S t r o n a | 1

Przedmiot: Badanie własności mechanicznych materiałów

Autor opracowania: dr inż. Magdalena Rozmus-Górnikowska

Ćwiczenie nr 2Temat: Umocnienie wydzieleniowe stopu Al z Cu +umocnienie stali

Jedną z najczęściej stosowanych metod zwiększenia wytrzymałości metali jestumocnienie cząstkami drugiej fazy. Wśród stopów umacnianych cząstkamiinnej fazy wyróżnia się stopy umacniane wydzieleniowo i stopy umacnianecząstkami fazy dyspersyjnej.

W stopach umacnianych wydzieleniowo (utwardzanie wydzieleniowe,umocnienie przez starzenie) cząstki innej fazy uzyskuje się podczas obróbkicieplnej stopu polegającej na rozpuszczaniu, przesycaniu i starzeniu. Cechątych stopów jest to, że ze wzrostem temperatury następuje koagulacja irozpuszczanie się cząstek. Dlatego stopy szybko miękną ze wzrostemtemperatury. Podczas starzenia z przesyconego i jednorodnego roztworustałego wydzielają się fazy metastabilne i stabilne, a różne fazy metastabilnedają różne efekty umocnienia. Dlatego przez obróbkę cieplną można wszerokim zakresie zmieniać własności stopów umacnianych wydzieleniowo.

W stopach umocnionych dyspersyjnie w miękkiej osnowie metalicznejznajdują się twarde nierozpuszczalne cząstki innej fazy. Cząstkami fazydyspersyjnej są zwykle tlenki charakteryzujące się bardzo małą szybkościąkoagulacji i małą rozpuszczalnością ze wzrostem temperatury. Dlatego stopyumacniane cząstkami fazy dyspersyjnej bardzo powoli miękną ze wzrostemtemperatury. Przykładami są cząstki Al2O3 w Al lub Cu oraz ThO2 w Ni.Materiały takie uzyskuje się przez utlenianie wewnętrzne lub metalurgiąproszków. Ze względu na dużą stabilność cieplną stopy utwardzanedyspersyjnie zachowują dużą wytrzymałość w wysokiej temperaturze.

Występująca w stopie faz ciągła, stanowiąca znaczną jego objętość, jestnazywana osnową. Tworzące się w osnowie cząstki inne fazy są nazywanewydzieleniami. Osnowa i wydzielenia umacniające powinny spełniaćnastępujące warunki:

- osnowa powinna być o dużej ciągliwości, natomiast wydzielenia twarde;

S t r o n a | 2

- twarde wydzielenia nie powinny tworzyć ciągłej błonki po granicach ziarnosnowy, gdyż powstające w takich wydzieleniach pęknięcia mogą szybkorozprzestrzeniać się przez materiał, powodując jego zniszczenie;

- cząstki wydzieleń powinny być drobne, o dużej gęstości, równomiernierozmieszczone w objętości stopu i przynajmniej częściowo koherentne zosnową (wydzielenia koherentne to takie, na granicy których z osnową jestzachowana ciągłość płaszczyzn i kierunków krystalograficznych);

- cząstki wydzieleń nie powinny mieć ostrych krawędzi, gdyż wówczassprzyjają zarodkowaniu pęknięć.

Jakie stopy można umacniać wydzieleniowo?

Umacniać wydzieleniowo można tylko takie stopy, które w stanie stałym wwysokiej temperaturze mają strukturę jednofazową, natomiast w niskiejstrukturę dwufazową, i w których przy niezbyt dużej szybkości chłodzenia,można uzyskać roztwór przesycony. Do najważniejszych technicznych stopówumacnianych wydzieleniowo należą stopy aluminium. Utwardzaniuwydzieleniowemu są także poddawane stopy na osnowie innych pierwiastków,np. miedzi (brązy berylowe), magnezu i tytanu. Umocnienie wydzieleniowewykorzystuje się w niektórych stalach, np. stalach maraging.

