odpuszczania stali
Transkrypt
odpuszczania stali
PODSTAWY OBRÓBKI CIEPLNEJ (na przykładzie stopów żelaza) (+ -) OC – proces technologiczny obejmujący zespół operacji, np. grzanie, chłodzenie materiałów w stanie stałym, - wynikiem OC są zmiany struktury a więc właściwości materiału, np. stali. Teoretyczne podstawy OC są nauką o przemianach zachodzących w materiałach wskutek: - zmiany temperatury, czasem również ciśnienia, - wpływie szybkości grzania i chłodzenia na mechanizmy i kinetykę tych przemian, (L.A. Dobrzański) Przemiana dyfuzyjna austenit ⇒ perlit γ0,77 → (α0,02 +Fe3C6,67) (+) ● przemiana eutektoidalna przechłodzonego austenitu - izotermiczne wygrzewanie w temp. Ar1 = A1 - ∆T (przechłodzenie stałe), - ciągłe chłodzenie (nieprzerwany wzrost przechłodzenia), ● zarodki dwufazowe (na granicach ziaren austenitu) ale nie obie fazy jednocześnie (uważa się, że pierwszy zarodkuje Fe3C co ułatwia zarodkowanie ferrytu itd.), ● rośnięcie zarodka → płytkowa kolonia perlitu - wzrost kolonii perlitu jest różny w kierunku czołowym i bocznym (Mehl) ● budowa płytkowa, gdyż zapewnia największą szybkość przemiany, - późniejsze wyżarzanie → sferoidyzacja Fe3C, (R. Haimann) Różnie zorientowane kolonie perlitu w stali eutektoidalnej, trawione Mi1Fe (A. Krajczyk) Kinetyka przemiany austenit → perlit (przy ∆T = const) ● krzywa kinetyki przemiany - charakterystyczny kształt litery S, - występuje okres inkubacji, - chwilowa szybkość przemiany zależy od stopnia zaawansowania przemiany, (+) ● szybkość przemiany v = f (∆T) , dla danego ∆T jest określana umownie w punkcie przegięcia krzywej (maksymalna), - wykazuje maksimum przy ∆T ≅ 175 K, - później maleje z powodu utrudnień w dyfuzji C, k = 727°C v ∆T = const ∼ 550°C v p k v 0 Krzywe kinetyki przemiany perlitycznej dla różnych przechłodzeń (każda w warunkach izotermicznych) p (R. Haimann) Wykres izotermicznej przemiany austenitu - CTPi (+) ● dyfuzyjna przemiana perlityczna od temperatury Ar1 do Tm (∆T≅ 175 K) ⇒ mieszanina płytkowa - odległość między płytkami od 1,0 do 0,1 µm, - płytki ferrytu około 7 razy grubsze od płytek cementytu, ⇐ perlit grubopłytkowy p ← sorbit hartowania (płytki widoczne przy pow. ok. 500x) k Tm krzywa chłodzenia ⇐ perlit drobnopłytkowy ←troostyt hartowania (płytki niewidoczne pod mikroskopem świetlnym) ⇐ bainit górny ⇐ bainit dolny ⇐ martenzyt CTPi dla stali eutektoidalnej (0,77 %C) (R. Haimann) (+) Przemiana perlityczna w stalach nieeutektoidalnych ● w stopach nieeutektoidalnych, w warunkach nierównowagi (znaczne przechłodzenia) tworzy się perlit drobnopłytkowy o zawartości węgla odbiegającej od 0,77% nazywany quasi-eutektoidem (quasi-perlitem), ● zjawisko sztucznego zwiększania udziału perlitu w strukturze wykorzystywane jest, np. w niskowęglowych spawalnych stalach konstrukcyjnych (przyśpieszone chłodzenie austenitu na powietrzu), II ● po przechłodzeniu do temp. Tq nawet w stalach o małej zawartości C powstaje sam drobnopłytkowy quasi-perlit (twardy i nieciągliwy), ● w stalach zaeutektoidalnych zjawisko to można wykorzystać do likwidacji Fe3CII ale tracimy np. na skrawalności, Tq quasi-eutektoid Tq Tq Obszar quasi-eutektoidu w zależności od przechłodzenia przed przemianą perlityczną. (R. Haimann) CTPi dla stali przedeutektoidalnej CTPi dla stali zaeutektoidalnej (+) Cechy przemiany perlitycznej w warunkach nierównowagi: ● przemiana dyfuzyjna (∆T → zarodek → rośnięcie zarodka) ● wykazuje okres inkubacji, w którym następuje wstępna dyfuzja węgla w austenicie, ● produktem przemiany jest płytkowa mieszanina ferrytu i cementytu, ● zarodki perlitu powstają na granicach ziaren austenitu i wrastają w metastabilny austenit, ● może zachodzić w warunkach izotermicznych oraz podczas ciągłego chłodzenia, ● przebiega do końca, ● im