STRUKTURA I WŁASNOŚCI ŻELIWA Z GRAFITEM MIESZANYM PO DWUSTOPNIOWYM HARTOWANIU IZOTERMICZNYM

Transkrypt

1 Anna Krzyńska, Mieczysław Kaczorowski STRUKTURA I WŁASNOŚCI ŻELIWA Z GRAFITEM MIESZANYM PO DWUSTOPNIOWYM HARTOWANIU IZOTERMICZNYM 1. Wstęp Rys.1. Udział poszczególnych faz w osnowie żeliwa ADI w funkcji czasu hartowania izotermicznego w przedziale temperatury C [2] dr inż. Anna Krzyńska adiunkt w ZO, ITMat, WIP, PW prof. dr hab. inż. Mieczysław Kaczorowski profesor zwyczajny w ZTU, IMiK, WIP, PW Żeliwo ADI, otrzymuje się w wyniku hartowania izotermicznego żeliwa z grafitem kulkowym, często z dodatkiem niewielkiej ilości Ni, Mo lub Cu, dodanych w celu polepszenia hartowności. Hartowanie izotermiczne przeprowadza się zwykle w temperaturze z zakresu C, dzięki czemu otrzymuje się ausferrytyczną strukturę osnowy metalowej. Temperatura i czas hartowania izotermicznego zasadniczo wpływają na własności mechaniczne żeliwa ADI, którego wytrzymałość Rm może osiągać 1600MPa i więcej przy wydłużeniu A5 do 1%, zaś przy Rm = 800MPa wydłużenie jest odpowiednio większe sięgając 10% [1]. W zależności od temperatury i czasu procesu hartowania izotermicznego otrzymuje się różne proporcje między ferrytem bainitycznym a austenitem [2], czego rezultatem jest znaczna rozpiętość własności wytrzymałościowych i plastycznych. Obecność austenitu spowodowana jest jego stabilizacją wynikającą ze znacznego przesycenia węglem, które następuje w czasie wzrostu igieł ferrytu bainitycznego. Stopień przesycenia węglem może osiągnąć nawet do 2% [3-5]. Obecność znacznej ilości austenitu, jak wynika z wykresu nawet do 40%, o sieci RSC wpływa na znaczną ciągliwość żeliwa ADI. Udział austenitu w osnowie jest tym większy im wyższa jest temperatura hartowania izotermicznego. Hartowanie w wysokiej temperaturze tj. 350 C i wyżej prowadzi jednak do znacznego obniżenia własności wytrzymałościowych w stosunku do hartowania w niższych temperaturach, w których obok ausferrytu w osnowie metalowej pojawia się martenzyt.

2 Struktura i własności żeliwa z grafitem mieszanym 11 Dla żadnego odlewnika nie jest tajemnicą, iż bardzo cennym gatunkiem żeliwa jest żeliwo z grafitem wermikularnym, które choć nie jest tak wytrzymałe jak żeliwo z grafitem kulkowym, to jednak ma lepszą niż ono zdolność tłumienia drgań oraz przewodność cieplną. Ponadto zdarza się, że w żeliwie sferoidalnym może dojść do pojawienia się zdegenerowanych form grafitu, na przykład grafitu wermikularnego. Jest interesujące, jak wielki może być wpływ tego rodzaju zakłócenia na własności mechaniczne odlewów żeliwnych, poddanych hartowaniu izotermicznemu? Autorzy nie ukrywają, iż intencją podjęcia pracy było zbadanie dwustopniowego hartowania izotermicznego żeliwa sferoidalnego. Okazało się jednak, iż, jak wspomniano w zdaniu wyżej, w żeliwie gatunku nastąpiło zakłócenie procesu sferoidyzacji, które doprowadziło do utworzenia znacznej ilości grafitu wermikularnego. Z tego też względy zdecydowali się rozważyć wpływ jego obecności na własności mechaniczne po dwustopniowym hartowaniu