Słowa kluczowe WymraŜanie długookresowe, kulowanie, stal narzędziowa stopowa do pracy na gorąco, narzędzia, odporność na zuŝycie.

Transkrypt

1 ALESANDER CISI 1, ALESANDER NAONIECZNY 1, TOMASZ BABUL 1 BADANIE MOśLIOŚCI POŁĄCZENIA TECNOLOGII DŁUGOORESOEGO YMRAśANIA I ULOANIA STALI NARZĘDZIOEJ DO PRACY NA GORĄCO 300 RESEARC ON POSSIBILITY OF COMBINATION OF CRYOGENIC TREATMENT AND SOT PEENING OF 300 OT OR TOOL STEEL STRESZCZENIE publikacji przedstawiono wybrane wyniki badań właściwości stali narzędziowej do pracy na gorąco poddanej łączonym procesom głębokiego wymraŝania długookresowego i kulowania. Próbki ze stali Böhler 300 poddano róŝnym wariantom obróbki polegającej na ulepszaniu cieplnym oraz dodatkowym kulowaniu, głębokim wymraŝaniu długookresowym oraz kombinacji tych obróbek. Badania obejmowały obserwacje metalograficzne, pomiary twardości powierzchni, wyznaczenie profili twardości na przekrojach, pomiary stanu i wartości napręŝeń własnych oraz wyznaczenie odporności na zuŝycie przez tarcie w wysokiej temperaturze. yniki badań laboratoryjnych wsparto badaniami eksploatacyjnymi rzeczywistych wkładek matrycowych, przeprowadzonymi w warunkach przemysłowych. Słowa kluczowe ymraŝanie długookresowe, kulowanie, stal narzędziowa stopowa do pracy na gorąco, narzędzia, odporność na zuŝycie. SUMMARY The influence of cryogenic treatment on properties of shotpeened hot work tool steel was studied and selected results are presented. Various processing modes, consisted in shotpeening, cryogenic treatment or combinations of the above treatments, were applied for Böhler 300 steel specimens. Surface hardness, crosssection hardness profiles, state of internal stresses and wear at elevated temperature as basic material properties were measured and evaluated. Results of the laboratory investigations were additionally supported by industrial testing of the real hot working die inserts. ey words Cryogenic treatment, shotpeening, hot work tool steel, tools, resistance to wear. 1. PROADZENIE ulowanie, czyli proces dynamicznej powierzchniowej obróbki plastycznej na zimno części metalowych stosowany do podwyŝszania ich właściwości wytrzymałościowych, jest obróbką powszechnie znaną i dość szeroko stosowaną [1], [2]. Głębokie wymraŝanie długookresowe natomiast jest dość słabo rozpowszechnionym procesem obróbki cieplnej, polegającym na długotrwałym (od kilku do kilkudziesięciu godzin) wytrzymaniu wsadu w temperaturze w zakresie od 175 C do 196 C, stosowanym głównie dla podwyŝszenia trwałości eksploatacyjnej narzędzi do obróbki plastycznej i skrawających. Połączenie kulowania oraz głębokiego długookresowego wymraŝania jest zagadnieniem poznawczym, a celem niniejszej pracy 1 Instytut Mechaniki Precyzyjnej, arszawa INśYNIERIA POIERZCNI NR

2 było zbadanie moŝliwości i celowości połączenia powyŝszych obróbek w zastosowaniu do powszechnie stosowanej w Polsce stali narzędziowej stopowej do pracy na gorąco Böhler 300. światowych doniesieniach literaturowych brak wzmianek o moŝliwości połączenia obydwu procesów w jednym cyklu technologicznym. RównieŜ informacje odnośnie samej technologii głębokiego wymraŝania długookresowego są dość skąpe. Choć pierwsze doniesienia na temat wpływu głębokiego wymraŝania długookresowego na odporność na zuŝycie stali narzędziowej pojawiły się juŝ w latach siedemdziesiątych, nadal brak jednoznacznie zidentyfikowanych i potwierdzonych w badaniach mechanizmów oddziałujących na materiał podczas wymraŝania. Prekursorem