Przesycanie i starzenie: stop Al-4 % Cu

Wytworzenie roztworu

Stop o zawartości 4% Cu w stanie równowagi w temperaturze pokojowejskłada się z dwóch faz: kryształów roztworu stałego α, stanowiącego osnowę ikryształów fazy międzymetalicznej (CuAl2). W celu rozpuszczenia cząstek oraz ujednorodnienia roztworu, stop jest nagrzewany do zakresu roztworu α(powyżej linii rozpuszczalności) i wytrzymywany (rys.1).

Przesycanie

Po uzyskaniu jednorodnego roztworu stałego α stop jest oziębiany. Chłodzeniepowinno być wystarczająco szybkie, aby nie zdążyła się wydzielić faza , tj.aby atomy Cu pozostawały w roztworze α. Otrzymany roztwór jest roztworemprzesyconym (zawiera nadmiar atomów Cu, w porównaniu ze stanemrównowagi).

S t r o n a | 3

Rys. 1. Schemat obróbki cieplnej (łącznie z tworzącymi się mikrostrukturami)powodującej umocnienie wydzieleniowe stop AlCu4

Starzenie

Wytrzymywanie stopu w temperaturze otoczenia (starzenie naturalne) lub wpodwyższonej temperaturze (starzenie sztuczne) w celu doprowadzenia doutworzenia wydzieleń w przesyconym roztworze.

Powolne chłodzenie z zakresu jednofazowego roztworu α

Podczas powolnego chłodzenia stopu zawierającego 4% Cu z zakresujednofazowego roztworu α do temperatury otoczenia, tworzą się dużewydzielenia fazy na granicach ziarn roztworu α (rys. 2). Spowodowane takimicząstkami umocnienie jest nieznaczne. Duże twarde cząstki na granicachziarn powodują natomiast znaczne pogorszenie odporności na pękanie.

Rys. 2. Schemat mikrostruktury stopu Al-4 % Cu po wolnym chłodzeniu zzakresu α

S t r o n a | 4

Procesy zachodzące podczas starzenia

Procesy wydzielania w niskiej temperaturze są zwykle złożone, a sekwencjawydzielania zależy od składu przesyconego roztworu i temperatury starzenia.Wydzielanie faz stabilnych jest poprzedzone tworzeniem się fazmetastabilnych nazywanych fazami przejściowymi (rys. 3). Dopiero wysokatemperatura lub długie czasy starzenia powodują wydzielanie fazy stabilnej. Wpoczątkowym okresie procesu starzenia, atomy składnika rozpuszczonego(np. miedzi) rozmieszczone losowo w przesyconym roztworze tworzą obszaryo zwiększonej zawartości składnika rozpuszczonego, zwane strefamiGuiniera-Prestona lub w skrócie – strefami GP. Strefy GP mają inny skład imogą mieć również inne odległości międzyatomowe niż osnowa, ale istniejeciągłość płaszczyzn i kierunków krystalicznych osnowy poprzez strefy. StrefyGP zarodkują jednorodnie w osnowie i są koherentne z osnową, przy czympłaskie powierzchnie stref są w pełni koherentne, natomiast zachowaniukoherencji w obszarach krawędzi towarzyszą duże odkształcenia sprężyste. Wstopach Al-Cu strefy GP są skupiskami atomów o kształcie dysku, w innychstopach strefy te mogą przybierać kształt sferyczny lub kształt igieł. W stopachAl-Cu z wydłużeniem czasu starzenia następuje przemiana niektórych strefGP w cząstki ’’. Cząstki ’’, podobnie jak strefy GP, są koherentne z osnową.Wydzielenia te mają tetragonalną strukturę krystaliczną, której parametry a i bsą takie same jak komórki elementarnej Al, natomiast parametr c jest znaczniewiększy. Wydzielenia te podobnie jak strefy GP powodują umocnienie stopu.Kolejna faza pośrednia ’ ma także strukturę tetragonalną ale o innychparametrach niż faza ’’. Tworzące się na dyslokacjach wydzielenia ’ mająkształt płytek. Płaskie powierzchnie cząstek są w pełni koherentne z osnową,natomiast krawędzie są niekoherentne. Tworzenie się wydzieleń ’ powodujezmniejszanie się twardości stopu. Stabilna faza (Al2Cu) zarodkuje nagranicach ziarn osnowy oraz na granicach międzyfazowychosnowa/wydzielenia ’. Jej granice z osnową są niekoherentne, a jej tworzeniesię prowadzi zawsze do zmniejszenia twardości stopu.