izotermicznym. W tym celu zaproponowano dwa warianty dwuetapowego hartowania izotermicznego. Pierwszy wariant polega na wstępnym hartowaniu żeliwa w wyższej temperaturze w celu przesycenia austenitu i niedopuszczenia do powstania martenzytu a następnie w niższej by w kontrolowany sposób uniemożliwić rozrost mieszaniny ferrytu i austenitu. Drugi wariant polega na hartowaniu żeliwa sferoidalnego w niższej temperaturze aby osiągnąć lepszą wytrzymałość a następnie na przeprowadzeniu odpuszczania 2. Materiał i metodyka badań Do badań użyto żeliwo sferoidalne gatunku Z odlewów wycięto mini próbki wytrzymałościowe o średnicy w części pomiarowej 3 mm. Próbki austenityzowano 60 min. w temperaturze 900 C, a następnie przeprowadzono dwa warianty dwustopniowego hartowania izotermicznego. Obróbka cieplna została wykonana w Zakładzie Odlewnictwa WIP PW. Pierwszy wariant obejmował hartowanie izotermiczne w temperaturze 300 C przez 10 i 30 min. a następnie w temperaturze 250 przez 45, 90 i 120 min. Drugi wariant obejmował hartowanie izotermiczne w temperaturze 250 C przez 30 i 60 min. a następnie w temperaturze 300 C przez 30, 60 i 90 min. Hartowanie izotermiczne wysokotemperaturowe (300 C) było przeprowadzone w ciekłej cynie natomiast niskotemperaturowe (250 C) w oleju silikonowym. Obrobione cieplnie próbki badano na maszynie wytrzymałościowej w celu wyznaczenia wytrzymałości na rozciąganie - Rm, umownej granicy plastyczności - R0,2 oraz wydłużenia - A5. Następnie próbki poddano pomiarom twardości na twardościomierzu uniwersalnym Rockwell-Brinnell a typ KP P. Do pomiaru twardości HRC użyto stożka diamentowego obciążanego przez czas 12 sek. Siłą 187.5kN. Badania strukturalne przeprowadzono obserwując zgłady metalograficzne wycięte w płaszczyźnie prostopadłej z próbek wytrzymałościowych. Zgłady wykonano tradycyjnie metodą szlifowania i polerowania mechanicznego na polerce f-my Struers. Obserwacji prowadzonej na mikroskopie f-my Olympus IX- 70 stosując powiększenia od 200 do 1000 razy poddano zarówno zgłady trawione 5% roztworem HNO3 w C2H5OH jak i zgłady nietrawione. Najbardziej typowe mikrostruktury zarejestrowano na zdjęciach. 3. Wyniki badań 3.1 Badania własności mechanicznych Badania na maszynie wytrzymałościowej Badania na maszynie wytrzymałościowej przeprowadzono przy szybkości przesuwu trawersy 5mm/min. Wydłużenie określono na podstawie wskazań ekstensometru. Wyniki badań dla poszczególnych wariantów obróbki cieplnej przedstawia tabela 1. Wyniki przedstawione w tabeli 1 pokazują, zgodnie z przewidywaniem, że próbki hartowane w pierwszym etapie w wyższej temperaturze charakteryzują się lepszym wydłużeniem (choć znacznie gorszym od oczekiwanego) niż próbki hartowane w niższej temperaturze. Wartości wytrzymałości i umowna granica plastyczności są zaś wyższe dla próbek harto-