technologii głębokiego wymraŝania jest R. F. Barron, który opublikował porównawcze wyniki badań odporności na zuŝycie róŝnych gatunków stali podanych wymraŝaniu metodą tradycyjną, w temperaturze 84 C, oraz w temperaturze 190 C [3]. Od tego czasu pojawiło się wiele publikacji dotyczących wpływu głębokiego wymraŝania na parametry uŝytkowe stali, lecz wciąŝ brakuje powszechnie akceptowanego wyjaśnienia mechanizmów jego oddziaływania, które mogą powodować tak znaczne podwyŝszenie odporności na zuŝycie przez tarcie. Oczywiste jest oddziaływanie głębokiego wymraŝania długookresowego na przemianę martenzytyczną oraz relaksację napręŝeń i stabilizację wymiarową stali, w zasadzie takie samo jak wymraŝania krótkookresowego, z moŝliwością w niektórych przypadkach większej skuteczności w wyniku niŝszej temperatury procesu. Najlepiej udokumentowanym mechanizmem oddziaływania głębokiego wymraŝania długookresowego na stal, innym niŝ powodowanie przemiany austenitu w martenzyt, jest wpływ na wydzielanie się faz umacniających, zwłaszcza węglików. Dostępne dane na ten temat dotyczą przede wszystkim stali narzędziowych [49] i wymieniane są w kontekście podwyŝszonej odporności na zuŝycie przez tarcie. doniesieniach literaturowych pojawiają się jednakŝe pewne rozbieŝności dotyczące zasadniczych parametrów samego procesu, czyli temperatury i czasu wytrzymania obrabianego wsadu oraz w opisie zjawisk zachodzących podczas przemiany austenitu szczątkowego, wytrzymania martenzytu w zakresie niskich temperatur i wydzieleń węglików powstających podczas odpuszczania wymraŝanej stali. Przykładem rozbieŝności występujących w wynikach badań moŝe być praca Lala [4], w której dowiedziono, Ŝe istotny wpływ na odporność na zuŝycie ma czas wytrzymania kriogenicznego, a nie wysokość temperatury podczas obróbki, oraz praca anga [5], który odnalazł liniową zaleŝność pomiędzy temperaturą obróbki a odpornością na zuŝycie materiału POŁĄCZENIE OBRÓBI CIEPLNEJ I ULOANIA pracy do badań wytypowana została najczęściej stosowana przez polskich wytwórców i uŝytkowników narzędzi stal narzędziowa stopowa do pracy na gorąco stal CL (wg dawnej PN86/85021). Obserwując coraz większe zainteresowanie kuźni stalami o wysokiej jakości, produkowanymi przez huty szwedzkie (Uddeholm) i austriackie (Böhler), zdecydowano się na zastosowanie zamiennika stali CL stali w gatunku Böhler 300. Skład chemiczny stali 300 przedstawiono w tablicy 1. TABLICA 1. Skład chemiczny stali 300 TABLE 1. Chemical composition of 300 steel Typowy skład, % wag. C Si Mn Cr Mo V 0,38 1,10 0,40 5,00 1,30 0,40 Ni Przeprowadzono szereg łączonych procesów podstawowej obróbki cieplnej, głębokiego wymraŝania długookresowego i procesów kulowania. Ulepszanie cieplne próbek ze stali 300 przeprowadzone zostało w piecu próŝniowym RVFOQ424 z chłodzeniem w oleju oraz w piecu do odpuszczania ILD BARFIELD. Proces głębokiego wymraŝania długookresowego i następującego po nim odpuszczania przeprowadzono w specjalistycznej wymraŝarce CryoTemper (rys. 1). Rys. 1. ymraŝarka CRYOTEMPER Fig. 1. CRYOTEMPER cryogenic chamber ulowanie powierzchni próbek prowadzono metodą pneumatyczną stosując specjalne stanowisko do kulowania (rys. 2), umoŝliwiające regulację energii uderzenia strugi śrutu w umacnianą powierzchnię. INśYNIERIA POIERZCNI NR