większe przechłodzenie, tym drobniejsze płytki perlitu, ● w stopach nieeutektoidalnych – quasi-eutektoid o zawartości węgla różnej od 0,77%, (płytkowa mieszanina zajmuje większą objętość w strukturze niż w warunkach równowagi) Rodzaje wyżarzania (-+) ● podstawowym celem jest zmiana struktury ⇒ zmiana właściwości !!, (R. Haimann) ● wyżarzanie zupełne oraz normalizujące (normalizowanie) (+) - identyczne temperatury nagrzewania (30÷50 K nad A3 lub Acm), różna szybkość chłodzenia, ● wyżarzanie zupełne stali przedeutektoidalnych, - chłodzenie: bardzo wolne (zwykle z piecem), - zmiany struktury: - uzyskanie struktury równowagowej, ujednolicenie struktury na przekroju przedmiotu, - zwykle pewne rozdrobnienie ziarna ferrytu ⇐ dwukrotne przekrystalizowanie, - zmniejszenie dyspersji perlitu (większa odległość między płytkami), -zmiany właściwości: - obniżenie twardości oraz wytrzymałości (Rm , Re ), zmniejszenie naprężeń własnych, - polepszenie ciągliwości (K, Z, A), - podwyższenie obrabialności, - zastosowanie: po walcowaniu lub kuciu (stan: wyżarzony), odlewy (usuwanie struktury Widmannstättena) ● wyżarzanie normalizujące stali przedeutektoidalnej), - chłodzenie: stosunkowo szybkie (w spokojnym powietrzu), - zmiany struktury: - uzyskanie struktury nierównowagi (ale w zakresie przemian dyfuzyjnych), - silne rozdrobnienie ziarna ferrytu (większe przechłodzenie ∆T ⇒ LZ), - zwiększenie dyspersji perlitu (rośnie twardość), - zwiększenie ilości perlitu (quasi-eutektoid) oraz zmniejszenie ilości ferrytu (struktura stali „udaje” większą zawartość węgla), - zmiany właściwości: - podwyższenie twardości oraz wytrzymałości (Rm , Re ) – główny cel, - zwykle tylko niewielkie obniżenie ciągliwości (K, Z, A) ⇐ przeciwdziała drobne ziarno ferrytu, - pogorszenie obrabialności, - zastosowanie: - w hutach (stan dostawy: normalizowany) – odkuwki, odlewy, wyroby płaskie, długie itp., - często obróbka poprzedzająca hartowanie, Stal niestopowa (0,05% C) wyżarzanie zupełne ⇒ (stan równowagi) wyżarzanie normalizujące (rozdrobnienie ziarna oraz wzrost udziału quasi-perlitu) ⇒ (A. Krajczyk) Stal niestopowa (0,4% C) wyżarzanie zupełne ⇒ wyżarzanie normalizujące ⇒ (A. Krajczyk) (+) Typowe wadliwe struktury stali przedeutektoidalnej (A. Krajczyk) Stal 0,2% C - pasmowość (segregacja dendrytyczna przy krzepnięciu + walcowanie na gorąco + wolne chłodzenie) + wyżarzanie ⇒ ⇒ Stal 0,2% C - po normalizowaniu (usuwanie wad struktury) - usuwania wadliwych struktur: - wyżarzanie zupełne lub normalizujące, - często stosuje się wyżarzanie podwójne: - najpierw zupełne (w ok. 50°C wyższej temp.) - następnie normalizowanie (rozdrobnienie ziaren) Stal 0,15% C - struktura Widmannstättena (R.F. Cochrane, University of Leeds) (przegrzanie ⇒ duże ziarno γ + szybkie chłodzenie ale przemiany dyfuzyjne) Stal 0,15% C - struktura Widmannstättena (nieregularne wydzielenia ferrytu na granicach ziaren austenitu oraz iglasty Pasma ferrytu i perlitu jako wynik segregacji dendrytycznej ferryt wewnątrz ziaren austenitu) ● wyżarzanie sferoidyzujące (zmiękczające) - teoretycznie dostatecznie długie wygrzewanie w temperaturze tuż poniżej A1 (AC1) (Fe3C przyjmie postać kulistą – energetycznie korzystniejszą) - stosowane zwykle dla stali zaeutektoidalnych, - polepszenie skrawalności, - najwłaściwsza struktura przed hartowaniem, (stale narzędziowe, łożyska toczne itp. ) ⇒ sferoidyzacja niezupełna Stal 0,8%C - perlit płytkowy (A. Krajczyk) sferoidyzacja pełna ⇒ ⇒ ⇒ Przemiana martenzytyczna (+) ● bezdyfuzyjna przemiana alotropowa austenit → ferryt (tzn. Feγ → Feα czyli sieci A1 → A2) - zachowana jest ta sama koncentracja węgla ⇒ ferryt przesycony węglem (martenzyt), - warunek: chłodzenie z szybkością większą niż krytyczna (∆F↑, DC = 0) (ominięcie