3 12 A. Krzyńska, M. Kaczorowski Tabela 1. Wyniki badań na maszynie wytrzymałościowej Wariant 1 T 1 = 300 C T 2 =250 C d o [mm] F 0.2 [kn] F m [kn] A 5 [%] R 0.2 [MPa] R m [MPa] 3,48 8,83 11,31 1,42 928, ,00 10 min 45 min 3,50 9,39 11,96 1,12 976, ,00 3,49 9,27 11,97 1,26 969, ,00 3,50 9,87 12,56 1, , ,00 10 min 90 min 3,50 9,72 12,21 1, , ,00 3,50 9,46 11,63 1,10 983, ,00 3,49 9,82 11,85 1, , ,00 10 min 120 min 3,50 9,82 11,78 1, , ,00 3,49 9,67 11,57 1, , ,00 3,49 9,99 12,40 1, , ,00 30 min 45 min 3,50 9,81 11,87 1, , ,00 3,49 10,09 12,34 1, , ,00 3,49 9,70 11,65 1, , ,00 30 min 90 min 3,50 9,32 11,21 1,22 969, ,00 3,49 10,11 12,13 1, , ,00 3,50 10,44 11,43 0, , ,00 30 min 120 min 3,51 10,02 11,89 1, , ,00 3,49 10,01 12,14 1, , ,00 Wariant 2 T 1 = 250 C T 2 =300 C d o [mm] F 0.2 [kn] F m [kn] A 5 [%] R 0.2 [MPa] R m [MPa] 3,49 11,78 13,48 0, , ,00 30 min 30 min 3,50 11,57 13,24 0, , ,00 3,50 11,74 13,14 0, , ,00 3,51 11,83 13,69 0, , ,00 30 min 60 min 3,51 11,87 13,47 0, , ,00 3,52 12,29 14,08 0, , ,00 3,51 12,70 14,45 1, , ,00 30 min 90 min 3,52 11,99 13,19 0, , ,00 3,52 12,71 14,31 0, , ,00 3,51 11,41 13,11 0, , ,00 60 min 30 min 3,50 11,48 13,17 0, , ,00 3,50 11,15 12,50 0, , ,00 3,50 12,01 13,62 0, , ,00 60 min 60 min 3,50 11,22 12,15 0, , ,00 3,51 11,99 13,49 0, , ,00 3,51 11,67 13,17 0, , ,00 60 min 90 min 3,52 11,59 13,06 0, , ,00 3,51 11,09 12,29 0, , ,00 wanych w pierwszym etapie w wyższej temperaturze. Na rys.2 ukazano wykres zmian twardości HRC, zaś na rys.3 wydłużenia w funkcji czasu drugiego etapu hartowania izotermicznego. Wybór twardości jako wskaźnika zmiany własności żeliwa w funkcji czasu hartowania został podyktowany tym, że nie zależy ona w sposób istotny od postaci grafitu, a jest funkcją rodzaju osnowy. Z wykresów wynika, iż w wypadku obu wariantów, dla krótszego czasu pierwszego etapu hartowania izotermicznego twardość żeliwa maleje wraz z wydłużaniem czasu drugiego etapu hartowani izotermicznego (rys.2), podczas gdy odwrotne zachowanie obserwuje się w wypadku dłuższego czasu pierwszego etapu hartowania. Z kolei, w wypadku obu wariantów, dla dłuższego czasu pierwszego etapu hartowania obserwuje się systematyczny, aczkolwiek stosunkowo niewielki spadek wydłużenia (rys.3). Dla krótszego czasu t1wi wydłużenie począt-

4 Struktura i własności żeliwa z grafitem mieszanym 13 a) HRC ,9 34,4 33,4 33,6 33,1 30,8 HRC ,9 34,1 37,8 35,1 36,8 33, Czas hartowania w T 2 wi = 250 o C Czas hartowania w T 2 wi = 250 o C Rys.2. Zmiana twardości HRC w funkcji czasu drugiego etapu hartowania: a wariant I, (linia: ciągła dla t 1 =10min, przerywana dla t 1 =30min.), b wariantu II (linia ciągła dla t 1 =30min. linia przerywana dla t 1 = 60min. a) 1,8 1,6 1,67 1,53 1 0,9 0,8 0,86 0,96 Wydłużenie [%] 1,4 1,2 1 0,8 0,6 1,27 1,34 1,25 1,08 Wydłużenie [%] 0,8 0,7 0,6 0,5 0,4 0,3 0,78 0,75 0,68 0,4 0,2 0,2 0, Czas hartowania w T2 wi = 250 o C Czas hartowania w T 2 wi = 250 o C Rys.3. Zmiana wydłużenia ε w funkcji czasu drugiego etapu hartowania: a wariant I, (linia: ciągła dla t 1 =10min, przerywana dla t 1 =30min.), b wariant II (linia ciągła dla t 1 =30min. linia przerywana dla t 1 = 60min. kowo rośnie, a po osiągnięciu maksimum ε = 1.53%, maleje o 50% w stosunku do wartości początkowej (rys.3a). W wypadku II wariantu obserwuje się niewielki przyrost wydłużenia wraz ze wzrostem czasu t2wii (rys Badania twardości Wyniki badań twardości dla poszczególnych wariantów obróbki cieplnej przedstawia tabela 2. Jak należało oczekiwać, największą twardość mają próbki hartowane w pierwszym etapie w temperaturze 250 C. Jednak z uwagi na znaczny rozrzut wyników, nie widać korelacji między czasem hartowania na poszczególnych etapach a twardością otrzymanego materiału. 