaturze, by nastąpiło wyrównanie temperatur w całym przekroju przedmiotu (czas przetrzymania nie może być za długi, aby nie doszło do przemiany γ α+fe3c). W drugiej fazie, już w kąpieli wodnej lub olejowej, następuje dalsze schładzanie, w celu uzyskania przemiany martenzytycznej. Zaletą tej metody jest uniknięcie naprężeń hartowniczych. Wymaga jednak dużej wprawy przy określaniu czasu kąpieli pośredniej. Hartowanie izotermiczne, jest hartowaniem, w którym nie zachodzi przemiana martenzytyczna. Nagrzany przedmiot utrzymuje się w kąpieli z roztopionych soli lub ołowiu, w temperaturze powyżej początku przemiany martenzytycznej. Nazwa metody pochodzi od faktu, iż kąpiel zachowuje stałą temperaturę. W hartowaniu tego typu nie powstaje martenzyt, lecz następuje rozpad austenitu na inne fazy, np. bainit, dając stali właściwości podobne jak po hartowaniu z odpuszczaniem. Zaletą metody jest brak naprężeń hartowniczych, lecz jest ona procesem długotrwałym, niekiedy przeciągającym się do kilku godzin. 43

44 Rysunek 42. Sposoby hartowania objętościowego a) zwykłe, b) stopniowe (1), przerywane(2), c) bainityczne: izotermiczne (1), ciągłe (2), martempering (3) [2] Hartowanie powierzchniowe, polega na tym, że nie nagrzewa się całego przedmiotu (hartowanie na wskroś) lecz tylko powierzchnię przedmiotu. W związku z tym tylko warstwa powierzchniowa podlega hartowaniu. Stosowane wszędzie tam, gdzie wymagane jest utwardzenie tylko fragmentów powierzchni przedmiotu. Istnieje kilka metod hartowania powierzchniowego. Hartowanie płomieniowe cechuje się tym, że powierzchnia przedmiotu lub jej fragment nagrzewana jest płomieniem palnika, a następnie schładzana silnym strumieniem wody. Hartowanie indukcyjne polega na tym, że przedmiot przeciągany jest przez cewkę, otaczającą go (możliwie najciaśniej). Prądy wirowe, powstałe w przedmiocie, powodują efekt powierzchniowy, w którym, wskutek oporności materiału, zamieniają się na ciepło. Mimo konieczności budowy skomplikowanych stanowisk hartowniczych, metoda ta zyskuje na popularności, ze względu na możliwość kontrolowania temperatury oraz głębokości nagrzewania. Hartowanie kąpielowe polega na zanurzeniu przedmiotu w kąpieli saletrowej lub ołowiowej i przetrzymaniu w niej na krótką chwilę. Temperatura kąpieli musi być na tyle wysoka, by w jej czasie powierzchnia przedmiotu podniosła się ponad temperaturę przemiany austenitycznej. 44

45 Hartowanie z przemianą izotermiczną, zwane także hartowaniem izotermicznym polega na nagrzaniu stali powyżej linii Ac3-Ac1, wygrzaniu i następnym oziębieniu w kąpieli o temperaturze wyższej od temperatury początku przemiany martenzytycznej Ms. W praktyce dopuszcza się pewne odstępstwa od tych zasad. Na przykład w celu zwiększenia szybkości chłodzenia i umożliwienia zastosowania omawianej obróbki dla większych przekrojów, stosuje się niekiedy początkowe chłodzenie w kąpieli o temperaturze niższej od Ms, a następnie przeprowadzenie przemiany bainitycznej w temperaturze nieco wyższej od Ms. W kąpieli tej hartowany przedmiot jest wytrzymywany aż do zakończenia przemiany bainitycznej, po czym dalsze chłodzenie następuje w wodzie lub na powietrzu. Temperatura kąpieli zależna jest od właściwości jakie chcemy uzyskać i wynosi zwykle C. Efektem obróbki jest bainit o twardości od 48 do 58 HRC. Również czas wytrzymywania w temperaturze przemiany bywa tak skracany, aby nie miał wyraźnie ujemnego wpływu na właściwości mechaniczne. Rysunek 43. Schemat wykresu CTPi przemiany przechłodzonego austenitu stali podeutektoidalnej: γ-austenit, α-ferryt, P-perlit, B-bainit, M-martenzyt [16] 45

46 Rysunek 44. Przemiana perlityczna i bainityczna: a) w stali węglowej o zawartości 0,80% C; b) w stali niskostopowej o zawartości 0,40% C (1,65 2,00)% Ni; (0,40 0,90)% Cr;(0,20 0,30)% Mo[2] Izotermiczne hartownie stali zarówno średnio- jak i wysokowęglowych jest znane od 80 lat (odkrycie Davenporta i Baina w USA w 1930r.). W przemyśle łożyskowym znalazło ono zastosowanie nieco później (od ok. 50 lat). W wyniku hartowania w kąpielach o temperaturze nieznacznie wyższej od Ms, osiąga się twardość mniejszą w porównaniu z twardością po hartowaniu zwykłym i niskim odpuszczaniu, ale po hartowaniu izotermicznym wskaźniki ciągliwości oraz stabilności wymiarowej stali ulegają znacznej poprawie, a odkształcenia hartownicze znacznemu zmniejszeniu. Oprócz tych zalet omawiana technologia powoduje jednak pewne ograniczenia ( np. dopuszcza małe przekroje) i niedogodności (np. konieczność stosowania kąpieli saletrzanych, stwarzających zagrożenia) co było powodem dosyć małego jej rozpowszechnienia przemysłowego. W późniejszym okresie (połowa lat 80) nastąpił wyraźny wzrost zainteresowania tą technologią i znaczne rozszerzenie zastosowań. Można to częściowo tłumaczyć wynikami prowadzonych wtedy badań w tym zakresie ale przede wszystkim znacznym postępem w dziedzinie konstrukcji urządzeń do obróbki cieplnej. Uzyskiwano w ten sposób poważne 46

47 efekty ekonomiczne, przy równoczesnej poprawie jakości niektórych typów elementów poddawanych tym procesom. Przemiana bainityczna zachodzi w stalach węglowych, po przechłodzeniu austenitu do temperatur odpowiadających środkowemu obszarowi na wykresie CTPi (poniżej temperatury najmniejszej trwałości austenitu). Przemiana ta zawiera w sobie elementy przemian martenzytycznej i perlitycznej, różniąc się jednak w swoisty sposób od tych przemian. Jest nazywana przemianą pośrednią. Po ochłodzeniu poniżej linii Ar1 powstaje różnica energii swobodnych, która jest siła napędową tej przemiany. W zależności od zakresu temperatur, w którym zachodzi, ma różny przebieg, występują też różnice morfologiczne powstającej struktury. W zakresie powyżej temperatury maksymalnego zarodkowania istnieje zakres przemiany perlitycznej, poniżej zakres przemiany bainitycznej. Temperatura graniczna oddzielająca te zakresy odpowiada przechłodzeniu około 200 C poniżej A1. Przyjmuje się, że rozpoczyna się od utworzenia zarodków ferrytu, które powstają na granicach ziaren austenitu na skutek fluktuacji stężenia węgla. Z ferrytu tego wydzielają się następnie bardzo drobne cząstki węglików. W wyższych temperaturach przemiany jest to cementyt, natomiast w niższych (poniżej 300 C) skład i struktura tych cząstek różnią się od cementytu. Badania wykazały, że węgliki te są bogatsze w węgiel (zawierają 8,4%C zamiast 6,67%C) i maja strukturę heksagonalną (a nie ortorombową jak cementyt) z c/a=1,58. Węglik ten został nazwany węglikiem. Ferryt, z którego wydziela się węglik, jest również przesycony węglem. Przemiana bainityczna zaczyna się po ochłodzeniu austenitu do pewnej określonej temperatury Bs (ang. Bainit start), a kończy w temperaturze Bf (ang. Bainit finish), co upodabnia ją do przemiany martenzytycznej. W temperaturze zawartej między Bs i Bf pozostały austenit ulega po ochłodzeniu przemianie w martenzyt. Mechanizm przemiany bainitycznej jest pod pewnymi względami podobny do przemiany martenzytycznej, np. w wyniku przemiany tworzy się na powierzchni zgładu charakterystyczny relief, co jest prawdopodobnie spowodowane ścinającym odkształceniem sieci. Występuje również określona zależność krystalograficzna między fazami. Od przemiany martenzytycznej różni się tym, że wzrost płytek bainitu jest powolny i ciągły, co świadczy o dyfuzyjnym charakterze przemiany. Cechy morfologiczne bainitu różnią się od perlitu. Bainit górny jest pierzasty, dolny iglasty. 47

48 Główne zalety hartowania bainitycznego w porównaniu z hartowaniem konwencjonalnym (martenzytycznym) w przypadku łożysk są następujące: - Znaczne zmniejszenie odkształceń hartowniczych a przez to kosztów szlifowania, - Poprawa właściwości plastycznych w stosunku do własności stali po hartowaniu martenzytycznym i odpuszczaniu w temperaturze bliskiej temperatury hartowania bainitycznego, - Znaczna poprawa stabilności wymiarowej, dzięki prawie całkowitemu wyeliminowaniu austenitu szczątkowego, - Wzrost trwałości zmęczeniowej spowodowany prawdopodobnie naprężeniami ściskającymi zamiast rozciągających, powstających zazwyczaj podczas hartowania zwykłego, - Lepsze tłumienie drgań i związana z tym poprawa cichobieżności łożysk. 48