krzywej początku przemian dyfuzyjnych – uniemożliwienie dyfuzji węgla), - siłą napędową przemiany jest duża różnica F austenitu i martenzytu w temperaturze Ms, ∆F vkr CTPi dla stali eutektoidalnej (R. Haimann) Schemat zmian F austenitu, perlitu i martenzytu ● przebudowa sieci RSC → RPC w wyniku niewielkich (w stosunku do d) skoordynowanych przesunięć całych płaszczyzn atomowych w stosunku do pewnych płaszczyzn niezmiennych nazywanych habitus, (+) - na powierzchni próbki pojawia się relief o kształcie iglastym (płytki lub listwy martenzytu), - rosną z szybkością rozchodzenia się dźwięku (odkształceń sprężystych) – ok. 105-7 m/s, - są nachylone względem siebie pod kątem 60 lub 120°, ● ścisły związek orientacji sieci M oraz γ - płaszczyzny {111} austenitu stają się płaszczyznami {110} ferrytu, ● granica między płytkami martenzytu oraz austenitem jest koherentna – w jednym ziarnie austenitu powstaje ogromna ilość płytkowych lub listwowych ziaren martenzytu, ● przemiana nie jest izotermiczna – wymaga ciągłego obniżania temperatury ⇐ większa objętość M niż γ), (R. Haimann) Uproszczony schemat powstawania płytek martenzytu w ziarnie austenitu – wielkość płytek zależy od wielkości ziarna austenitu (martenzyt grubo- lub drobnoiglasty) (L.A. Dobrzański) Kolejne fazy przemiany martenzytycznej w miarę chłodzenia między temperaturą Ms a Mf (stal niskowęglowa wysokochromowa) (B. Kuźnicka) Martenzyt listwowy (niskowęglowa stal niestopowa, rdzeń stali nawęglanej) (A. Krajczyk) Martenzyt średnioiglasty (stal o zawartości 0,4% C) (ok. 700x) Martenzyt gruboiglasty (płytkowy) (stal wysokowęglowa) (ok. 150x) (A. Krajczyk) ● przemiana martenzytyczna nie zachodzi zwykle do końca, (+) - temperatura Mf (martensite finish) ma charakter umowny, po jej przekroczeniu pozostaje niewielka ilość austenitu nieprzemienionego (austenit szczątkowy) – wszechstronnie ściskanego płytkami martenzytu (o większej objętości niż austenit), - ilość austenitu szczątkowego zależy od szybkości chłodzenia, także przerwanie chłodzenia zwiększa jego ilość, (L.A. Dobrzański) Wpływ zawartości węgla na przebieg przemiany oraz budowę i właściwości martenzytu (+-) 1. Martenzyt (przesycony węglem ferryt) charakteryzuje się zdeformowaną siecią RPC, - deformacja tetragonalna (c > a) tym większa im więcej węgla, - tetragonalność jest wynikiem pewnego uporządkowania rozmieszczenia nadmiarowych atomów węgla w obrębie komórki sieci tak aby wzrost F był jak najmniejszy, c a (L.A. Dobrzański) (+) 2. Wpływ zawartości węgla na temperaturę początku i końca przemiany martenzytycznej, ● od ok. 0,4÷0,5% C temperatura Mf znajduje się poniżej temperatury pokojowej, ● dokończenie przemiany jest możliwe dopiero w temperaturach ujemnych (obróbka podzerowa) - wzrost kosztów, - niebezpieczeństwo wypaczeń lub pęknięć przedmiotów, (M. Blicharski) (R. Haimann) Austenit nieprzemieniony oraz niewielka ilość martenzytu płytkowego - stal wysokowęglowa i wysokostopowa - Ms nieznacznie przekroczona, - Mf nisko w temperaturach ujemnych, (B. Kuźnicka) Martenzyt płytkowy wysokowęglowy na tle austenitu nieprzemienionego - stal wysokowęglowa niestopowa, - Mf nie została osiągnięta, - w grubych igłach martenzytu widoczne płaszczyzny habitus (niezmienne) (A. Krajczyk) (+) 3. Wpływ zawartości węgla na właściwości martenzytu ● duża twardość oraz nieodkształcalność (plastycznie) ⇐ odpowiednio duża zawartość węgla - umocnienie roztworowe ⇐ silnie przesycony węglem roztwór stały (ferryt), - umocnienie zgniotowe (wzrost gęstości dyslokacji) ⇐ zgniot fazowy (rezultat przyrostu objętości), - umocnienie granicami ziaren ⇐ ogromna ilość płytek martenzytu zamiast jednego ziarna austenitu, Twardość martenzytu (E. Just) Umowna granica plastyczności martenzytu (P.G. Winchel, M. Cohen) (+) Charakterystyczne cechy przemiany martenzytycznej w stopach żelaza z węglem: ● bezdyfuzyjna, atermiczna, w stalach nieodwracalna – wymaga ciągłego chłodzenia między Ms oraz Mf , ● polega na skoordynowanym przemieszczeniu atomów bez zmiany sąsiedztwa, ● zachodzi przez ścinanie wg mechanizmu poślizgu lub bliźniakowania, ● produktem przemiany jest martenzyt listwowy lub płytkowy o własnościach zależnych od zawartości węgla oraz o objętości właściwej większej od objętości austenitu, ● pomiędzy sieciami austenitu i martenzytu zachowana jest ścisła zależność orientacji, ● zwykle nie zachodzi całkowicie (do końca) – pozostaje niewielka ilość ściśniętego austenitu szczątkowego, ● wolne chłodzenie lub izotermiczne wytrzymywanie (między Ms oraz Mf) stabilizuje austenit zwiększając ilość austenitu szczątkowego, 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 cyrkonię (ZrO2), - w polimerach i materiałach biologicznych, np. niektórym bakteriom zmiana kształtu pomaga wbić się w skórę, (-+) Przemiana bainityczna ● przemiana w pośrednim zakresie temperatur, między Tm (ok. 550 °C) oraz MS (ok. 200°C), - charakter bezdyfuzyjno-dyfuzyjny przemiany: - zbyt mała ruchliwość atomów Fe ⇐ bezdyfuzyjna (jak martenzytyczna) przebudowa sieci A1 → A2, - wystarczająca ruchliwość atomów C ⇐ w austenicie lub w powstałym iglastym przesyconym ferrycie krystalizują drobne, cienkie blaszki Fe3C lub Fe2,6C (węglik ε) ⇒ bainit mieszanina iglastego, przesyconego ferrytu oraz drobnych, nieciągłych, płytkowych wydzieleń Fe3C lub węglika ε (w niższych temperaturach) ● od temperatury przemiany zależą: - przesycenie ferrytu, - przebieg przemiany, - morfologia struktury, - umownie wyróżniamy: - bainit górny (Tm ÷ ∼350°C), - bainit dolny (∼350°C ÷ MS) Wykres CTPi dla stali eutektoidalnej (-+) ● powstawanie bainitu górnego Fe3C (M. Blicharski) - listwy (płytki) ferrytu o szerokości ok. 0,5 µm, między którymi znajduje się cementyt, TEM (L.C. Chang, H.K.D.H. Bhadeshia) - płytki ferrytu mogą się poszerzać i wydłużać, - krótkie płytki cementytu mają takie ukierunkowanie jak iglaste płytki ferrytu, (R. Haimann) - struktura ma często charakter pierzasty (igły ferrytu wyrastają od granic ziaren austenitu) pierzasty bainit górny (A. Krajczyk) ● powstawanie bainitu dolnego (-+) (przesycenie węglem, rozdrobnienie zależą od ∆T) (M. Blicharski) - wzrost cząstek węglików (Fe3C lub ε ) zachodzi wewnątrz płytek ferrytu bainitycznego (pod kątem 55° do osi płytek), - ferryt bainityczny, coraz bardziej przesycony węglem, staje się podobny do martenzytu, TEM (L.C. Chang, H.K.D.H. Bhadeshia) Bainit dolny - igły są nachylone do siebie pod kątami 60 i 120°, powstają nie tylko przy granicach ale i wewnątrz ziarn, - zwiększa się ilość austenitu szczątkowego, - bainit dolny trawi się silniej (ciemniejszy) niż martenzyt (obecność w igłach ferrytu cząstek drugiej fazy), Martenzyt (R. Haimann) (A. Krajczyk) Charakterystyczne cechy przemiany bainitycznej: (-+) ● wykazuje okres inkubacji, podczas którego następują dyfuzyjne zmiany zawartości węgla w mikroobszarach γ, ● zarodkuje w mikroobszarach uboższych w węgiel oraz rośnie według atermicznej przemiany martenzytycznej, ● wzrost bainitu kontrolowany jest dyfuzją węgla (zależną od temperatury), ● w mikroobszarach bogatszych w węgiel wydzielają się węgliki, ● mechanizm przebiegu przemiany zależy od temperatury (bainit górny i dolny), ● produktem przemiany jest mieszanina: niskowęglowego, częściowo przesyconego ferrytu o dużej gęstości dyslokacji (ferryt bainityczny) oraz cementytu lub węglika ε w postaci drobnych płytkowych wydzieleń, ● ferryt bainityczny wykazuje określoną względem austenitu orientację, Właściwości bainitu: ● bainit górny – struktura ogólnie niekorzystna: - wytrzymałość