3.2 Wyniki badań strukturalnych Obserwacje metalograficzne Badania strukturalne przeprowadzono na mikroskopie metalograficznym OLYMPUS IX- 70 przy powiększeniu od 200 do 1000 razy. Typowe struktury zarejestrowano na zdjęciach. Na rys.4. zamieszczono zdjęcia metalograficzne zgładów nietrawionych. Ich zadaniem jest ukazanie maksymalnej i minimalnej degeneracji grafitu sferoidalnego, objawiającej się udziałem grafitu wermikularnego. Informacja ta jest niezbędna dla właściwej analizy wyników badań własności mechanicznych. Ze zdjęć wynikają dwie informacje, a mianowicie: udział grafitu wermikularnego w mikrostrukturze badanego żeliwa zmienia się w granicach od 10 do 50%, współczynnik kształtu grafitu wermikularnego, którego miarą jest stosunek długości do grubości wydzieleń jest róż-

5 14 A. Krzyńska, M. Kaczorowski Tabela 2. Wyniki badań twardości HRC Wariant I Wariant II T 1 I = 300 C T 2 I =250 C Twardość T 1 II = 250 C T 2 II =300 C Twardość t 1 [min] t 2 [min] HRC śr HB t 1 [min] t 2 [min] HRC śr HB 45 33,9 ± 1, ,9 ± 2, ,1 ± 1, ,8 ± 1, ,8 ± 3, ,8 ± 4, ,6 ± 1, ,1 ± 3, ,4 ± 2, ,1 ± 2, ,4 ± 1, ,8 ± 2, ny, a różnica ta jest około dwukrotna dla skrajnych postaci wydzieleń grafitu. Kolejne mikrografie ilustrują mikrostrukturę osnowy dla żeliwa o największym (rys.5a) i najmniejszym (rys.5 wydłużeniu. Pierwsze ilustruje osnowę, w której obok ferrytu bainitycznego tworzącego charakterystyczne pakiety, doskonale widać jasne pola austenitu. Na drugim (rys.5 igły ferrytu są wyraźnie cieńsze, a udział austenitu praktycznie niezauważalny. 4. Analiza wyników badań a) Rys.4. Postać grafitu w badanym żeliwie: a znaczny udział grafitu wermikularnego, b mniejszy udział grafitu wermikularnego (x150) Obserwacje w SEM Na rys.6 zamieszczono zdjęcia fraktograficzne materiału wyjściowego oraz po dwustopniowym hartowaniu izotermicznym. Na pierwszym z nich (rys.6a) doskonale widać płaszczyzny łupliwości {010} ferrytu wraz z tkwiącymi w nich kulkowymi i wermikularnymi wydzieleniami grafitu. Drugie zdjęcie (rys.6 ukazuje przełom z charakterystycznymi kraterami, typowymi dla przełomów ciągliwych [6]. Celem przeprowadzenia analizy wyników badań autorzy odwołanie się do zależności przedstawiającej przyrost wytrzymałości ΔR = (Rm Rp,02)/Rp,02x100 [%] w funkcji wydłużenia, który to wykres może być z pewnym przybliżeniem traktowany jako wskaźnik efektu umocnienia odkształceniowego (rys.7). Nie analizując szczegółowo zachowania się wielkości ΔR w funkcji ε wypada zwrócić uwagę na wyjątkowo podobny parami charakter wykresów na rys.7a i rys.7b. Z porównania wykresów zamieszczonych na rys.7 a i b wynikają dwie podstawowe informacje, a mianowicie: wartość umocnienia odkształceniowego jest większa w wypadku I wariantu hartowania izotermicznego, współczynnik umocnienia, którego miarą mogłoby być nachylenie prostej aproksymującej uzyskane wyniki jest wyraźnie więk-