49 9. Pierwiastki stopowe i domieszki Celem wprowadzania dodatków stopowych do stali jest: wywołanie określonych zmian strukturalnych zwiększenie własności: mechanicznych i niektórych fizyko - chemicznych zwiększenia hartowności oraz efektywności obróbki cieplnej Wpływ pierwiastków stopowych na własności stali zależy w znacznym stopniu od tego, w jakiej fazie dany pierwiastek występuje. W zależności od ilości i rodzaju pierwiastków stopowych mogą one występować w następujących fazach: rozpuszczać się w ferrycie lub austenicie; tworzyć węgliki, azotki lub węglikoazotki; tworzyć fazy międzymetaliczne z żelazem lub między sobą; tworzyć związki z domieszkami (np. S, O 2 ) i znajdować się we wtrąceniach niemetalicznych; 49

50 Pierwiastki stopowe znajdujące się w roztworach stałych (ferrycie lub austenicie) wpływają na własności mechaniczne tych faz, na położenie temperatur krytycznych przemiany austenitu lub szybkość dyfuzji, na przemianę martenzytyczną i skłonność do odpuszczania. Wchodzenie pierwiastków stopowych do innych faz działa w bardziej złożony sposób, gdyż z jednej strony następuje zubożenie roztworu stałego w te pierwiastki, a z drugiej w zależności od własności wydzielonych faz, ich kształtu i dyspersji, ich wpływ na własności mechaniczne może być różny. Rysunek 45. Wpływ pierwiastków stopowych na temperaturę A c3 stali o stężeniu: 0,1% C, 0,2% Mn, 0,1% Si [16] Rysunek 46. Wpływ dodatków stopowych na temperaturę przemiany eutektoidalnej [19] 50

51 Ogólna charakterystyka znaczenia pierwiastków stopowych i domieszek niepożądanych lub podyktowanych technologią procesu stalowniczego: Chrom obok węgla jest zasadniczym składnikiem stali łożyskowych. Głównym jego zadaniem jest zwiększenie hartowności w takim stopniu, aby można było uzyskać dużą twardość i inne właściwości mechaniczne po łagodnym hartowaniu w oleju lub w gorących kąpielach. Dlatego zawartość jego jest uzależniona od wielkości przekrojów części. Chrom powoduje również zwiększenie zawartości i twardości węglików w stali. Jest to spowodowane przesunięciem punktu eutektoidalnego do zawartości węgla 0,7% przy ok. 1,5% Cr oraz znaczną rozpuszczalnością chromu cementycie (do 18%). Dzięki dużej zawartości i twardości węglików stal łożyskowa charakteryzuje się znacznie większą odpornością na ścieranie niż stal węglowa o tej samej zawartości węgla. Węgliki skoagulowane i o odpowiedniej dyspersji mają ponadto istotne znaczenie z punktu widzenia technologiczności procesu hartowania oraz własności mechanicznych po hartowaniu. Dzięki nim stal łożyskowa nie wykazuje skłonności do rozrostu ziarna austenitu nawet przy dość wysokich temperaturach austenityzowania. Drobnoziarnistość z kolei warunkuje wysokie własności mechaniczne, a zwłaszcza ciągliwość w stanie hartowanym, udarność i wytrzymałość zmęczeniową. Natomiast obecność chromu w martenzycie zwiększa jego odporność na odpuszczanie. Jednakże średnia zawartość te go pierwiastka w stali ponad 1,8-2% wywołuje wzrost stopnia segregacji węglików oraz pogorszenie obrabialności w stanie wyżarzonym. Mangan o zawartości do 0,5% spełnia główną rolę odtleniacza i pierwiastka wiążącego siarkę, przez co przeciwdziała kruchości stali na gorąco. Skłonność stali manganowych do rozrostu ziarna i wynikających stąd wielu niepożądanych skutków, praktycznie nie występuje w obecności chromu o zawartości ponad 1% lub innych pierwiastków tworzących trwałe węgliki. Według Rauzina [19] połowa ogólnej zawartości manganu jest rozpuszczona w tych właśnie węglikach typu M 3 C, które jako trudniej rozpuszczalne w austenicie niż niestopowy cementyt, hamują rozrost ziarna. Jednak ta część manganu, która wzbogaciła austenit, znacznie zwiększa jego trwałość a tym samym hartowność stali. Dlatego też w stalach na łożyska o średnich i dużych przekrojach stosuje się do 1,7% manganu. Mangan obniża temperatury krytyczne i zwiększa ich histerezę rozszerzając tym samym obszar trwałości fazy oraz przesuwa punkt S w lewo o ok. 0,07% C na każdy 1% Mn. Obniża on również temperaturę początku przemiany martenzytycznej, prze co zwiększa zawartość i stabilność austenitu szczątkowego. W związku z tym stale z 51

52 podwyższoną zawartością manganu charakteryzują się małą skłonnością do odkształceń podczas hartowania, co dla części o dużych przekrojach i wymiarach zewnętrznych ma bardzo istotne znaczenie. Stal ŁH15SG o dobrej jakości metalurgicznej ma wyższe własności wytrzymałościowe, w tym również wytrzymałość stykową, niż stal ŁH15, lecz uzyskanie dużej czystości i poprawnej makrostruktury jest trudniejsze. Krzem o zawartości do ok. 0,35% jest niezbędnym składnikiem wszystkich stali jakościowych. Spełnia on rolę silnego odtleniacza, zapobiegając powstawaniu wad makrostruktury i ujemnemu wpływowi tlenu związanego w mniej trwałych tlenkach. Krzem powoduje również znaczne zwiększenie trwałości austenitu w zakresie przemiany bainitycznej i tylko niewielkie w zakresie perlitycznym. Dlatego w stalach, w których przemiana bainityczna określa krytyczną szybkość chłodzenia, krzem podwyższa hartowność. Przypadek ten odnosi się również do stali typu ŁH15 po austenityzowaniu w temperaturze 860 C. Ponadto krzem zwiększa odporność martenzytu na odpuszczanie (zwłaszcza w obecności chromu), co dla stali łożyskowych jest wskazane. Oprócz wymienionych zalet, zwiększona zawartość krzemu (ponad ok. 0,4%) wywołuje również niepożądane zmiany własności, zwłaszcza technologicznych, gdyż powoduje zwiększenie twardości w stanie wyżarzonym wskutek tworzenia roztworu ziarna i pęknięć hartowniczych. Obniża się również ciągliwość w stanie hartowanym. Dlatego zawartość krzemu w stalach łożyskowych o podwyższonej hartowności jest ograniczona do 0,7-0,8% i tylko przy równocześnie zwiększonej zawartości manganu, który przeciwdziała niektórym ujemnym skutkom wpływu krzemu. Molibden wpływa bardzo korzystnie na wiele własności stali. Pierwiastek ten silnie zwiększa trwałość austenitu w zakresie perlitycznym i przez to hartowność, zwiększa odporność na odpuszczanie i ścieranie, a ponadto poprawia ciągliwość stali wysokowęglowych oraz granicę sprężystości i trwałość zmęczeniową ok. 1,5 razy. Molibden rozpuszcza się w cementycie do ok. 2% w stosunku do masy węglików. Do wzrostu hartowności przyczynia się więc tylko ta część jego średniej zawartości w stali, która wchodzi w skład austenitu. Bardzo korzystnie wpływa również molibden na stopień jednorodności chemicznej stali, co jest jedną z przyczyn wydatnego wzrostu hartowności. Pierwiastki niepożądane, do których zalicza się fosfor, siarkę, miedź, nikiel, a także tlen, azot i wodór pochodzą z surowców użytych do wytapiania stali lub przechodzą do niej z atmosfery (tlen, azot, wodór). Pierwiastki te w mniejszym lub większym stopniu wpływają ujemnie na własności technologiczne i użytkowe stali z wyjątkiem siarki i azotu, 52

53 które przy określonych zawartościach i warunkach mogą mieć korzystny wpływ na niektóre własności. Biorąc pod uwagę wpływ pierwiastków stopowych na przemiany austenitu podczas chłodzenia to wszystkie pierwiastki rozpuszczone w austenicie (oprócz Co) zwiększają hartowność stali: - pierwiastki austenitotwórcze Mn, Ni, Si- przesuwają krzywe początku i końca przemiany austenitu do dłuższych czasów (bez zmiany charakteru krzywych)- rys. 47a - pierwiastki węglikotwórcze Cr, W, Mo, V- przesuwają krzywe początku i końca przemiany austenitu do dłuższych czasów (zmieniając charakter krzywych)- rys. 47b. Rysunek 47. Schemat wpływu pierwiastków stopowych na kinetykę izotermicznej przemiany austenitu [21] 53

54 Zmianę własności mechanicznych żelaza α pod wpływem pierwiastków stopowych tworzących z nim roztwory ograniczone lub nieograniczone pokazano na rys. 48 Jak widać, mangan i krzem wyraźnie podwyższają wytrzymałość żelaza, powodując jednocześnie znaczny spadek plastyczności, natomiast nikiel, chrom, wolfram, czy molibden na własności mechaniczne żelaza oddziałują w niewielkim stopniu. Rysunek 48. Wpływ niektórych pierwiastków stopowych na własności mechaniczne żelaza α: a) na wytrzymałość na rozciąganie, b) na przewężenie [1] 54