3 ulowanie zrealizowano zgodnie z parametrami kulowania dobranymi dla tego typu materiału pod kątem jego zastosowania na matryce bądź wkładki matrycowe do kucia na gorąco. Granulację śrutu i parametry procesu (ciśnienie powietrza i czas ekspozycji) dobrano eksperymentalnie tak, aby chropowatość powierzchni po kulowaniu nie uległa znaczącej zmianie w porównaniu ze stanem wyjściowym. procesie kulowania próbki były nieruchome, a śrut padał prostopadle do ich osi. Rys. 2. Stanowisko do kulowania Fig. 2. Shotpeening device Zastosowane kombinacje procesów obróbczych oraz parametry procesów obróbki cieplnej i kulowania przedstawiono na rysunku 3. ariant 1 O1 ariant 2 O1 ariant 3 O1 O2 ariant 4 O1 O2 ariant 5 O1 O2 Austenityzacja 1040 C/30min, chłodzenie olej O1 Odpuszczanie dwukrotne 525 C/2h O2 Odpuszczanie 250 C/2h Głębokie wymraŝanie długookresowe 180 C/32h ulowanie intensywność kulowania fa = 0,25 mm Rys. 3. arianty połączeń oraz parametry obróbki cieplnej i kulowania Fig. 3. Variants and parameters of the heat treatment and shot peening combinations 3. METODYA BADAŃ yniki badań porównawczych próbek obrobionych według poszczególnych wariantów technologicz INśYNIERIA POIERZCNI NR nych porównywane były między sobą oraz z parametrami próbek po ulepszeniu cieplnym (bez dodatkowej obróbki). Badania obejmowały obserwacje metalograficzne, pomiary twardości powierzchni V1 i V5, wyznaczenie profili twardości V0,1 i V0,5 na przekroju warstwy wierzchniej materiału, określenie odporności na zuŝycie oraz pomiary napręŝeń własnych. Badania twardości powierzchni dokonywano na twardościomierzu Zwick, wykonując po 5 odcisków na próbce. Profile mikrotwardości wyznaczano równieŝ przy uŝyciu twardościomierza Zwick, na zgładach metalograficznych. Pomiarów dokonywano pod obciąŝeniem 100 i 500 gramów, na głębokościach od 20 do 200 µm, w odstępach co 20 µm. Obserwacji metalograficznych przygotowanych zgładów (trawionych 2% nitalem) dokonywano przy uŝyciu skaningowego mikroskopu elektronowego JEOL ze zmienną próŝnią, przy powiększeniach w zakresie od do x. Badanie odporności na zuŝycie w wysokiej temperaturze wykonywano przy uŝyciu testera T21 ze skojarzeniem kulatarcza, w temperaturze 600 C, przy prędkość poślizgu v = 0,1 m/s i obciąŝeniu styku 10 N. Jako przeciwpróbka (kula) wykorzystywana była kulka ceramiczna. Podczas cyklu badań wykorzystano po 3 próbki na kaŝdy wariant technologiczny testowanych kombinacji obróbki cieplnej i kulowania. Po przeprowadzonych testach wykonywano badania profili śladów zuŝycia próbek na profilografie T2000 firmy OMMEL. yznaczano po 3 profile powierzchni dla kaŝdej próbki (przesunięte względem siebie o kąt 120 stopni). Badania przeprowadzone na testerze umoŝliwiły ilościową ocenę odporności na zuŝycie w podwyŝszonej temperaturze warstw wierzchnich próbek. Oceny odporności za zuŝycie w wysokiej temperaturze dokonano na podstawie pomiarów profili wytarć, powstałych na powierzchni próbek, wyznaczonych przy uŝyciu profilografu. Na ich podstawie wyliczono objętość materiału usuniętego w wyniku tarcia i wykorzystując zaleŝność (1) wyznaczono wskaźniki zuŝycia warstwy wierzchniej: = V N s mm 3 N m (1) gdzie: V N s wskaźnik zuŝycia warstwy, objętość zuŝytej (usuniętej) 3 [mm ], obciąŝenie [N], długość ścieŝki tarcia [m]. warstwy Pomiary napręŝeń własnych wykonano przy uŝyciu aparatu rentgenowskiego do pomiaru naprę2 Ŝeń firmy RIGAU. Zastosowano metodę sin ψ oraz lampę Cr. 5