S t r o n a | 5

Rys. 3. Tworzące się fazy metastabilne i faza stabilna podczas starzeniastopów Al-Cu

Wpływ wydzielania poszczególnych faz na twardość przedstawiono na rys. 4.Wydzielanie faz w procesie starzenia następuje w kolejności wzrostu ichstabilności, zatem wydzielanie każdej następnej fazy prowadzi dorozpuszczania się wydzielonej wcześniej, mniej stabilnej fazy.

Wpływ temperatury i czasu starzenia na granicę plastyczności stopu AlCu4przedstawiono na rys. 5. Z tego rysunku wynika, że z obniżeniem temperaturystarzenia wydłuża się czas potrzebny do uzyskania maksymalnejwytrzymałości. Starzenie w niskiej temperaturze jest korzystne, gdyż uzyskujesię wtedy większą wytrzymałość, a ponadto jej maksimum rozciąga się nawiększy przedział czasowy, co ułatwia realizację procesu starzenia. Ponadtouzyskane własności są bardziej jednorodne. W procesie starzenia w wyższejtemperaturze optymalne własności wytrzymałościowe osiąga się w krótszymczasie, wskutek czego warstwa powierzchniowa przedmiotu może byćprzestarzona, a rdzeń niedostarzony.

S t r o n a | 6

Rys. 4. Twardość przesyconego, a następnie starzonego stopu AlCu4 wzależności od czasu starzenia w temperaturze 150oC

Rys. 5. Granica plastyczności przesyconego, a następnie starzonego stopuAlCu4 w zależności od czasu starzenia w różnych temperaturach

Oddziaływanie dyslokacji z cząstkami

Umocnienie stopów cząstkami jest rezultatem oddziaływania cząstek zdyslokacjami. Oddziaływanie zależy od wymiarów cząstek, ich wytrzymałości iodległości między nimi. Wyróżnia się dwa mechanizmy oddziaływaniadyslokacji z cząstkami (rys. 6):

• cząstki są przecinane przez dyslokacje,• cząstki są opasywane i omijane przez dyslokacje.

Wydzielenia koherentne zwłaszcza małe są przecinane przez dyslokacjeosnowy. Jeżeli wydzielenia nie mogą być ścięte, gdyż są na przykład zbyttwarde, to dyslokacje opasują cząstki. Po dojściu dyslokacji do cząstki zostajeona w tym miejscu zatrzymana, ale między cząstkami może poruszać sięnadal, w wyniku czego następuje wygięcie się dyslokacji, a następnie

strefy GP

Przestarzenie

czas

twar

dość

Czas starzenia, h

Gra

nica

pla

styc

znoś

ci, M

Pa

S t r o n a | 7

utworzenie pętli. Z chwilą powstania pętli dyslokacja uwalnia się iprzemieszcza dalej, podczas gdy cząstka z utworzoną na niej pętlą dyslokacjistanowi bardziej efektywną przeszkodę dla ruchu następnych dyslokacji.