55 10. Opis działania projektu Terminem Emisja Akustyczna (EA) określa się zjawisko generacji i rozprzestrzeniania się fal sprężystych w ośrodkach stałych i cieczach, wskutek szybkiego wyzwalania skumulowanej energii. Źródłem generacji fal może b yć przeskok atomów w sieci krystalicznej, rozwój i anihilacja dyslokacji p o r us za j ą c yc h s ię ze znacznym przyśpieszeniem lub opóźnieniem, procesy rozwoju mikropęknięć, przemieszczanie się fragmentów badanego ośrodka połączone z tarciem oraz wydarzenia w skali makroskopowej, na przykład katastroficzne zniszczenie konstrukcji. Wyzwalanie energii sprężystej w materiałach wiąże się z powstaniem chwilowych, lokalnych stanów niestabilnych. Z tego powodu emisja akustyczna odróżnia się zasadniczo od pozostałych metod badań nieniszczących. Na ogół we wszystkich, znanych metodach badań nieniszczących, wykorzystuje się oddziaływanie różnych form energii z wadami materiałowymi. Podczas EA sama wada staje się źródłem informacji. Wady przejawiające tendencję do rozwoju emitują fale akustyczne wynikające ze zmian stanu naprężeń, natomiast wady nie mogące rozwijać się przy danym poziomie naprężeń istniejących w materiale, takich fal nie emitują [45]. Przyczynami powodującymi zmiany stanu równowagi w materiale mogą być zmiana naprężenia, temperatury; może nią być także postępujący proces korozji, czy radiacja. Prawie wszystkie materiały, w tym metale emitują fale sprężyste, gdy są obciążone. Istnieje duża liczba zjawisk, które dzięki temu, że generują fale sprężyste, mogą być badane metodą EA. Należą do nich: odkształcenia plastyczne, tzn. poślizg dyslokacji lub bliźniakowanie, powstawanie i wzrost pęknięć, przemiany fazowe, zwłaszcza szybkie na przykład przemiana martenzytyczna [47, 48]. Sygnały EA wysyłane podczas hartowania z przemianą izotermiczną zapisywane są przy użyciu specjalnej aparatury, do której podłączony jest przetwornik ultradźwiękowy. Dźwięk obrabiany jest za pomocą karty rejestrującej zamontowanej w komputerze i zapisywany w pamięci, przy użyciu oprogramowania obsługującego analizator. Stanowisko to w latach ubiegłych zostało opracowane w prototypowej wersji w pracowni badań strukturalnych metali Uniwersytetu K. Wielkiego w Bydgoszczy przez T.Z. Woźniaka. W trakcie wieloletnich dalszych prac i badań udoskonalono pierwotną konstrukcję [46] i zastosowano specjalistyczne oprogramowanie. Pomiar sygnału emisji akustycznej realizowany jest za pośrednictwem falowodów w postaci dociskanych trzpieni z wykorzystaniem układu pneumatycznego. 55

56 Rysunek 49. Widok urządzeń do hartowania wraz z analizatorem i układem rejestracji sygnałów EA. Olej hartowniczy podgrzewany jest za pomocą grzałki opaskowej do temperatury 200 C. Próbki uprzednio nagrzewane przy temperaturze austenityzacji są następnie za pomocą specjalnych uchwytów, szybko przenoszone do stanowiska badawczego. Stanowisko badawcze wyposażone jest w mechanizm transportujący wygrzane próbki w 56

57 miejsce stykania się ruchomych trzpieni, zanurzonych w oleju. Prowadnice próbek zostały wykonane w różnych wersjach dla różnych rozmiarów próbek. Poprzez prowadnicę próbki zanurzane są w gorącym oleju i równocześnie zblokowane przez dwa ruchome trzpienie pełniące role falowodów. Trzpienie zbudowane są z materiału o tak dobranych właściwościach akustycznych, że emisja efektów przebiega praktycznie bez zakłóceń. Efekty EA odbierane za pomocą czujników akustycznych (sensorów) przesyłane są do analizatora, tam wzmacniane i przesyłane do komputera. Za pomocą zaprojektowanego programu są rejestrowane i przedstawione w formie graficznej wizualizacji. Sygnał EA w postaci fal sprężystych zamienia się na sygnał elektryczny za pomocą przetworników piezoelektrycznych, który ma postać gasnącej sinusoidy. Rejestrowane w urządzeniach odbiorczych impulsy mieszczą się w zakresie częstotliwości khz do MHz. W początkowym okresie rozwoju EA mierzone częstotliwości rzadko przekraczały 20kHz, mieściły się zatem w zakresie akustycznym, stąd powstał termin emisji akustycznej. W miarę doskonalenia urządzeń pomiarowych zakres ten stopniowo rozszerzano i obecnie osiąga się nawet 30MHz. W t e n s p o s ó b termin emisja akustyczna został zmieniony na emisję fal naprężeń (Stress Wave Emission SWE). W większości przypadków nadal używa się jednak nazwy Emisji Akustycznej, którą należy traktować jako nazwę umowną. Zazwyczaj obserwuje się dwa rodzaje EA: emisję ciągłą i emisję impulsową. Emisja impulsowa jest wynikiem gwałtownego uwalniania energii sprężystej przez źródło znajdujące się w badanym materiale, podczas gdy emisja ciągła powstaje w wyniku nakładania na siebie wielu sygnałów pochodzących z wielu różnych źródeł rys

58 a) b) c) Rysunek 50. Fragmenty zapisu EA dla stali ŁH15SG z charakterystycznymi wybuchami w czasie pomiędzy 1-2 sek. badań przy temperaturze a) 100 C, b) 160 C, d) 190 C. Przy obróbce niskotemperaturowej stali łożyskowej występują przemiany fazowe trudne do identyfikacji ze względu na nakładające się różne zjawiska oraz ze względu na ich udział objętościowy. Obiecującą pod tym względem może być emisja akustyczna. Kontrolowanie zjawisk występujących podczas przemiany jest możliwe w oparciu o wyznaczenie parametrów akustycznych oraz charakterystyk czasowych i częstotliwościowych fal sprężystych [49]. Stanowisko badawcze umożliwiło obróbkę cieplną z oziębianiem do wybranych wartości temperatury pomiędzy M s a M f. Taka obróbka cieplna zapewnia osiągnięcie odpowiedniego rozdziału węgla, w celu wzbogacenia austenitu w węgiel i sterowanie poprzez to kinetyką tworzenia midribów stanowiących istotne źródła emisji akustycznej [50]. 58

59 11. Podsumowanie W części teoretycznej niniejszej pracy przedstawiono podstawowe informacje dotyczące przemian fazowych, parametrów wpływających na przemiany, obróbki cielnej kształtującej właściwości materiałów. Jak widać z powyższego, krótkiego zresztą przeglądu, liczba czynników strukturalnych kształtujących rzeczywiste właściwości metali i stopów jest olbrzymia. Poznanie tych czynników i umiejętne nimi kierowanie jest podstawowym warunkiem uzyskiwania optymalnych dla danego zastosowania własności materiałów. Dzięki prowadzonym badaniom możliwe będzie opracowanie optymalnych parametrów obróbki cieplnej skorelowanych z pożądanymi właściwościami mechanicznymi. 59

60 II. Cześć Eksperymentalna 1. Cel i teza pracy Niniejsza praca jest elementem składowym projektu badawczego mającego na celu opracowanie systemu do wyznaczania optymalnej temperatury obróbki izotermicznej stali z wykorzystaniem metody emisji akustycznej. Efektem końcowym przeprowadzonych prac rozwojowych objętych projektem będzie system składający się ze stanowiska umożliwiającego pomiar sygnałów emisji akustycznej podczas hartowania oraz procedury badania, analizy i interpretacji uzyskanych wyników. W skutek realizacji projektu powstanie dokumentacja techniczna oraz prototyp stanowiska do hartowania z jednoczesnym pomiarem sygnałów emisji akustycznej. Celem niniejszej pracy jest udokumentowanie i scharakteryzowanie właściwości użytkowych stali ŁH15SG poddanej obróbce cieplnej w różnych warunkach. Otrzymane wyniki posłużą do określenia korelacji pomiędzy parametrami sygnałów emisji akustycznej a właściwościami użytkowymi materiału. Prace badawcze przeprowadzane w ramach tego zagadnienia obejmowały badania mikrotwardości, badania statycznej wytrzymałości na rozciąganie, badania zmęczeniowej wytrzymałości stykowej oraz geometrii wałków po teście zużyciowym. 60

61 2. Metodyka badań 2.1 Materiał użyty do badań Do badań została użyta stal ŁH15SG - materiał szeroko stosowany w rozwiązaniach konstrukcyjnych (np. łożyska toczne, sworznie). Stribeck [21] wykazał (prawdopodobnie już ok. 1900r.), że własności którymi powinny się charakteryzować łożyska toczne można osiągnąć stosując do ich wytwarzania stale zawierające ok. 1% C i ok. 0,5-1,6% Cr. Ze względu na skład chemiczny, a także i na niektóre zastosowania, są to typowe stale narzędziowe do pracy na zimno. Stale te w latach późniejszych znalazły tak duże zastosowanie w produkcji łożysk w wielu krajach, że przyjęła się dla nich ogólna nazwa stali łożyskowych. Dla stali ŁH15SG tak dobiera się warunki obróbki, aby wykorzystać zalety materiału jakie wynikają z dodatku 1,5% chromu zapewniającego dużą hartowność. Ponadto, podwyższona (w stosunku do stali ŁH15) zawartość krzemu i manganu umożliwia zahartowanie elementów o dużych rozmiarach. Poza tym należy mieć na uwadze, że stal o zawartości około 1% węgla po zahartowaniu osiąga dużą twardość i odporność na ścieranie. W dodatku, wysoki stopień czystości i jednorodności zapewnia dużą wytrzymałość na zmęczenie oraz ograniczenie pasmowości i segregacji. Stalom łożyskowym stawia się bardzo wysokie wymagania ze względu na trudne warunki pracy. Wymagania dotyczą głównie czystości i jednorodności struktury, dlatego też zawartość zanieczyszczeń, głównie fosforu, siarki, niklu i miedzi, jest ograniczona i wynosi maksymalnie: 0,027%P; 0,02%S; 0,3%Ni; 0,25%Cu [21]. Skład chemiczny stali ŁH15 i ŁH15SG zaprezentowano w tabeli 2. Tabela 2. Skład chemiczny stali ŁH15 i ŁH15SG [wg normy PN-74/H ] Skład chemiczny stali ŁH15 i ŁH15SG Oznaczenie gatunku C Si Mn Cr P S Ni Cu ŁH15 0,95-1,1% 0,15-0,35% 0,25-0,45% 1,3-1,65% 0,027% 0,02% 0,3% 0,25% ŁH15SG 0,95-1,1% 0,4-0,65% 0,95-1,25% 1,3-1,65% 0,027% 0,02% 0,3% 0,25% Jak łatwo zauważyć stal ŁH15SG w stosunku do stali ŁH15 jest wzbogacona w mangan i krzem. 61