oraz twardość (ok. 45 HRC) podobna do drobnopłytkowych struktur perlitycznych, - ciągliwość jest gorsza (szczególnie pierzastego) – iglasty przesycony ferryt z Fe3C na granicach igieł, ● bainit dolny – struktura często wykorzystywana: - wytrzymałość oraz twardość (ok. 55 HRC) wyższa niż struktur perlitycznych, - ciągliwość lepsza niż bainitu górnego, - morfologia oraz właściwości praktycznie identyczne jak martenzytu odpuszczonego w niskich temperaturach, (+) Przemiany odpuszczania (przemiany dyfuzyjne po podgrzaniu zahartowanej na martenzyt stali) ● struktura wyjściowa: martenzyt hartowania - MH (przesycony ferryt tetragonalny + austenit szczątkowy) - fazy metastabilne trwałe w temperaturze pokojowej ⇐ zamrożenie ruchliwości atomów C oraz Fe, - struktura nie stosowana w praktyce ⇐ wysokie naprężenia własne, brak ciągliwości, kruchość, ● żądany zespół właściwości uzyskujemy po wygrzaniu (odpuszczaniu) w wybranej temperaturze (poniżej A1), - podwyższenie temperatury ⇒ reaktywacja dyfuzji atomów C ⇒ zmiany struktury ⇒ zmiany właściwości, Wykres odpuszczania stali 0,35% C (L.A. Dobrzański) (R. Haimann) Wykres odpuszczania stali 0,45% C (+) ● przemiany odpuszczania można badać i śledzić różnymi metodami: - zmiany długości próbki (krzywe dylatometryczne) – największe znaczenie dydaktycznie, - zmiany twardości (metoda prosta, często stosowana w praktyce), Temperatura odpuszczania (zmiany długości ∆L mierzone są po ochłodzeniu próbek) (R. Haimann) I stadium – do ok. 200°C (początek wyraźnych zmian zależy od zawartości węgla), (+) ● < 80 (100)°C - przegrupowanie atomów C w martenzycie (bez tworzenia węglików), początek relaksacji naprężeń, ● ok. 80 ÷ 200°C, - powstają węgliki przejściowe o dużej dyspersji, - płytki (koherentne z tetragonalnym ferrytem), - heksagonalny węglik ε (Fe2,4C), - wg ostatnich badań - rombowy węglik η (Fe2C), - maleje przesycenie ferrytu (do ok. 0,2%C), - maleje tetragonalność ferrytu, - maleją naprężenia (mniejsze przesycenie + relaksacja), - gęstość i rozmieszczenie dyslokacji pozostaje (przeszkadza węglik ε), (R. Haimann) - austenit szczątkowy pozostaje, ● struktura: martenzyt odpuszczania (FP + ε + γsz) (mieszanina lekko przesyconego iglastego ferrytu + koherentne wydzielenia węglika ε + austenit szczątkowy), - morfologia i właściwości podobne do bainitu dolnego, (Modp trawi się silniej niż MH) ● właściwości: - Rm , R0,2 , HRC nadal wysokie (prawie bez zmian) (malejące umocnienie roztworowe zastępowane przez nowe umocnienie wydzieleniowe) - ciągliwość (K, A, Z) nadal niewielka ale zdecydowanie wyższa niż martenzytu hartowania (MH ), (+) II stadium – ok. 200 - 300°C (objętość rośnie ⇐ zanika austenit szczątkowy), ● przemiana austenitu szczątkowego (przemiana podobna do powstawania bainitu dolnego), ● produkty rozpadu γsz są identyczne jak w przypadku rozpadu martenzytu hartowania w I stadium, ● struktura: nadal nazywana martenzytem odpuszczania (FP + ε) (mieszanina jeszcze mniej przesyconego iglastego ferrytu + koherentne wydzielenia węglika ε ), ● właściwości: - Rm , R0,2 , HRC - lekko maleją (wyższa temperatura, mniej przesycony ferryt, mniejsza dyspersja węglika ε) - rosną ale z niższego poziomu, gdy austenitu szczątkowego było dużo (nie osiągnięta Mf ), - udarność (K) - od ok. 250°C zaczyna spadać (nieodwracalna kruchość odpuszczania) spowodowana przypuszczalnie prawie ciągłą otoczką węglika ε wzdłuż byłych granic ziaren austenitu, Wpływ temperatury odpuszczania na udarność stali niestopowej (0,42%C) (ASM Handbook, T.4 – 1991) III stadium – ok. 300 - 400°C (objętość maleje ⇐ zanika przesycenie ferrytu, zarodkuje cementyt), (+) ● reszta nadmiaru węgla wydziela się z ferrytu, ● zarodkuje cementyt oraz rośnie w postaci ziarenek (niedostrzegalne mikroskopem