6 Struktura i własności żeliwa z grafitem mieszanym a) 15 Rys.5. Mikrostruktura osnowy żeliwa hartowanego dwustopniowo: a ε =1.67%, b ε = 0.68% (x1000) szy dla żeliwa hartowanego zgodnie z wariantem I niż wariantem II. Takie spostrzeżenie nie jest zaskoczeniem, jeśli uwzględnić, iż w wypadku hartowania w T1wI = 300oC, udział austenitu w ausferrycie jest odpowiednio większy niż wówczas, gdy temperatura T1wII = 250oC. Powszechnie wiadomo, że współczynnik umocnienia w równaniu σ= K εn, w którym: K jest stałą materiaa) Dalszy przebieg wykresu na rys.6.a jest odzwierciedleniem zachowania się krzywej σ - ε, na której szybkość umacniania odkształceniowego stopniowo maleje. Odwrotny przebieg zmian ΔR = f(ε) na rys.6b wydaje się być skutkiem przemian, dokonujących się w żeliwie podczas dwustopniowego hartowania izotermicznego. Jak wykazały obserwacje metalograficzne, rezultatem pierwszego etapu hartowania, Rys.6. Powierzchnia przełomu: a - żeliwa wyjściowego (x500), b po dwustopniowym hartowaniu izotermicznym (x3000) łową definiowaną jako naprężenie rzeczywiste przy odkształceniu rzeczywistym równym 1.0, a odkształcenie ε - rzeczywistym odkształceniem plastycznym, jest większe dla materiałów o sieci FCC niż o sieci BCC [7]. Wartość współczynnika umocnienia odkształceniowego n wynosi średnio 0,5 dla metali i stopów o sieci FCC, np. austenitu, podczas gdy dla metali i stopów o sieci BCC jest rzędu 0,15. Przesunięcie wykresu dla t1wi = 30min. w kierunku mniejszych wartości umocnienia odkształceniowego może być wynikiem większego przesycenia austenitu węglem, a więc umocnienia roztworowego, które sięga nawet 2% i więcej. niezależnie od jego czasu, jest ausferryt z pomijalnie małym udziałem austenitu. Drugi etap hartowania w temperaturze 300oC może traktowany jako wyżarzanie, podczas którego może zachodzić szereg procesów, takich jak przemiana austenitu w ferryt a późniejszym okresie zapewne procesy wydzieleniowe. Pierwszy z nich, tj. przemiana austenitu w ferryt wyjaśnia zmniejszenie szybkości umacniania wydzieleniowego. Z kolei obserwowany w późniejszym okresie wzrost przyrostu z odkształceniem (rys.7 może być wynikiem zmniejszenia przesycenia ferrytu węglem, związanym z powstawaniem ultradyspersyjnych wydzieleń wę-

7 16 A. Krzyńska, M. Kaczorowski a) ΔR=(Rm-Rp,0.2) / Rp,0.2 x100 [%] ,2 16,4 25,3 20,1 21,5 ΔR=(Rm- Rp,0.2) / Rp,0.2 x 100 [%] ,1 11,5 13,9 13,6 12,2 14, ,1 1,2 1,3 1,4 1,5 1,6 1,7 Wydłużenie ε [%] 0 0,6 0,65 0,7 0,75 0,8 0,85 0,9 Wydłużenie ε [%] Rys.7. Przyrost ΔR w funkcji wydłużenia - ε: a wariant I (linia: ciągła dla t1=10min, przerywana dla t1 = 30min), b wariant II (linia ciągła dla t1 = 30min linia przerywana dla t1 = 60min. glików, na przykład ε [8]. Obecność węglików w asferrytycznej osnowie żeliwa ADI została udowodniona we wcześniejszej pracy autorów [9]. Powracając do zasadniczym wątku pracy, jakim jest wpływ kształtu grafitu na własności żeliwa hartowanego izotermicznie należy stwierdzić, iż obecność grafitu wermikularnego, jak należało oczekiwać, obniża jego własności mechaniczne. Warto jednak zauważyć, iż wpływ ten nie powoduje całkowitej dyskredytacji żeliwa o wysokich własnościach wytrzymałościowych, w wypadku których tylko wydłużenie niewiele odbiega od wymagań stawianych przez normy. Ujemne oddziaływanie kształtu grafitu wyraźnie objawia się w żeliwie hartowanym izotermicznie o mniejszej wytrzymałości. Wystarczy odwołać się na przykład do żeliwa o Rm na poziomie 1200MPa, dla którego zarejestrowano odkształcenie ε rzędu 1.25%, podczas gdy norma ASTM A 897 M-90 wymaga A5 nie mniejszego niż 4%. W tym miejscu warto nadmienić, że Rp,0.2 żeliwa badanego w pracy wynosiło ok. 1000MPa i było większe od 850MPa wymaganego przez wymienioną wyżej normę. Uwzględniając powyższą rozbieżność można sugerować, iż uwzględniając kształt grafitu, bardziej wiarygodnym kryterium klasyfikacji żeliwa otrzymanego pracy jest umowna granica plastyczności. Jeśli tak, to należałoby przyjąć, że w pracy uzyskano żeliwo odpowiadające gatunkowi pośredniemu pomiędzy 1200/850/4 a 1400/1100/1. W tym miejscu należałoby rozpocząć dyskusję na temat wpływu degeneracji kształtu grafitu na własności żeliwa hartowanego izotermicznie, którego przykłady morfologii zamieszczono na rys.8. Przed rozpoczęciem analizy, warto odwołać się do podstaw mechaniki pękania, w której można znaleźć równanie na wartość naprężenia lokalnego u wierzchołka nieciągłości (pęknięcia) o długości 2a, którego postać jest następująca [7]: σ max = σ a [1 + 2 a / ρ ], (1) w którym: σa naprężenie normalne do osi głównej, a - połowa długości nieciągłości - pęknięcia, ρ - promień krzywizny wierzchołka nieciągłości - pęknięcia. Wszyscy odlewnicy doskonale wiedzą, że kruchość żeliwa szarego jest spowodowana a) Rys.8. Przykłady kształtu grafitu w badanym żeliwie: a grafit sferoidalny i wermikularny, b grafit wermikularny z zdegenerowanym grafitem kulkowym (x500)

8 Struktura i własności żeliwa z grafitem mieszanym 17 obecnością grafitu płatkowego, którego ostre zakończenia (ρ 0) powodują, że naprężenie lokalne σmax dąży do nieskończoności. W wypadku żeliwa wermikularnego, promień krzywizny nie dąży do zera, lecz jest kilkakrotnie mniejszy od promienia krzywizny sferoidu grafitu (rys.6). Dzięki temu σmax nie osiąga wartości takich jak w wypadku grafitu płatkowego. Tym niemniej wydzielenia grafitu wermikulranego oddziałują jako koncentratory naprężenia, które prowadzą do lokalnego jego wzrostu. To jak skutecznie wpływają na własności żeliwa zależy jednak nie tylko od promienia krzywizny zakończeń wydzieleń grafitu wermikularnego, ale również od własności osnowy. Jeśli osnowa zawiera znaczną ilość austenitu, który ze względu na dużą liczbę systemów poślizgu jest fazą o dużej plastyczności, wówczas można oczekiwać, iż będzie on umożliwiał stępienia wierzchołka pęknięcia, za jakie można traktować wydzielenia grafitu i sprzyjał