62 W normach zagranicznych możemy odnaleźć odpowiedniki bądź zbliżone gatunki, do stali łożyskowej, pod oznaczeniami podanymi w tabeli 3: Tabela 3. Oznaczenia stali ŁH15 i ŁH15SG wg EN, DIN i SEA/ASTM/AISI [32] Stal na łożyska toczne wg PN-74/H Gatunek stali wg PN Odpowiedniki lub zbliżone gatunki wg EN Nr materiałowy i odpowiedniki lub zbliżone gatunki wg DIN Odpowiedniki lub zbliżone gatunki wg SEA/ASTM/AISI ŁH15 100Cr Cr ŁH15SG 100CrMn CrMn6 - Pręt ze stali ŁH15SG o średnicy 45 mm, w stanie zmiękczonym, został pocięty na krążki o grubości 2 mm. Następnie elementy zostały poddane galwanicznemu niklowaniu, czyli procesowi pokrywania wyrobów metalowych warstwą niklu. Nikiel jako metal o właściwościach ferromagnetycznych, dość dobrze przewodzący ciepło i elektryczność, stosuje się do ochrony stali przed korozją (gdyż ma on właściwości samorzutnego pokrywania się pasywną, tlenkową warstewką). Powłoki niklowe muszą być szczelne. W przypadku rys, porów, spękań pojawia się korozja wżerowa. Warstwa niklu ma spełniać ważną rolę podczas badania przemiany, jaka zachodzi w badanych krążkach w czasie hartowania zwykłego bądź izotermicznego ma chronić powierzchnię przed utlenieniem i zapewnić powtarzalność kontaktu pomiędzy próbką a sondą EA. Próbki obrabiano cieplnie w następujących warunkach: - próbka w stanie wyjściowym, w stanie nieobrobionym - próbka austenityzowana w 800 C (hartowanie ciągłe) - próbka austenityzowana w 950 C (hartowanie ciągłe) - próbka austenityzowana w 950 i hartowana izotermicznie w 100 C - próbka austenityzowana w 950 i hartowana izotermicznie w 160 C - próbka austenityzowana w 950 i hartowana izotermicznie w 190 C 62

63 2.2 Mikrotwardość badana metodą Vickersa Twardość mierzona przy obciążeniu wgłębnika poniżej 9,81 N (1 kg) nosi nazwę mikrotwardości. Małe rozmiary odcisków umożliwiają pomiary twardości składników fazowych i mikrostrukturalnych w stopach metali, pojedynczych ziaren i wtrąceń niemetalicznych. Mikrotwardość wykorzystuje się w badaniach procesów dyfuzji, efektów odkształcenia plastycznego, anizotropii własności, zjawisk zachodzących w pobliżu granic ziaren oraz badaniach wpływu różnych czynników i procesów na własności materiałów. Sama zasada pomiaru mikrotwardości HV właściwie nie różni się od zasady pomiaru makrotwardości HV. Istotna różnica polega nie tylko w zastosowaniu mniejszych obciążeń, ale przede wszystkim w dokładności wykonania wgłębnika, gładkości badanej powierzchni i innych elementów mających wpływ na wynik pomiaru. Ostrosłup diamentowy wgłębnika powinien mieć między przeciwległymi ścianami kąt równy '. Wszystkie ściany ostrosłupa powinny być jednakowo nachylone do osi z dokładnością do 20'. Wierzchołek powinien być ostro zakończony, dopuszczalna długość krawędzi do 0,5 m. Rysunek 51. Kształt wgłębnika dla pomiarów metodą Vickersa [43] 63

64 Ostrosłup powinien być wypolerowany i nie powinien wykazywać pęknięć, zadrapań lub innych wad widocznych przy powiększeniu 50 - krotnym. Krawędzie i wierzchołek nie powinny wykazywać wykruszeń i innych wad widocznych przy krotnym powiększeniu. Robocza część wgłębnika i badana powierzchnia próbki powinny być w czasie próby suche i odtłuszczone [36]. Rysunek 52. Parametry odcisku dla wgłębnika Vickersa [43] W celu otrzymania prawidłowego wyniku pomiaru należy bardzo starannie przygotować powierzchnię przedmiotu. Szlifowanie i polerowanie mechaniczne powoduje zgniot materiału, który wpływa istotnie na wynik pomiaru mikrotwardości. Zgniot po polerowaniu mechanicznym można usunąć przez zastosowanie polerowania elektrolitycznego. Polerowanie mechaniczne stosowane do próbek metalograficznych ma również szerokie zastosowanie do próbek przeznaczonych do pomiarów mikrotwardości. W przypadku polerowania mechanicznego zaleca się próbkę nieznacznie wytrawić w celu łatwiejszego usuwania rys. Dla uzyskania równomiernego wytrawienia powierzchnia próbki powinna być czysta i niezatłuszczona, w przeciwnym przypadku próbka wytrawia się bardzo nierówno, co nieraz może być przyczyną wyciągania błędnych wniosków. Jeżeli podczas wytrawiania zaobserwuje się lekkie zmatowienie powierzchni, to należy wytrawianie natychmiast przerwać i powierzchnię szybko zmyć w strumieniu wodnym, następnie wysuszyć w strumieniu powietrza. Należy przyjąć zasadę, żeby próbkę raczej nie dotrawić niż przetrawić, gdyż niedotrawioną próbkę można zawsze poddać dodatkowemu dotrawianiu, natomiast próbkę przetrawioną należy z powrotem polerować i cały żmudny proces powtórzyć od początku. 64

65 Wytrawione próbki gotowe do obserwacji należy zabezpieczyć przed szkodliwym działaniem wilgoci atmosferycznej przez przechowywanie ich w eksykatorach ze środkami odwadniającymi ( np. chlorku wapnia ). Przy pomiarach twardości warstwy powierzchniowej należy często wykonywać odciski w bezpośredniej odległości od brzegu zgładu. Złe przygotowanie zgładu próbki powoduje zaokrąglenie brzegu próbki, co przyczynia się do zniekształcenia odcisków. W celu uniknięcia zaokrągleń należy próbkę zamocować w uchwycie z tego samego materiału co próbka, aby nie było szczelin między badaną próbką i uchwytem. Próbki bardzo małe należy wtapiać w pierścienie metalowe za pomocą szelaku lub stopów łatwo topliwych albo wprasowywać w żywice sztuczne. Wykonanie odcisków bardzo blisko siebie powoduje nakładanie się odkształceń i utwardzeń, przez co otrzymane wyniki są zupełnie nieprawidłowe. Aby uniknąć wzajemnego wpływu odcisków należy dbać, aby odległość od środka odcisku do brzegów sąsiedniego odcisku nie była mniejsza niż podwójna długość przekątnej odcisku, a odległość odcisków od środka brzegów próbki nie powinna być mniejsza niż podwójna długość przekątnej odcisku. Grubość próbki lub badanej warstwy powinna wynosić co najmniej 2/3 długości przekątnej odcisku. Na odwrotnej stronie próbki nie powinno być śladów odkształceń wywołanych działaniem obciążenia wgłębnika pod miejscem odcisku. Obciążenie wgłębnika wg normy może wynosić: 0,049; 0,098; 0,196; 0,49; 0,98; 1,96 i 4,9 N ( czyli 0,005; 0,01; 0,02; 0,05; 0,1; 0,2 i 0,5 kg), ale dopuszcza się dowolne obciążenia poniżej 9,8 N (1 kg). W celu odpowiedniego doboru obciążenia należy kierować się następującymi wskazówkami: dokładność pomiaru; wyznaczanie mikrotwardości poszczególnych ziaren, czy średniej twardości stopu; struktura materiału; twardość materiału lub składnika strukturalnego. Dla uzyskania prawidłowych wyników pomiarów bardzo ważne jest, aby zetknięcie się powierzchni próbki z wgłębnikiem nastąpiło bez uderzeń i wstrząsów. Norma ogranicza czas zwiększania obciążenia do osiągnięcia żądanej siły F do 15 s. Czas utrzymania całkowitego obciążenia F na wgłębnik wg normy powinien wynosić 15 s. Przedmiot badany powinien być ułożony na stoliku przedmiotowym tak, aby badana powierzchnia płaska była prostopadła do osi wgłębnika (kierunku obciążenia). Podczas pomiaru przedmiot nie powinien ulec poruszeniu, ani wyginaniu. Jeżeli istnieje jakiekolwiek prawdopodobieństwo, że warunek ten może nie być spełniony, to należy przedmiot odpowiednio zamocować do stolika pomiarowego. 65