4 4. ANALIZA YNIÓ BADAŃ 4.1. Pomiary twardości powierzchni Pomiary twardości powierzchni wykazały, Ŝe w przypadku wariantu polegającego na kulowaniu próbek ulepszonych cieplnie nastąpił znaczny wzrost twardości powierzchni V1 i V5. Równie wyraźny wzrost twardości V1 i V5 zauwaŝalny był takŝe w przypadku połączenia procesów kulowania i następującego po nim głębokiego wymraŝania długookresowego. przypadku odwrotnego umiejscowienia tych operacji w cyklu obróbczym próbek wzrost twardości był niŝszy. przypadku zastosowania jako obróbki dodatkowej samego procesu wymraŝania długookresowego zmiany twardości powierzchni były nieznaczne, jednak ich występowania nie moŝna pominąć (rys. 4). Twardość ,6 913,0 790,2 829,2 778,8 773,6 692,2 723,4 677,0 712,4 V1 V5 + ymraŝanie + Odpuszczanie + ymraŝanie + Odpuszczanie + ulowanie + ymraŝanie + Odpuszczanie Rys. 4. artości średnie wraz z 95% przedziałami ufności twardości powierzchni V1 i V5 próbek ze stali 300 ulepszonych cieplnie oraz poddanych dodatkowo róŝnym wariantom obróbczym Fig. 4. Averages and 95% confidence intervals of surface hardness V1 and V5 of 300 tool steel specimens after hardening and tempering and after various types of additional treatment 4.2. yznaczenie profili twardości na przekroju Profile mikrotwardości V0,1 na przekroju próbek poddanym poszczególnym wariantom obróbki (rys. 5) wskazywały na znaczny wzrost mikrotwardości (do ok. Mikrotwardość V0, Odległość od powierzchni [µm] + ymraŝanie + Odpuszczanie + ymraŝanie + Odpuszczanie + ulowanie + ymraŝanie + Odpuszczanie Rys. 5. Profile twardości V0,1 próbek ze stali 300 ulepszonych cieplnie oraz poddanych dodatkowo róŝnym wariantom obróbczym Fig. 5. V0,1 hardness profiles of 300 tool steel specimens after toughening and after various types of additional treatment 750 V0,1) po kulowaniu lub głębokim wymraŝaniu długookresowym, bądź teŝ po zastosowaniu kombinacji tych procesów, następujący przy samej powierzchni próbek. Profil mikrotwardości próbek poddanych samemu ulepszaniu cieplnemu charakteryzował się niŝszą wartością mikrotwardości w tym obszarze (o ok. 50 V0,1 poniŝej mikrotwardości w rdzeniu próbek), związaną prawdopodobnie z udziałem austenitu szczątkowego w mikrostrukturze próbek, pozostałym po procesie hartowania, a którego przemianę w martenzyt uzyskano właśnie dzięki zastosowaniu kulowania bądź wymraŝania. odległości większej niŝ 60 µm od powierzchni próbek mikrotwardość osiągała zbliŝony poziom dla wszystkich wariantów obróbczych (ok. 600 V0,1). Podobne zaleŝności występowały w przypadku profili twardości wyznaczanych pod obciąŝeniem 500 gramów (rys 6). Twardość V0, Odległość od powierzchni [µm] + ymraŝanie + Odpuszczanie + ymraŝanie + Odpuszczanie + ulowanie + ymraŝanie + Odpuszczanie Rys. 6. Profile twardości V0,5 próbek ze stali 300 ulepszonych cieplnie oraz poddanych dodatkowo róŝnym wariantom obróbczym Fig. 6. V0,5 hardness profiles of 300 tool steel specimens after toughening and after various types of additional treatment 4.3. Pomiary napręŝeń własnych Pomiary napręŝeń własnych wykazały istnienie napręŝeń ściskających we wszystkich próbkach obrobionych według poszczególnych wariantów technologicznych. NajniŜsze wartości napręŝeń uzyskały próbki poddane ulepszaniu cieplnemu, głębokiemu wymra Ŝaniu i odpuszczaniu. Porównywalne wartości naprę Ŝeń, lecz nieco wyŝsze, stwierdzono w próbkach tylko NapręŜenia własne [MPa] ,53 932,77 427,52 893,17 795,14 + ymraŝanie + Odpuszczanie + ymraŝanie + Odpuszczanie + ulowanie + ymraŝanie + Odpuszczanie Rys. 7. artości średnie wraz z odchyleniami standardowymi napręŝeń własnych próbek ze stali 300 ulepszonych cieplnie oraz poddanych dodatkowo róŝnym wariantom obróbczym Fig. 7. Averages and standard deviations of residual stresses of 300 tool steel specimens after hardening and tempering and after various types of additional treatment ulepszanych cieplnie. NajwyŜsze wartości napręŝeń uzyskały próbki poddane wariantowi technologicznemu polegającemu na ulepszaniu cieplnym i kulowaniu. 6 INśYNIERIA POIERZCNI NR