relaksacji spiętrzenia naprężeń. Jeśli osnowa będzie w dużym stopniu ferrytyczna, możliwości relaksacji naprężenia będą mniejsze tym bardziej, że ferryt wykazuje skłonność do pękania wzdłuż płaszczyzn łupliwości {100}. Zagadnienie komplikuje się jednak, ponieważ austenit w ausferrycie jest mniej lub więcej przesycony węglem, co niewątpliwie zmniejsza jego możliwości płynięcia plastycznego. Dodatkowo, jak wykazały obserwacje autorów w transmisyjnym mikroskopie elektronowym (TEM) [9, 10] podczas hartowania w austenicie tworzą się błędy ułożenia i mikrobliźniaki [11], które również ograniczają możliwości płynięcia plastycznego austenitu. Uwzględniając powyższe należy mieć na uwadze, że obecność nawet znacznej ilości austenitu w ausferrycie żeliwa hartowanego izotermicznie nie rekompensuje ujemnego wpływu kształtu grafitu. Tym niemniej, obserwacje w SEM wskazują wyraźnie, iż mimo obecności grafitu wermikularnego, przełom wykazuje charakter ciągliwy (rys.6, a nie kruchy jak w żeliwie perlityczno ferrytycznym (rys.6a). 4. Wnoski Wyniki badań otrzymane w pracy jak też ich analiza zamieszczone wyżej umożliwiają zaproponowanie następujących wniosków. Dwustopniowe hartowanie izotermiczne żeliwa z grafitem mieszanym zapewnia uzyskanie materiału o wysokich własnościach wytrzymałościowych. Obecność grafitu wermikularnego powoduje zmniejszenie własności plastycznych, które jest tym wyraźniejsze im niższe są własności wytrzymałościowe żeliwa po hartowaniu izotermicznym. Umiarkowanie niekorzystny wpływ grafitu wermikularnego na wydłużenie żeliwa hartowanego izotermicznie wynika z faktu, że promień krzywizny wydzieleń nie dąży do zera jak w wypadku grafitu płatkowego. Literatura [1]. The Sorelmetall Book of Ductile Iron, Rio Tinto Iron & Titanium Inc., Montreal, Quebec, Canada (2004) [2]. Thomas G., Goringe M.J.: Transmission electron microscopy, A Wiley-Interscience Publ. J. Wiley&Sons Inc.,New York, 1979 [3]. Kovacs B.V.: Heat Treating of Austempered Ductile Iron, AFS Trans., 102 (1994), p.281 [4]. Kaczorowski M., Myszka D.: Prace ITMat., PW, (2003) s.10 [5]. Kaczorowski M., Krzyńska.: Badania żeliwa sferoidalnego po dwustopniowym hartowaniu izotermicznym cz. I, Archiwum Odlewnictwa PAN, vol.5, Nr 17 (2005) s [6]. Metals Handbook, Ninth Edition, vol. 12: Fractography, ASM International, Metals Park, Ohio, [7]. Hertzberg R.: Deformation and Fracture of Engineering Materials, John Wiley & Sons, New York, [8]. Guzik E.: Procesy uszlachetniania żeliwa wybrane zagadnienia, Archiwum Odlewnictwa, monografia Nr 1M (2001) [9]. Kaczorowski M, Kozubowski J.: Thes tructure and properties of Austempered ductile iron (ADI), Proc. IX Conference on Electron Microscopy of Solids, 6-9 May, 1996, Zakopane, Poland, p [10]. M. Kaczorowski, D. Myszka: Badania strukturalne żeliwa ADI w transmisyjnym mikro-

9 18 A. Krzyńska, M. Kaczorowski skopie elektronowym, Archiwum Odlewnictwa, PAN, vol. 3, nr 4 (2003) s. 266 [11]. Thomas G., Goringe M.J.: Transmission electron microscopy, A Wiley-Interscience Publ. J. Wiley&Sons Inc.,New York, 1979