66 Pomiaru przekątnych odcisku dokonuje się za pomocą urządzenia odczytowego mikroskopu, a długość przekątnej oblicza się ze wzoru: d = D m gdzie: D - wartość działki elementarnej podziałki mikroskopu pomiarowego w µm, m - liczba odczytanych działek. Jeżeli urządzenie pomiarowe umożliwia pomiar dwóch przekątnych, to należy dokonać pomiaru obu przekątnych odcisku i obliczyć średnią arytmetyczną. Różnica przekątnych odcisku nie powinna przekraczać błędu 5%. Twardość odczytuje się z tablic na podstawie przekątnych odcisku. Mikrotwardość Vickersa oznacza się identycznie jak makrotwardość Vickersa, tj. po symbolu HV podaje się liczbę oznaczającą obciążenie w kilogramach - siły działającej na wgłębnik, np. HV 0,05 (obciążenie 0,05 kg). Twardość równą lub większą od 100 HV należy podawać z dokładnością równą lub mniejszą niż 1 HV, a twardość poniżej 100 HV - z dokładnością nie mniejszą niż 0,1 HV. 66

67 2.3 Mikrotwardość badana na urządzeniu Hysitron Mikrotwardość była również badana przy użyciu urządzenia Hysitron (rysunek 53). Urządzenie to wykorzystuje technikę nanoindentacji, która czasami okazuje się dokładniejsza od klasycznych metod pomiaru. Rysunek 53. Urządzenie Hysitron [20] Pomiar mikrotwardości polega na próbie wciskania wgłębnika, w czasie której kontroluje się siłę i głębokość wciskania. W doświadczeniu stosuje się diamentowy, ostrosłupowy wgłębnik Berkovicha. Rysunek 54. Obraz SEM wgłębnika Berkovicha używanego do pomiarów mikrotwardości [43] 67

68 Ostrosłup diamentowy wgłębnika powinien mieć między krawędzią a przeciwległą do niej ścianą kąt równy 142,35 (rysunek 55 i 56). Rysunek 55. Parametry odcisku dla Rysunek 56. Obraz poglądowy wgłębnika wgłębnika Berkovicha [43] Berkovicha [20] Każdy etap wciskania składa się z fazy obciążenia i całkowitego lub częściowego odciążenia próbki. Przykładowy wykres siła przemieszczenie z jednego etapu wciskania przedstawiono na rysunku 57. Należy zwrócić uwagę na przemieszczenia, które są rzędu nano- i mikrometrów. Rysunek 57. Krzywe obciążenia i odciążenia z próby pomiaru mikrotwardości przy maksymalnym obciążeniu P t i uzyskana głębokość zagłębienia h t.[43] 68

69 Przykładowe wykresy zależności siły obciążenia od przemieszczenia dla różnych materiałów zostały przedstawione na rysunku 58. Można zaobserwować jak zmienia się krzywa obciążania w zależności od właściwości materiałów. Rysunek 58. Schemat przykładów krzywych obciążania dla różnych materiałów i ich własności [43] 69

70 2.4 Mikroskopia świetlna Badania metalograficzne na mikroskopie świetlnym były wykonywane w celu ujawnienie struktury metali i ich stopów oraz wad niewidocznych okiem nieuzbrojonym. Pozwalają one na rozróżnienie składników strukturalnych i określenie ich morfologii, ilości, wymiarów i rozmieszczenia. Zakres powiększeń uzyskiwanych w mikroskopie zależy od zastosowanych obiektywów i okularów i ma ograniczenia związane z prawami fizyki. Ograniczeniem jest zakres długości fal światła widzialnego. W mikroskopii świetlnej wykorzystuje się różne techniki obserwacji m.in. w polu jasnym, ciemnym, kontrast fazowy itd. Zdjęcia metalograficzne zamieszczone w tej pracy zostały wykonane przy użyciu mikroskopu optycznego NIKON EPIPHOT 200 (rysunek 59). Obraz uzyskany w mikroskopie był przekazywany, za pośrednictwem kamery, do komputera, gdzie specjalne oprogramowanie zapewniło automatyczną analizę obrazu. Obserwacja była prowadzona w polu jasnym, przy różnych powiększeniach. Rysunek 59. Mikroskop optyczny NIKON EPIPHOT 200 [37] 70

71 2.5 Skaningowy mikroskop elektronowy (SEM) W mikroskopach skaningowych wiązka elektronów bombarduje próbkę, skanując jej powierzchnię punkt po punkcie. Pod wpływem wiązki elektronów próbka emituje różne sygnały (m. in. elektrony wtórne, elektrony wstecznie rozproszone, charakterystyczne promieniowanie rentgenowskie), które są rejestrowane za pomocą odpowiednich detektorów, a następnie przetwarzane na obraz próbki lub widmo promieniowania rentgenowskiego. Dla przykładu: - SE (Secondary Electrons) obraz topograficzny badanej powierzchni uzyskujemy w mikroskopie wykorzystując emisję elektronów wtórnych z próbki, czyli elektronów wyrzuconych z wewnętrznych powłok elektronowych atomów próbki na skutek zderzeń niesprężystych z elektronami pierwotnymi (elektronami wiązki). Ze względu na niską energię elektrony mogą się wydostać tylko z cienkiej, przypowierzchniowej warstwy próbki. Dzięki temu dają one obrazy o bardzo dobrej rozdzielczości. W obrazie uzyskanym dzięki elektronom wtórnym kontrast związany jest z topografią próbki. Obszar wzbudzenia leży blisko powierzchni, dlatego więcej elektronów wtórnych może uciec z punktów na szczycie wierzchołka, niż z punktów na dnie zagłębienia - stąd też partie wypukłe są jasne, a partie wklęsłe są ciemne. - BSE (Backscattered Electrons) obraz badanej powierzchni uzyskujemy w mikroskopie wykorzystując elektrony wstecznie, elastycznie rozproszone (elektrony odbite), czyli pierwotne elektrony (elektrony wiązki), które na skutek zderzeń sprężystych z jądrami atomów próbki zostały odbite z powrotem od próbki. Elektrony te mają wysoką energię. Wyższa energia BSE powstaję w większym obszarze oddziaływania czego rezultatem jest obniżenie rozdzielczości obrazów BSE w stosunku do SE. W obrazach BSE kontrast jest wynikiem różnicy średniej liczby atomowej pomiędzy poszczególnymi punktami próbki. Obszary próbki zawierające jądra pierwiastków o wysokiej liczbie atomowej rozpraszają wstecznie więcej elektronów, dzięki czemu są odwzorowywane na obrazach BSE jako miejsca jaśniejsze. Właściwie zinterpretowane obrazy BSE dostarczają ważnych informacji o zróżnicowaniu składu próbki [38]. Elektronowy mikroskop skaningowy posiada wysoką zdolność rozdzielczą i głębię ostrości, w związku z czym możliwe było uzyskanie znacznie większych powiększeń niż w przypadku mikroskopu świetlnego. 71

72 Do badań został wykorzystany skaningowy mikroskop elektronowy (SEM) Hitachi S-2600N (rysunek 60) oraz skaningowy mikroskop elektronowy TM-1000 Hitachi. Rysunek 60. Skaningowy mikroskop elektronowy Hitachi S-2600N [39] 72

73 2.6 Badania statycznej wytrzymałości na rozciąganie Statyczna próba rozciągania metali jest jedną z podstawowych prób stosowanych dla określenia własności mechanicznych metali. Z próby tej wyznacza sie własności wytrzymałościowe i plastyczne (technologiczne) badanego materiału. Z badanego materiału (w postaci elementu, wyrobu hutniczego itp.) pobiera sie próbki, które po zamocowaniu w maszynie wytrzymałościowej, poddaje sie rozciąganiu aż do zerwania. Próbę wykonuje sie według Polskiej Normy: PN EN : 2004 (Metale. Próba rozciągania). Badania były przeprowadzane na maszynie MTS 810 (rysunek 61). MTS 810 jest maszyną wytrzymałościową sterowaną komputerowo o napędzie hydraulicznym, pozwalającą na prowadzenie szerokiego zakresu badań własności mechanicznych różnych materiałów przy małych i dużych obciążeniach zarówno w badaniach statycznych, jak i dynamicznych. Badania można prowadzić pod kontrolą przemieszczenia, jak i również pod kontrolą siły. Maszyna ta daje możliwość przeprowadzenia klasycznej próby rozciągania przy zadanych parametrach tj. szybkości odkształcenia, jak również wysokocyklowe próby zmęczeniowe. Rysunek 61. Maszyna wytrzymałościowa MTS 810 [40] 73