5 Podobne wartości napręŝeń, lecz o nieco niŝszej wartości, stwierdzono natomiast w próbkach wymraŝanych przed kulowaniem oraz w próbkach, które były wymraŝane po kulowaniu (rys. 7) Badanie odporności na zuŝycie przez tarcie Badania odporności na zuŝycie przez tarcie przeprowadzone w wysokiej temperaturze, pozwoliły na obliczenie wskaźników zuŝycia dla próbek obrobionych według poszczególnych wariantów. Przedstawione na rysunku 8 wskaźniki zuŝycia wykorzystano do oszacowania spadków zuŝycia próbek poddanych dodatkowej obróbce cieplnej i kulowaniu, w odniesieniu do wariantu technologicznego polegającego na samym ulepszaniu cieplnym. skaźnik zuŝycia [10 5 mm 3 /Nm] 6,0 5,0 4,0 3,0 2,0 1,0 5,891 5,697 ariant odniesienia 3% 4,466 24% 5,201 12% 3,768 36% + ymraŝanie + Odpuszczanie 0,0 + ymraŝanie + Odpuszczanie + ymraŝanie + Odpuszczanie + ulowanie + ymraŝanie + Odpuszczanie Rys. 8. artości średnie wraz z odchyleniami standardowymi wskaźników zuŝycia próbek ze stali 300 ulepszonych cieplnie oraz poddanych dodatkowo róŝnym wariantom obróbczym Fig. 8. Averages and standard deviations of wear rate factors of 300 tool steel specimens after hardening and tempering and after various types of additional treatment Przeprowadzone badanie pozwoliło na zaobserwowanie znacznego zmniejszenia się zuŝycia (36%) próbek poddanych obróbce według wariantu polegającego na kulowaniu i następującym po nim głębokiemu wymraŝaniu długookresowemu i odpuszczaniu. Odwrotne umiejscowienie kulowania i wymraŝania w cyklu obróbczym pozwoliło na uzyskanie znacznie mniejszego spadku zuŝycia próbek (12%). przypadku wariantu obróbki polegającej na ulepszaniu cieplnym i kulowaniu zmiany zuŝycia był pomijalnie małe (3%), natomiast w przypadku samego głębokiego wymraŝania długookresowego zuŝycie zmniejszyło się o 24%. Obserwacje makroskopowe i analiza profili powierzchni zdają się potwierdzać powyŝsze wyniki uzyskane w badaniu metodą kulatarcza. Znaczne rozwinięcie powierzchni próbek poddanych łączonemu procesowi kulowania i wymraŝania, widoczne poza obszarem wytarcia, moŝe sugerować, Ŝe zuŝycie materiału następowało głównie w obszarze wierzchołków chropowatości, nie powodując większego zuŝycia poniŝej linii średniej powierzchni (rys. 9). Rys. 9. Przykładowe makrofotografie oraz zarejestrowane odcinki pomiarowe profili powierzchni AB próbek ze stali 300 poddanych róŝnym wariantom obróbki Fig. 9. Example macrophotographs and measuring sections AB of surface profiles of 300 tool steel specimens after different types of treatment 4.5. Badania metalograficzne SEM Na rysunkach 10 i 11 pokazano wybrane fotografie mikrostruktur uzyskane przy uŝyciu mikroskopu skaningowego. Podczas badań nie dostrzeŝono istotnych róŝnic pomiędzy mikrostrukturami próbek z poszczególnych wariantów obróbczych. Na obydwu fotografiach widoczna jest mikrostruktura martenzytu wysokoodpuszczonego. Na powierzchni próbek widoczna jest niewielka warstwa odkształcona podczas kulowania. INśYNIERIA POIERZCNI NR