optycznym), - zarodkowanie cementytu w ferrycie (wykorzystanie nadmiaru C w ferrycie), - przekształcenie płytek węglika ε w ziarenka cementytu (przemiana węglikowa „in situ”), - cementyt ma mniejszą F oraz zanika koherencja węglika ε w regularnym już ferrycie, ● struktura: troostyt odpuszczania (martenzyt średnio odpuszczony) (Figl + Fe3C) (mieszanina iglastego, pomartenzytycznego ferrytu + niekoherentne ziarenka cementytu), - struktura trawi się silnie i szybko ciemnieje, cementyt ziarnisty (zbyt drobny dla mikroskopu optycznego) ● właściwości: - Rm , R0,2 , HRC - szybko maleją (wartości jednak nadal dość wysokie), - ciągliwość (K, A, Z) – wolno rośnie (wartości jednak nadal dość niskie), (R. Haimann) IV stadium – ok. 400°C ÷ A1 (koagulacja cementytu oraz rekrystalizacja zgniotu fazowego), (+) ● ziarenka cementytu koagulują – stają się widoczne przy powiększeniach mikroskopu optycznego (> 500x), ● nieprzesycony ferryt do temperatury ok. 650°C zachowuje iglasty pomartenzytyczny kształt, - ruch granic ferrytu (rekrystalizacja) jest blokowany wydzieleniami drobnego cementytu, - zgniot fazowy podlega tylko procesom zdrowienia, ● powyżej ok. 650°C następuje ruch granic szerokokątowych – rosną nowe równoosiowe ziarna ferrytu, - ruch granic ferrytu umożliwia dopiero odpowiednio wysoki stopień koagulacji cementytu, ● struktura: (Figl + Fe3C) - do ok. 650°C ⇒ sorbit odpuszczania (martenzyt wysoko odpuszczony) (mieszanina iglastego, pomartenzytycznego ferrytu + skoagulowane ziarenka cementytu), - powyżej 650°C ⇒ sferoidyt - po długotrwałym wyżarzaniu (mieszanina kulkowego cementytu na tle zrekrystalizowanego ferrytu) ● właściwości sorbitu odpuszczania (optymalne skojarzenie wytrzymałości oraz ciągliwości): - parametry wytrzymałościowe (Rm , R0,2 ) – zdecydowanie wyższe niż dla stanu przed hartowaniem, - ciągliwość (K, A, Z) – nie gorsza a najczęściej wyższa niż dla stanu wyjściowego (przed hartowaniem), - twardość (ok. 23÷35 HRC) umożliwia jeszcze stosunkowo łatwe skrawanie, ● sorbit odpuszczania jest najczęściej stosowaną strukturą w częściach maszyn, sorbit odpuszczania (stal niskostopowa 0,4%C) pomartenzytyczny iglasty ferryt z ziarnistymi wydzieleniami cementytu o małej dyspersji (widoczne pod mikroskopem świetlnym, pow. > 500x) (A. Krajczyk) cementyt 1400x 700x (+ -) sferoidyt (160-250) HB (na przykładzie stali narzędziowych, ok. 1%C) po wyżarzaniu zmiękczającym - tuż poniżej A1, (bez hartowania) cementyt (A. Krajczyk) TEM (H.K.D.H. Bhadeshia) (H.K.D.H. Bhadeshia) po hartowaniu oraz odpuszczaniu w 700°C Wybrane zagadnienia technologii obróbki cieplnej (+) 1. Temperatury nagrzewania przed hartowaniem stali. ● stale przedeutektoidalne: 30 (h. w wodzie) ÷ 50 (h. w oleju) °C nad A3 , ● stale zaeutektoidalne: 30 (woda) ÷ 50 (olej) °C nad A1 (w celu uniknięcia dużej ilości γsz ) - ale wcześniej odpowiednia postać Fe3CII (najlepiej sferoidyt), - unikamy konieczności usuwania γsz co wiązałoby się z obniżeniem twardości, - mniejsze naprężenia własne (niższa temperatura), - Fe3CII podwyższa odporność na ścieranie, Twardość zahartowanej stali: a) twardość martenzytu, b) hartowanie znad Acm , c) hartowanie znad A1 , (R. Haimann) prawidłowa struktura stali zaeutektoidalnej po OC twarda i odporna na ścieranie po hartowaniu znad A1 oraz odpuszczaniu niskim (do 250°C) strukturą wyjściową był sferoidyt 300x Fe3CII 1200x (A. Krajczyk) 3. Hartowność oraz sposoby jej oznaczania. (+) ● hartowność – ogólnie: zdolność materiału do utwardzania się w głąb w wyniku oziębiania, - dla stali: zdolność do tworzenia struktury martenzytycznej podczas chłodzenia od temperatury austenityzowania (miarą hartowności jest grubość warstwy zahartowanej) – PN-93/H-01200, ● o właściwościach stali w stanie zahartowanym