74 2.7 Badania zmęczeniowej wytrzymałości stykowej Badania zmęczeniowej wytrzymałości stykowej przeprowadzono na serii próbek wykonanych ze stali ŁH15SG, które po obróbce wiórowej i szlifowaniu poddano hartowaniu przy różnych temperaturach, a następnie powtórnemu szlifowaniu w celu uzyskania odpowiednich wymiarów i chropowatości badanej powierzchni. Z jednego pręta o średnicy 46mm wycinano, wzdłuż osi, 6 szt pryzmatycznych kawałków z których następnie wytaczano próbki. Zatem wszystkie próbki były pobierane z materiału zalegającego na tej samej głębokości pod powierzchnią pręta. Badania wytrzymałości stykowej T H przeprowadzono przy użyciu urządzenia typu ULP-2. Stosowano cylindryczne próbki o wymiarach φ 8 x 40mm współpracujące z dwoma rolkami dociskającymi; napędzaną i napędzającą o średnicy 150mm i promieniu styku r = 10 mm wykonanymi ze stali ŁH15 o twardości 60HRC. Próbkę obciąża się przez układ dwu Dźwigni i odpowiednie ugięcie wyskalowanej sprężyny. Konstrukcja urządzenia oraz wymiary próbki umożliwiają przeprowadzenie na niej 5 pomiarów. Podczas badania próbka i rolki poruszają się ruchem tocznym bez poślizgu. Urządzenie ULP-2 jest wyposażone w elektroniczny system zabezpieczający, który powoduje wyłączenie się silnika napędowego i odciążenie układu próbka - rolki przy wzroście drgań wywołanych wykruszeniem się powierzchni próbki lub rolki. Badania przeprowadzono przy częstotliwości f = 300 Hz i przyjętej bazie N G = 2 x 10 7 cykli, zgodnie z normą PN- 83/H i procedura opisaną w instrukcji obsługi maszyny. W częściach maszyn pracujących w warunkach działania zmiennych obciążeń stykowych oraz w obecności oleju występuje zjawisko niszczenia powierzchni przez wykruszenie (pitting). Zniszczenie ma to miejsce najczęściej wtedy, gdy współpracujące powierzchnie stykają się w ruchu obrotowym, a stosunek powierzchni styku do całkowitej ich powierzchni jest bardzo mały (łożyska, koła zębate itp.). Ze względu najczęstszy charakter ruchu toczenie z poślizgiem oraz wielkość przenoszonych obciążeń, oprócz wyruszeń na powierzchni występują i innego rodzaju zużycia jak ścieranie, utlenianie i korozja. Najczęściej początek niszczenia jest umiejscowiony w strefie działania największych naprężeń stycznych, na pewnej głębokości pod powierzchnią w pobliżu tzw. punktu Bielajewa lub są nimi szczeliny i rysy istniejące na powierzchni. Wzrost naprężeń statycznych powoduje przemieszczenie się punktu Bielajewa w kierunku powierzchni w 74

75 związku z czym i powstawanie odkształceń plastycznych przesuwa się ku powierzchni obracającej się próbki. Na rozwój pęknięć pittingowych ma również wpływ umocnienie materiału i rozkład naprężeń własnych. Pod wpływem dużej liczby obciążeń tworzą się układy pasm poślizgów, które doprowadzają do powstania w tych strefach mikropęknięć zmęczeniowych. Dalszy ich rozwój ułatwia stan naprężeń własnych oraz rozklinowujące działanie oleju. W dużej mierze mechanizm powstawania pęknięć zmęczeniowych zależy od właściwości wytrzymałościowych materiału, stykających się powierzchni ich chropowatości i wartości współczynnika tarcia, Na wytrzymałość stykową elementów tocznych wpływa zatem szereg czynników, które wymienia się w następującej kolejności: - twardość materiału na powierzchni; - stan naprężeń w obszarze styku; - stan naprężeń własnych wielkość odkształceń; - struktura materiału warstwy wierzchniej; - właściwości czynnika smarującego; - geometria i chropowatość powierzchni. Geometrię powierzchni wałków po teście zużyciowym charakteryzowano przy wykorzystaniu profilometrii interferencyjnej (laserowej) za pomocą urządzenia WYKO 9300 firmy Veeco oraz mikroskopii skaningowej. 75

76 3. Wyniki badań i analiza 3.1 Wyniki badania mikrotwardości mierzonej metodą Vickersa Badaniom zostały poddane próbki hartowane w sposób ciągły z temperatur 800 C i 950 C, próbka w stanie wyjściowym oraz próbki austenityzowane w 950 C przez godzinę a następnie hartowane izotermicznie w 100 C, 160 C i 190 C przez 8 godzin. Pomiar był dokonywany wzdłuż promienia od zewnętrznej strony półokręgu do jego środka, zostało to poglądowo zilustrowane na rysunku 62. Rysunek 62. Schemat próbki oraz rozmieszczenia odcisków Warunki badania określa PN EN ISO ,wymagania odnośnie twardościomierzy PN EN ISO ,zaś wzorców PN EN ISO

77 Mikrotwardośd (HV) Mikrotwardośd (HV) Mikrotwardośd próbki w stanie wyjściowym Odległośd (mm) Rysunek 63. Wykres mikrotwardość próbki w stanie wyjściowym wykonywany metodą Vickersa Można zaobserwować bardzo duży rozrzut wyników. Średnia wartość mikrotwardości dla próbki w stanie wyjściowym wyniosła 182 HV. 400 Mikrotwardośd próbki hartowanej z temp. 800 C Rysunek 64. Wykres mikrotwardość próbki hartowanej w 800 C wykonywany metodą Vickersa Odległośd (mm) Pomiar był dokonywany wzdłuż promienia. Nie można zaobserwować żadnej prawidłowości na powyższym wykresie. Wartość średnia to 247 HV 77

78 Mikrotwardośd (HV) Mikrotwardośd (HV) 1200 Mikrotwardośd próbki hartowanej z temp. 950 C Odległośd (mm) Rysunek 65. Wykres mikrotwardość próbki hartowanej w 950 C wykonywany metodą Vickersa Można zaobserwować, że wraz ze zbliżaniem się do środka próbki mikrotwardość spada do pewnego poziomu i następnie się stabilizuje. Wartość mikrotwardości na odcinku który uległ stabilizacji jest podobna do wartości próbki hartowanej z 800 C. Średnia wartość po ustabilizowaniu wynosi 230 HV. 350 Mikrotwardośd próbki hartowanej izotermicznie w 100 C Rysunek 66. Wykres mikrotwardość próbki hartowanej izotermicznie w 100 C wykonywany metodą Vickersa Odległośd (mm) Średnia wartość mikrotwardości wynosi 256 HV. 78

79 Mikrotwardośd (HV) Mikrotwardośd (HV) Mikrotwardośd próbki hartowanej izotermicznie w 160 C Rysunek 67. Wykres mikrotwardość próbki hartowanej izotermicznie w 160 C wykonywany metodą Vickersa Odległośd (mm) Można zaobserwować, że wraz ze zbliżaniem się do środka próbki mikrotwardość spada do pewnego poziomu i następnie się stabilizuje. Średnia wartość wynosi 276 HV a na odcinku ustabilizowanym średnia wartość wynosi 262 HV. 400 Mikrotwardośd próbki hartowanej izotermicznie w 190 C Rysunek 68. Wykres mikrotwardość próbki hartowanej izotermicznie w 190 C wykonywany metodą Vickersa Odległośd (mm) Średnia wartość mikrotwardości wynosi 280 HV. 79

80 Tabela 4. Zestawienie wyników mikrotwardości Mikrotwardość (HV) Stan Hart. Hart. Hart. Izoter. Hart. Izoter. Hart. Izoter. wyjściowy z 800 C z 950 C w 100 C w 160 C w 190 C Najwyższą mikrotwardość wykazuje próbka hartowana izotermicznie w 190 C. Równie wysoką średnią wartość mikrotwardości wykazuje również próbka w stanie wyjściowym ale występują w tym przypadku bardzo duże wahania wyników. W przypadku próbki hartowanej z 950 C oraz próbek hartowanych izotermicznie w 160 C i 190 C można zaobserwować spadek wartości mikrotwardości wraz ze zbliżaniem się do środka próbki. 80

81 Poniżej zostały przedstawione przykładowe zdjęcia odcisków wykonanych przy użyciu wgłębnika Vickersa: Rysunek 69. Odcisk wgłębnika Vickersa, próbka w stanie wyjściowym Rysunek 70. Odcisk wgłębnika Vickersa, próbka hartowana z 800 C 81

82 Rysunek 71.Odcisk wgłębnika Vickersa, próbka hartowana z 950 C Rysunek 72. Odcisk wgłębnika Vickersa, próbka hartowana izotermicznie w 100 C 82

83 Rysunek 73. Odcisk wgłębnika Vickersa, próbka hartowana izotermicznie w 160 C Rysunek 74. Odcisk wgłębnika Vickersa, próbka hartowana izotermicznie w 190 C 83

84 E (GPa) H (GPa) 3.2 Wyniki mikrotwardości mierzonej na urządzeniu Hysitron. Pomiar podobnie jak w metodzie Vickersa był dokonywany po promieniu próbki będącej półokręgiem. Próbka w stanie wyjściowym badana pod obciążeniem 100 mn. 4 Mikrotwardośd Odległośd (mm) Rysunek 75. Wykres obrazujący zależność twardości H od rozmieszczenia odcisku na promieniu 300 Moduł Younga Odległośd (mm) Rysunek 76. Wykres obrazujący zależność modułu Younga E od rozmieszczenia odcisku na promieniu Średnia wartość modułu Younga wyniosła 165 GPa. Występuje bardzo duży rozrzut wartości twardości H dla próbki badanej pod obciążeniem 100 mn. Średnia wartość to 1,8 GPa. 84

85 E (GPa) H (GPa) Próbka w stanie wyjściowym badana pod obciążeniem 1000 mn. 4 Mikrotwardośd Odległośd (mm) Rysunek 77. Wykres obrazujący zależność twardości H od rozmieszczenia odcisku na promieniu 300 Moduł Younga Odległośd (mm) Rysunek 78. Wykres obrazujący zależność modułu Younga E od rozmieszczenia odcisku na promieniu. Średnia wartość modułu Younga wyniosła 165 GPa. Średnia wartość twardości H wyniosła 1,8 GPa 85

86 E (GPa) H (GPa) Próbka hartowana z 800 C. Mikrotwardośd 3,5 3 2,5 2 1,5 1 0, Rysunek 79. Wykres obrazujący zależność twardości od rozmieszczenia odcisku na promieniu Odległośd (mm) 250 Moduł Younga Odległośd (mm) Rysunek 80. Wykres obrazujący zależność modułu Younga E od rozmieszczenia odcisku na promieniu Nie można zaobserwować żadnego powiązania pomiędzy odległością od środka próbki a wartością modułu Younga E. Średnia wartość Modułu Younga to 196 GPa Nie można zaobserwować żadnego powiązania pomiędzy odległością od środka próbki a wartością mikrotwardości. Średnia wartość mikrotwardości to 2,5 GPa. 86