6 Rys. 11. kładki matrycowe ze stali CL Fig. 11. Forging die inserts made of CL steel 5. PODSUMOANIE + ymraŝanie + Odpuszczanie Rys. 10. Przykładowe mikrostruktury próbek ze stali 300 poddanych róŝnym wariantom obróbczym Fig. 10. Sample microstructures of 300 tool steel specimens after different types of treatment 4.6. Badania eksploatacyjne matryc Przeprowadzono eksperymentalne połączenie kulowania z głębokim wymraŝaniem długookresowym w zastosowaniu do wkładek matrycowych ze stali narzędziowej CL. Przedmiotem obróbki i badań były dwie sztuki wkładek matrycowych do kucia na gorąco (rys. 11), wykorzystywane przy kuciu na gotowo odkuwek ze stali 41Cr4, przy sile nacisku 1500 T i temperaturze materiału kutego wynoszącej 1150 C. Ulepszone cieplnie wkładki matrycowe poddano łączonemu procesowi obróbczemu, polegającemu na kulowaniu, głębokim wymraŝaniu długookresowym i następnym odpuszczaniu. Parametry wymraŝania i kulowania były identyczne, jak w przypadku próbek ze stali 300 (rys. 3 wariant 5). Przeprowadzone badania eksploatacyjne wkładek wykazały 40% wzrost ich trwałości w porównaniu z ulepszaniem cieplnym stosowanym dotychczas przez uŝytkownika. 8 Stwierdzono, iŝ najkorzystniejszym pod względem uzyskanych paramentów materiału po cyklu obróbki, a zarazem pod względem jego właściwości uŝytkowych wariantem obróbczym jest wariant polegający na ulepszaniu cieplnym, kulowaniu i następnym głębokim długookresowym wymraŝaniu z niskim odpuszczaniem. Próbki ze stali narzędziowej stopowej do pracy na gorąco Böhler 300, obrobione w ten właśnie sposób, charakteryzowały się najwyŝszą odpornością na zuŝycie w wysokiej temperaturze. Materiał posiadał najwyŝszą twardość powierzchni i korzystny rozkład mikrotwardości na przekroju warstwy wierzchniej oraz odpowiedni stan napręŝeń ściskających, wytworzonych przy powierzchni materiału. Podczas badań metalograficznych z wykorzystaniem mikroskopu elektronowego skaningowego nie dostrzeŝono istotnych róŝnic pomiędzy mikrostrukturami próbek z poszczególnych wariantów obróbczych. Brak widocznych róŝnic pomiędzy mikrostrukturami wynikać moŝe ze zbyt niskiej rozdzielczości zastosowanego mikroskopu przy wysokich powiększeniach. yniki zuŝyciowych badań laboratoryjnych próbek potwierdzone zostały badaniami eksploatacyjnymi rzeczywistych wkładek matrycowych, które w zastosowanym wariancie obróbczym osiągnęły 40% wzrost trwałości w stosunku do matryc tylko ulepszanych cieplnie przez ich wytwórcę i uŝytkownika. Z tego względu, spośród przebadanych w niniejszej części pracy wariantów, połączenie obróbek polegające na ulepszaniu cieplnym, kulowaniu oraz następnym głębokim wymraŝaniu długookresowym i niskim odpuszczaniu, oceniono jako wariant rekomendowany do obróbki matryc i wkładek matrycowych do pracy na gorąco, wykonanych ze stali 300 i CL. Autorzy zdają sobie sprawę z konieczności ukierunkowania dalszych prac na znalezienie przyczyn i dokonanie identyfikacji zjawisk, które mogły wpłynąć na wzrost odporności na zuŝycie stali poddanej łączonemu procesowi kulowania i głębokiego wymraŝania długookresowego. Zadanie to wymagać moŝe zastosowania bardziej zaawansowanych technik badawczych, np. mikroskopii transmisyjnej. Szczególną rolę w procesie umacniania materiału zdają się odgrywać procesy wydzieleniowe drobnych INśYNIERIA POIERZCNI NR