decydują dwie cechy: - utwardzalność – podatność stali na hartowanie mierzona maksymalną twardością po hartowaniu, - warunki austenityzowania (temperatura różna dla stali przed- oraz zaeutektoidalnych), - stężenia węgla w austenicie, - obecność oraz stężenie dodatków stopowych, - hartowność (używa się też określenia „przehartowalność”) - zależy od: - składu chemicznego ( rośnie z zawartością C oraz pierwiastków stopowych – główny cel ich stosowania), - wielkości ziaren (im większe ziarna tym większa hartowność – tego nie wykorzystujemy !!), - jednorodności austenitu (im bardziej jednorodny tym większa hartowność), - obecności nierozpuszczonych faz (obniżają hartowność ⇐ ułatwiają zarodkowanie i przemiany dyfuzyjne). ● hartowność jest głównym kryterium doboru stali, np. maszynowych, sprężynowych, narzędziowych, - wysoka hartowność (kosztowna ⇐ dodatki stopowe) jest konieczna gdy: - przedmiot ma tak skomplikowany kształt, że musi być wolno chłodzony przy hartowaniu, - chcemy zahartować przedmiot odpowiednio głęboko, ● na przekroju hartowanego pręta występują różne prędkości chłodzenia, (+) - miarą głębokości pełnego zahartowania jest krytyczna szybkość hartowania (vkr), - parametr ten (vkr) jest zbyt trudny do wykorzystania w praktyce, A1 - dla ułatwienia wprowadzono pojęcie średnicy krytycznej (opracowano proste i powtarzalne metody jej wyznaczania), vrdzenia vpowierzchni v > vkr Ms vpow vkr vkr Czas vrdzenia (v< vkr) Wpływ zawartości węgla na krytyczną szybkość hartowania, strefa zahartowana na martenzyt strefa zahartowana na martenzyt strefa niezahartowana całkowicie (+) ● chłodzone pręty ze stali o małej, średniej oraz dużej hartowności, średnica krytyczna D100 (L.A. Dobrzański) -średnica krytyczna Dn - średnica pręta zahartowanego w określonych warunkach chłodzenia, - w osi pręta struktura składa się z n % martenzytu, np. D50 , D80 , D99,9 , ● najłatwiej określić głębokość, na której występuje 50% martenzytu (D50 ) - metodą pomiaru twardości, - poprzez obserwacje mikroskopowe, strefa półmartenzytyczna (A. Krajczyk) Dla części silnie obciążonych, w których strefa półmartenzytyczna w rdzeniu jest niedopuszczalna można określać strefy o większej zawartości martenzytu, wykorzystując odpowiednie wykresy doświadczalne. Wpływ zawartości węgla na twardość strefy półmartenzytycznej w stalach. (+) ● przykład wyznaczania średnicy krytycznej D50 metodą krzywych U, - metoda historyczna, pracochłonna (nie stosowana obecnie w praktyce), 50 50 Krzywe rozkładu twardości na przekroju prętów o różnej średnicy (stal 0,3% C oraz 3% Ni, hartowana w wodzie) (R. Haimann) (-+) (+) ● średnica krytyczna Dk (najczęściej jako D50) dotyczy określonego ośrodka chłodzącego wraz z określoną intensywności poruszania w tym ośrodku (H) ● wprowadzono pojęcie idealnej średnicy krytycznej D∞ ⇐ w idealnym ośrodku chłodzącym (H =∞) (miara hartowności niezależna od warunków chłodzenia jako umowny poziom odniesienia) H – współczynnik intensywności chłodzenia Uproszczony schemat nomogramu, np. do określania idealnej średnicy krytycznej lub średnic krytycznych w różnych ośrodkach (według Grossmana) ● szczegółowa zależność miedzy idealnymi (D∞ ) oraz rzeczywistymi (Dk ) średnicami krytycznymi (- +) (Nomogram wg Grossmanna) H – współczynnik intensywności chłodzenia Idealna średnica krytyczna D∞ , mm Hartowność stali: mała średnia duża bardzo duża ⇒ ⇒ ⇒ ⇒ D∞ < 50 mm, D∞ = 50÷80 mm, D∞ = 80÷150 mm, D > 150 mm, ● określanie hartowności metodą chłodzenia od czoła – metoda Jominy’ego, (+) - znormalizowane urządzenie, próbka oraz warunki próby ⇐ powtarzalność i dokładność wyników, - założono, że szybkość chłodzenia w określonych odległościach od czoła jest jednakowa dla większości stali niestopowych oraz niskostopowych o