87 E (GPa) H (GPa) Próbka hartowana z 950 C Mikrotwardośd 2,5 2 1,5 1 0, Rysunek 81. Wykres obrazujący zależność twardości H od rozmieszczenia odcisku na promieniu Odległośd (mm) Moduł Younga Odległośd (mm) Rysunek 82. Wykres obrazujący zależność modułu Younga E od rozmieszczenia odcisku na promieniu W porównaniu do próbki pierwszej (hartowanej z 800 C) nie można stwierdzić już takich dużych różnic. Wartość Modułu Younga jest na całym promieniu niemalże stała. Wartość średnia 172 GPa Na powyższym wykresie (rys. 81) można zaobserwować nieznaczny spadek wartości twardości H wraz ze zbliżaniem się do środka próbki. Średnia wartość wynosi 1,89 GPa. 87

88 E (GPa) H (GPa) Próbka hartowana izotermicznie w 100 C 3 2,5 2 Mikrotwardośd 1,5 1 0, Rysunek 83. Wykres obrazujący zależność twardości H od rozmieszczenia odcisku na promieniu Odległośd (mm) Moduł Younga Odległośd (mm) Rysunek 84. Wykres obrazujący zależność modułu Younga E od rozmieszczenia odcisku na promieniu. Średnia wartość Modułu Younga wyniosła 205 GPa. Średnia wartość twardości wyniosła 2,5 GPa 88

89 E (GPa) H (GPa) Próbka hartowana izotermicznie w 160 C 3 2,5 2 Mikrotwardośd 1,5 1 0, Rysunek 85. Wykres obrazujący zależność twardości H od rozmieszczenia odcisku na promieniu Odległośd (mm) Moduł Younga Odległośd (mm) Rysunek 86. Wykres obrazujący zależność modułu Younga E od rozmieszczenia odcisku na promieniu. Średnia wartość modułu Younga to 220 GPa. Średnia wartość mikrotwardości to 2,6 GPa. 89

90 E (GPa) H (GPa) Próbka hartowana izotermicznie w 190 C 3,5 3 2,5 Mikrotwardośd 2 1,5 1 0, Rysunek 87. Wykres obrazujący zależność twardości H od rozmieszczenia odcisku na promieniu Odległośd (mm) Moduł Younga Odległośd (mm) Rysunek 88. Wykres obrazujący zależność modułu Younga E od rozmieszczenia odcisku na promieniu. Średnia wartość modułu Younga to 236 GPa. Średnia wartość mikrotwardości to 2,72 GPa. 90

91 Tabela 5. Zestawienie wyników mikrotwardości i modułu Younga Mikrotwardość H (GPa) Moduł Younga (GPa) Stan Hart. Hart. Hart. Izoter. Hart. Izoter. Hart. Izoter. wyjściowy z 800 C z 950 C w 100 C w 160 C w 190 C 1,8 2,5 1,89 2,5 2,6 2, Najwyższą mikrotwardość oraz moduł Younga wykazuje próbka hartowana izotermicznie w 190 C. Równie wysoką średnią wartość mikrotwardości i modułu Younga wykazuje również próbka w stanie wyjściowym ale występują w tym przypadku bardzo duże wahania wyników. W przypadku próbki hartowanej z 950 C oraz próbki hartowanej izotermicznie w 190 C można zaobserwować spadek wartości mikrotwardości wraz ze zbliżaniem się do środka próbki. 91

92 Siła ( N) Poniżej zostały przedstawione przykładowe wykresy obrazujące zależność siły od przemieszczenia: Zależnośd siły od przemieszczenia Odcisk Przemieszczenie ( m) Odcisk 2 Odcisk 3 Odcisk 4 Odcisk 5 Odcisk 6 Odcisk 7 Odcisk 8 Odcisk 9 Odcisk 10 Odcisk 11 Odcisk 12 Odcisk 13 Odcisk 14 Odcisk 15 Odcisk 16 Odcisk 17 Odcisk 18 Odcisk 19 Odcisk 20 Rysunek 89. Wykres obrazujący zależność głębokości odcisku od obciążenia zmieniającego się w czasie. Im większy numer odcisku tym jest on umiejscowiony bliżej środka próbki (próbka w stanie wyjściowym). 92

93 Siła ( N) Zależnośd siły od przemieszczenia Odcisk 1 Odcisk 3 Odcisk 4 Odcisk 5 Odcisk 6 Odcisk 7 Odcisk 8 Odcisk 9 Odcisk 10 Odcisk 11 Odcisk 12 Odcisk 13 Odcisk 14 Odcisk 15 Odcisk 16 Odcisk 17 Odcisk 18 Odcisk 19 Odcisk 20 Przemieszczenie ( m) Rysunek 90. Wykres obrazujący zależność głębokości odcisku od obciążenia zmieniającego się w czasie. Im większy numer odcisku tym jest on umiejscowiony bliżej środka próbki (próbka hartowana ciągle z 800 C). Na podstawie powyższego wykresu nie możemy zaobserwować dużych rozbieżności pomiędzy poszczególnymi próbami, jeśli chodzi o przebieg poszczególnych krzywych to możemy stwierdzić iż jest on zbliżony. 93

94 Siła ( N) Zależnośd siły od przemieszczenia Przemieszczenie ( m) Odcisk 1 Odcisk 2 Odcisk 3 Odcisk 4 Odcisk 5 Odcisk 6 Odcisk 7 Odcisk 8 Odcisk 9 Odcisk 10 Odcisk 11 Odcisk 12 Odcisk 13 Odcisk 14 Rysunek 91. Wykres obrazujący zależność głębokości odcisku od obciążenia zmieniającego się w czasie. Im większy numer odcisku tym jest on umiejscowiony bliżej środka próbki (próbka hartowana ciągle z 950 C). Przebieg krzywych jest bardzo zbliżony. Nie można zauważyć większych odstępstw. Rozmieszczenie odcisków na promieniu próbki wygląda tak samo jak dla próbki hartowanej z 800 C (rys. 90). 94

95 3.3 Zdjęcia mikrostruktur z mikroskopu optycznego i skaningowego Badaniom zostały poddane następujące próbki: - próbka w stanie wyjściowym, nieobrobionym, trawiona nitalem 4% - próbka austenityzowana w temperaturze 800 C przez 30 minut i hartowana w oleju w temperaturze 20 C, trawiona nitalem 4% - próbka austenityzowana w temperaturze 950 C przez 30 minut i hartowana w oleju w temperaturze 20 C, trawiona nitalem 4% - próbka austenityzowana w temperaturze 950 C przez 30 minut i hartowana izotermicznie w temperaturze 100 C, trawiona nitalem 4% - próbka austenityzowana w temperaturze 950 C przez 30 minut i hartowana izotermicznie w temperaturze 160 C, trawiona nitalem 4% - próbka austenityzowana w temperaturze 950 C przez 30 minut i hartowana izotermicznie w oleju w temperaturze 190 C, trawiona nitalem 4% Wszystkie zdjęcia z wykorzystaniem SEM zostały wykonane przy powiększeniu 3000 razy. 95

96 Próbka w stanie wyjściowym - stal ŁH15SG, w stanie nieobrobionym zmiękczonym (trawiona nitalem 4%). Rysunek 92. Obraz z mikroskopu świetlnego Rysunek 93. Obraz ze skaningowego mikroskopu elektronowego 96

97 Rysunki 92 i 93 są zobrazowaniem próbki w stanie wyjściowym, czyli nieobrobionym. Ujawniają strukturę sferoidytu cementytu kulkowego w osnowie ferrytycznej. Jest to typowy stan w jakim dostarcza się taką stal z huty. Ten typ struktury zapewnia po przeprowadzeniu procesów technologicznych uzyskanie optymalnych właściwości. Ponadto ułatwia obróbkę mechaniczną materiału. 97

98 Stal ŁH15SG, próbka austenityzowana w temperaturze 800 C przez 30 minut i hartowana w oleju w temperaturze 20 C, trawiona nitalem 4%. Rysunek 94. Obraz z mikroskopu świetlnego Rysunek 95. Obraz ze skaningowego mikroskopu elektronowego 98

99 Stal ŁH15SG, próbka austenityzowana w temperaturze 950 C przez 30 minut i hartowana w oleju w temperaturze 20 C, trawiona nitalem 4%. Rysunek 96. Obraz z mikroskopu świetlnego Rysunek 97. Obraz ze skaningowego mikroskopu elektronowego 99

100 Stal ŁH15SG, próbka austenityzowana w temperaturze 950 C przez 30 minut i hartowana izotermicznie w temperaturze 100 C (trawiona nitalem 4%). Rysunek 98. Obraz z mikroskopu świetlnego Rysunek 99. Obraz ze skaningowego mikroskopu elektronowego 100

101 Stal ŁH15SG, próbka austenityzowana w temperaturze 950 C przez 30 minut i hartowana izotermicznie w temperaturze 160 C (chłodzona w oleju), (trawiona nitalem 4%). Rysunek 100. Obraz z mikroskopu świetlnego Rysunek 101. Obraz ze skaningowego mikroskopu elektronowego 101

102 Stal ŁH15SG, próbka austenityzowana w temperaturze 950 C przez 30 minut i hartowana izotermicznie w oleju w temperaturze 190 C, trawiona nitalem 4%. Rysunek 102. Obraz z mikroskopu świetlnego Rysunek 103. Obraz z mikroskopu świetlnego 102

