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