średnich wartościach vkr - wynikiem próby jest krzywa hartowności, tzn. zależność: HRC = f (odległości od czoła), - twardość HRC mierzona na zeszlifowanej powierzchni bocznej próbki (wzdłuż tworzącej walca), próbka dla stali o średnich vkr 1 - zbiornik z wodą, 2 - wanna, 3 - zawór, 4 - dysza wodna, 5 - przesłona, 6 - uchwyt próbki, 7 - próbka (L.A. Dobrzański) ● przykładowe krzywe i pasma hartowności wyznaczone w próbie Jominy’ego (+) - optymalne wykorzystanie danej stali w konkretnym przedmiocie wymaga kontrolnych badań zakupionej partii stali lub zamawiania u producenta wąskiego pasma hartowności ⇐ dodatkowe koszty, twardość strefy półmartenzytycznej D∞ = 55 mm 21 D∞ = 130 mm 2,7 Schemat wyznaczania szybkości chłodzenia w strefie półmartenzytycznej ⇒ D∞ oraz D50 (z nomogramów), Pasmo hartowności dla stali 35HM (35CrMo4) - jak optymalnie wyznaczyć D∞ oraz D50 ?! ● wpływ ilości martenzytu w środku przekroju na właściwości części maszyn, ● niejednorodna struktura na przekroju (za mało martenzytu): - mniejsza wytrzymałość zmęczeniowa, - mniejsza ciągliwość (udarność), (niejednorodność zostaje po odpuszczaniu) Twardość zahartowanej stali przy różnym udziale martenzytu w zależności od % C. (wg J.M. Hodge’a i M.A. Orehoskiego) ⇒ (+-) nieprawidłowa struktura dla części silnie i bardzo silnie obciążonych, Nomogram do określania krytycznych średnic idealnych dla różnych udziałów martenzytu w środku pręta. (R. Haimann) 4. Odpuszczanie zahartowanej stali. (+-) ● zabieg odpuszczania wykonujemy niezwłocznie po hartowaniu (maksymalnie 0,5÷3 godz.), - dla zapobieżenia pękaniu (tym szybciej im więcej węgla), ● temperaturę odpuszczania dobiera się zależnie od planowanych własności przedmiotu, ● czas odpuszczania wynosi zwykle 1÷2,5 godz. (możliwie krótki ze względów ekonomicznych), - w praktyce na każde 25 mm wymiaru przekroju przyjmuje się 1 godzinę odpuszczania, ● temperatura oraz czas odpuszczania są parametrami częściowo zamiennymi, - korzystniejszy jest dłuższy czas odpuszczania w niższej temperaturze (dla tej samej twardości), - zysk na ciągliwości oraz jednorodności właściwości, - stratą jest wzrost kosztów zabiegu, Wpływ czasu i temperatury odpuszczania na twardość stali 0,82% C, 0,75% Mn (wg Baina) (+!) ● odpuszczanie niskie: 150÷250 °C - martenzyt odpuszczania (zwykle 58÷63 HRC) - zmniejszenie naprężeń hartowniczych (poprzez zmianę struktury oraz relaksację naprężeń), - zachowanie wysokiej twardości i wytrzymałości (Rm , R0,2 ) ale bardzo mała ciągliwość (K), - zastosowanie: gdy wymagamy dużej twardości i odporności na ścieranie oraz godzimy się na niewielką ciągliwość, (narzędzia, łożyska toczne, przedmioty po nawęglaniu, hartowaniu powierzchniowym itp.) ● odpuszczanie średnie: 350÷500 °C - troostyt odpuszczania (zwykle 40÷50 HRC) - zapewnia wysoką jeszcze wytrzymałość (Rm , R0,2 , Rspr ), - wzrost ciągliwości (K, Z, A) nie jest duży ale często już zadowalający, - zdecydowane zmniejszenie twardości ale jeszcze trudna skrawalność, - zastosowanie: gdy wymagamy znacznej granicy sprężystości oraz godzimy się na małą ciągliwość, np. elementy sprężyste, gdy narzędzie powinno mieć podwyższoną ciągliwość ale nie musi być ostre, np. narzędzia pneumatyczne, matryce itp.) ● odpuszczanie wysokie : >500÷650 °C - sorbit odpuszczania (zwykle 23÷35 HRC) - najlepsze skojarzenie własności wytrzymałościowych oraz ciągliwości, ● Rm , R0,2 - zwykle o 30÷50% wyższa niż w stanie wyjściowym (po normalizowaniu), ● udarność (K) – zwykle o 20÷50% wyższa niż w stanie wyjściowym (po normalizowaniu), ● twardość umożliwia już stosunkowo łatwe skrawanie, - hartowanie + wysokie odpuszczanie nosi odrębną nazwę: „ulepszanie cieplne”, - zastosowanie: powszechne do przedmiotów ze stali maszynowych średniowęglowych,