103 Rysunki 102 i 103 przedstawiają stal ŁH15SG po hartowaniu izotermicznym. Próbka była austenityzowana w temperaturze 950ºC przez 30 minut i hartowana izotermicznie w temperaturze 190ºC. Na rysunku 90 igły martenzytu widoczne są w trybie SE (kontrast głównie topograficzny). Ponadto na rysunku 90 znajdują się dość wyraziste, wypukłe, białe obszary, występujące miejscami w większych skupiskach. Są to węgliki typu Me 7 C 3, które rozpuszczają się przy austenityzacji dopiero w temeraturze przekraczającej 1000 C. Ich skupiska na zdjęciach powyżej, o ile są one odosobnione i nie przy krawędziach ostrzy narzędzi, to nie uważa się ich za wadę [41]. Analizując poszczególne zdjęcia można zaobserwować różnice w wielkości igieł martenzytu. Dla poszczególnych próbek obserwuje się różny udział austenitu szczątkowego. Podsumowując, w próbkach hartowanych izotermicznie obserwujemy istotny wpływ warunków hartowania (temperatury hartowania izotermicznego) na strukturę materiału. Zarówno wielkość igieł martenzytu jak i zawartość austenitu szczątkowego wzrastała wraz ze wzrostem temperatury hartowania. Dla serii próbek hartowanych ciągle z różnych temperaturach takiego zjawiska nie obserwujemy. Niezależnie od zmiany temperatury hartowania zawartość A sz jak i wielkość igieł martenzytu nie zmienia się. 103

104 3.4 Wyniki ze statycznej próby rozciągania Próby wytrzymałościowe przeprowadzono na maszynie MTS 810 w trybie sterowania przemieszczeniem tłoka z prędkością 0.05mm/s. Z powodu kłopotów z mocowaniem próbek (mała wysokość części chwytowej) próbki były mocowane głębiej we wkładkach uchwytów, dzięki czemu zapewniono dobre trzymanie, jednak ograniczyło to rozmiar bazy ekstensometru do 25mm. Podczas próby na próbce 1 zauważono wysuwanie się jej z uchwytów i próbę przerwano. Zaciśnięcie wkładek maszyny wytrzymałościowej, w momencie, kiedy próbka znajdowała się w ich górnej części powodowało ich nierównoległe ułożenie, a co za tym idzie wysuwanie się próbki. W celu uniknięcia tego efektu próbki mocowano głębiej we wkładkach, dzięki czemu zachowano ich równoległe położenie po zaciśnięciu, jednak ograniczono w ten sposób bazę ekstensometru z 50 mm do 25 mm. Prezentowany wynik dla próbki 1 pochodzi z drugiej próby na tej samej próbce mocowanej głębiej w uchwytach. Wszystkie próbki ze stanów innych niż wyjściowy pękały w części chwytowej, dlatego z prób wyznaczono jedynie maksymalne naprężnie. Pękanie w uchwytach było prawdopodobnie spowodowane dużymi naprężeniami powstałymi podczas zaciskania próbek w uchwytach (wynikające z małej długości części chwytowej próbek). Tabela 6. Wyniki statycznej próby rozciągania stan nr Ø [mm] Rm [MPa] Re [MPa] Uwagi Wyjściowy 1 5,99 712,0 412,9 Próba powtórzona; szyjka poza bazą ekstensometru 2 5,98 710,7 412, ,97 745,3 581,3 Pękła w uchwycie 4 5,97 800,6 624,5 Pękła w uchwycie ,94 771,5 601,8 Pękła w uchwycie 8 5,94 736,3 574,3 Pękła w uchwycie Hart. izo. 9 5,97 750,2 585,2 Pękła w uchwycie 100 C 10 5,97 755,4 589,2 Pękła w uchwycie Hart. izo. 11 5,97 780,6 608,9 Pękła w uchwycie 160 C 12 5,97 782,0 610,0 Pękła w uchwycie Hart. izo. 13 5,96 826,7 644,8 Pękła w uchwycie 190 C 14 5,97 831,8 648,8 Pękła w uchwycie 104

105 3.5 Wyniki badania zmęczeniowej wytrzymałości stykowej oraz geometrii powierzchni wałków po teście zużyciowym. Wyniki badań zmęczeniowej wytrzymałości stykowej zostały przedstawione w tabeli 7. Badaniu temu zostały poddane próbki hartowane w temperaturach 800 C i 950 C oraz hartowane izotermicznie w 100 C, 160 C i 190 C. Tabela 7. Wyniki badań zmęczeniowej wytrzymałości stykowej (p pęknięcie wzdłuż tworzącej; w - wykruszenie) Oznaczenie Naprężenie Makroskopowe Rodzaj obróbki Liczba cykli próbki [MPa] objawy zniszczenia 4 Hart zw. 950 /olej p p 5 Hart zw. 800 /olej p w w 1 Hart izoterm p p Hart izoterm w p Hart izoterm Geometrię powierzchni wałków po teście zużyciowym charakteryzowano przy wykorzystaniu profilometrii interferencyjnej (laserowej) za pomocą urządzenia WYKO 9300 firmy Veeco oraz mikroskopi skaningowej skaningowej elektronowej za pomocą urządzenia TM-1000 firmy Hitachi (w trybie obserwacji BSE). Obliczenia zostały wykonane po zastosowaniu opcji Cylinder and Tilt oraz Data Restore o wartości 5px. Obrazy zostały wykonane przy powiększeniu ok. 5x, ze względu na trudności z uzyskaniem obrazu zadowalającej jakości przy niższej wartości powiększenia. 105

106 Wyniki badań geometrii po teście przedstawiono poniżej: Ra: 1.39 μm Rq: 2.28 μm Rz: μm Rt: μm Ra: 2.84 μm Rq: 3.82 μm Rz: μm Rt: 9.63 μm Ra: nm Rq: nm Rz: 2.35 μm Rt: 2.76 μm Wyniki z całości Wyniki z wytarcia Wyniki z obszaru bez wytarcia (pomiędzy wytarciami) Rysunek 104. Charakterystyka powierzchni wałka hartowanego w temperaturze 800 C (SKALA OBRAZU 15 do 15 μm) 106

107 Rysunek 105. Zdjęcie wałka numer 5 hartowanego w temperaturze 800 C Rysunek 106. Obraz wytarcia próbki numer 5 uzyskany z mikroskopu skaningowego 107

108 Ra: nm Rq: nm Rz: μm Rt: μm Ra: nm Rq: nm Rz: 6.04 μm Rt: 9.63 μm Ra: nm Rq: nm Rz: μm Rt: μm Wyniki z całości Wyniki z wytarcia Wyniki z obszaru bez wytarcia (przy końcu) Rysunek 107. Charakterystyka powierzchni wałka hartowanego w temperaturze 950 C 108

109 Rysunek 108. Zdjęcie wałka numer 4 hartowanego w temperaturze 950 C Rysunek 109. Obraz wytarcia próbki numer 4 uzyskany z mikroskopu skaningowego 109

110 Ra: nm Rq: nm Rz: μm Rt: μm Ra: nm Rq: nm Rz: 5.78 μm Rt: 6.43 μm Ra: nm Rq: nm Rz: μm Rt: μm Wyniki z całości Wyniki z wytarcia Wyniki z obszaru bez wytarcia (bliżej końca) Rysunek 110. Charakterystyka powierzchni numer 1 hartowanej izotermicznie w 100 C 110

111 Rysunek 111. Zdjęcie wałka numer 1 hartowanego izotermicznie w 100 C Rysunek 112. Obraz wytarcia próbki numer 1 uzyskany z mikroskopu skaningowego 111

112 Ra: 1.17 μm Rq: 1.44 μm Rz: μm Rt: μm Ra: nm Rq: 1 μm Rz: 6.02 μm Rt: μm Ra: nm Rq: nm Rz: 3.64 μm Rt: 4.66 μm Ra: nm Rq: nm Rz: 4.47 μm Rt: 6.15 μm Ra: nm Rq: nm Rz: μm Rt: μm Wyniki z całości Wyniki z wytarcia pierwszego (najgłębszego) Wyniki z wytarcia pierwszego (środkowego) Wyniki z wytarcia pierwszego (przy końcu) Wyniki z obszaru pomiędzy wytarciami (najgłębszym a środkowym) Rysunek 113. Charakterystyka powierzchni numer 2 hartowanej izotermicznie w 160 C 112

113 Rysunek 114. Zdjęcie wałka numer 2 hartowanego izotermicznie w 160 C Rysunek 115. Obraz wytarcia próbki numer 2 uzyskany z mikroskopu skaningowego 113

114 Ra: nm Rq: 1.13 μm Rz: μm Rt: μm Ra: nm Rq: Rz: 3.32 μm Rt: 4.09 μm Ra: nm Rq: nm Rz: 6.30 μm Rt: μm Ra: nm Rq: nm Rz: 4.02 μm Rt: 8.52 μm Ra: nm Rq: nm Rz: 5.71 μm Rt: μm Wyniki z całości Wyniki z wytarcia pierwszego (najgłębszego) Wyniki z wytarcia pierwszego (środkowego) Wyniki z wytarcia pierwszego (przy końcu) Wyniki z obszaru pomiędzy wytarciami (najgłębszym a środkowym) Rysunek 116. Charakterystyka powierzchni wałka hartowanego izotermicznie w 190 C 114

115 Rysunek 117. Zdjęcie wałka numer 3 hartowanego izotermicznie w 190 C Rysunek 118. Obraz wytarcia próbki numer 3 uzyskany z mikroskopu skaningowego 115