7 węglików, występujące podczas odpuszczania stali poddanej głębokiemu wymraŝaniu długookresowemu. opracowaniu [6] wydzielanie się zarodków bardzo drobnych węglików w martenzycie spowodowane jego głębokim długookresowym wymraŝaniem, nazwano "niskotemperaturowym kondycjonowaniem martenzytu". edług [6] długotrwałe oddziaływanie niskiej temperatury moŝe prowadzić do niestabilności martenzytu, polegającej na powolnej kontrakcji jego sieci, migracji dyslokacji i powstawaniu skupień atomów węgla, które podczas następującego po wymraŝaniu odpuszczania stają się zarodkami bardzo drobnych wydzieleń węglików. Temu mechanizmowi, inaczej niŝ przemianie szczątkowego austenitu w martenzyt, wg [6] nie towarzyszy zwiększenie twardości, natomiast jego skutkiem moŝe być podwyŝszenie innych własności stali, szczególnie odporności na zuŝycie przez tarcie. Badania naukowców japońskich [7] prowadzone nad stalami narzędziowymi poddanymi głębokiemu wymraŝaniu długookresowemu wskazują na powstawanie podczas niskiego odpuszczania węglika η, zamiast identyfikowanego dotychczas węglika ε. Badania dyspersji i zawartości procentowej węglików η wykazywały, Ŝe jest ich więcej niŝ węglików ε, a wydzielenia są drobniejsze. Autorzy uwaŝają to za główną przyczynę wzrostu twardości oraz trwałości narzędzi wykonanych z tej stali. Podobne spostrzeŝenia moŝna znaleźć w pracy [8]. pracy tej zaobserwowano większą niŝ podczas tradycyjnej obróbki ilość bardzo drobnych i równomiernie rozłoŝonych węglików wydzielonych podczas niskiego odpuszczania. Autorzy uwaŝają, Ŝe węgliki te trudniej wykruszają się podczas pracy narzędzi i zwiększają ich odporność na ścieranie podczas przeciąŝeń. pracy [9] autor zaprezentował zdjęcia wykonane przy uŝyciu skaningowego mikroskopu elektronowego. prezentowanym artykule dotyczącym chłodzenia stali A2 (~NCLV), próbka poddana austenityzowaniu, hartowaniu w oleju, 24 godzinnemu wymraŝaniu w temperaturze ciekłego azotu oraz niskiemu odpuszczaniu, ujawniła w swej mikrostrukturze obecność wydzieleń węglików jasnych (o rozmiarze od 0,5 do 1,2 µm) oraz drobniejszych węglików ciemnych (o rozmiarze od 0,1 do 0,25 µm). Autor postawił tezę, Ŝe prawdopodobnie węgliki ciemne są węglikami η (Fe 2 C lub M 2 C), natomiast węgliki jasne są węglikami stopowymi ε i/lub węglikami M 3 C. powyŝszej pracy, obecnością znacznej ilości drobnych węglików η, rozłoŝonych równomiernie i przylegających do granic ziaren, wytłumaczony został spadek zuŝycia i zmniejszenie się udarności próbek. LITERATURA [1] Nakonieczny A.: Dynamiczna powierzchniowa obróbka plastyczna, yd. IMP, arszawa, [2] Nakonieczny A.: łaściwości eksploatacyjne wyrobów metalowych obrobionych cieplnie, yd. IMP, arszawa, [3] Barron R.F.: ow cryogenic treatment controls wear, 21st InterPlant Tool and Gage Conference. Shreveport, LA, USA, (wg ASM andbook, t.4, s.205) [4] Lal D.M.: Cryogenic treatment to augment wear resistance of tool and die steels, Cryogenics, 2001, nr 41, s [5] uang M. C. i in.: Study on Cryogenic Phase Change and ear Characteristics of igh Speed Steel, Acta Metallurgica Sinica, Vol. 16, 2003, s [6] Collins D.N.: Deep cryogenic treatment of tool steels: a review, eat Treatment of Metals, 1996, nr 2, s [7] Meng F. i in.: Role of etacarbide precipitations in the wear resistance improvements of Fe12CrMoV1.4C tool steel by cryogenic treatment, ISIJ International, vol. 34, 1994, nr 2, s [8] ierszyłłowski I., Szcześniak L.: pływ obróbki kriogenicznej po hartowaniu na przemiany zachodzące podczas odpuszczania wybranych stali narzędziowych. Badania dylatometryczne i DTA, Obróbka Plastyczna Metali, 2005, nr 1, s.3136 [9] Zurecki Z.: Cryogenic Quenching of Steel Revisited, Air Products and Chemicals, 2005, Inc., Pennsylvania, USA INśYNIERIA POIERZCNI NR