Rys. 6. Oddziaływanie dyslokacji z cząstkami wydzieleń: a-c) dyslokacjaprzecina cząstkę, d-f) dyslokacja opasuje cząstkę (mechanizm Orowana)

Aby dyslokacja mogła się przemieszczać, naprężenie działające wpłaszczyźnie i kierunku poślizgu musi być wystarczająco duże doprzepchnięcia dyslokacji między cząstkami. Krytyczna sytuacja występuje przypółkolistym wygięciu dyslokacji, gdyż wówczas promień krzywizny dyslokacjijest najmniejszy. W tym przypadku siła bL działająca na odcinek dyslokacjimiędzy cząstkami równoważona jest siłą 2T napięcia dyslokacji działającą naobu końcach wybrzuszenia (rys. 7). Dla takiej sytuacji, korzystając z równania: = αGb/ρ i z tego, że krytyczne naprężenie występuje, gdy ρ = L/2,otrzymujemy

= 2αGb/L

gdzie:

b – długość wektora Burgersa dyslokacji

L – odległość między cząstkami w płaszczyźnie poślizgu dyslokacji

T – napięcie dyslokacji [T = αGb2]

G – moduł sprężystości postaciowej.

Krytycznym zagadnieniem jest wyznaczenie odległości między cząstkami wpłaszczyźnie poślizgu dyslokacji. Ogólnie można przyjąć, że jest ona wprost

S t r o n a | 8

proporcjonalna do wielkości cząstek (promień r), a odwrotnie proporcjonalnado pierwiastka kwadratowego z objętości względnej cząstek f.

2

1

fr

GbC=

Gdzie C - stała. Z równania tego wynika, że wzrost granicy plastycznościstopu zależy od ułamka objętościowego zajmowanego przez cząstki oraz odwielkości cząstek. Im większy ułamek objętościowy cząstek oraz im cząstki sąmniejsze, tym większe umocnienie. Największe umocnienie powodują małe,wytrzymałe, gęsto rozmieszczone cząstki. Cząstki duże, ale luźnorozmieszczone w strukturze nie wywołują znacznego umocnienia.

Rys. 7. Wyginanie dyslokacji pomiędzy twardymi cząstkami innej fazy.Naprężenie styczne osiąga wartość krytyczną, gdy dyslokacja jest wygięta włuk o promieniu równym połowie odległości między cząstkami

S t r o n a | 9

UMOCNIENIE

Czyste metale, ze względu na to, że występujące w nich wiązania międzyatomami są metaliczne, a zatem bezkierunkowe, oraz z tego względu, że wich strukturach krystalicznych atomy są tego samego rodzaju i są gęstoułożone, charakteryzują się bardzo dobrą plastycznością i względnie małymiwłasnościami wytrzymałościowymi (np. żelazo, aluminium, miedź, złoto). Dużąwytrzymałość metali uzyskuje się poprzez ograniczenie przemieszczania siędyslokacji. Ze względu na istniejące przeszkody w ruchu dyslokacji wyróżniasię następujące rodzaje (mechanizmy) umocnienia: przez rozpuszczoneatomy innego pierwiastka lub pierwiastków (umocnienie roztworowe), przezwzrost gęstości dyslokacji (umocnienie dyslokacyjne, odkształceniowe), przezcząstki innej fazy (umocnienie wydzieleniowe lub umocnienie cząstkami fazydyspersyjnej) oraz przez rozdrobnienie ziarna.

Wymienione mechanizmy można łatwo zastosować do umocnienia stali,wobec czego uzyskanie stali o odpowiednio dużej wytrzymałości jestwzględnie łatwe. Problemy rozpoczynają się dopiero wówczas, gdy stal opróczwymagań wytrzymałościowych musi spełniać określone inne wymagania.

Umocnienie stali

Rozpuszczalność węgla w ferrycie jest bardzo mała (w temp. 20 oC wynosi ok.10-8 %, a w temp. 727oC 0,022 %), podczas gdy austenit charakteryzuje sięwzględnie dużą rozpuszczalnością węgla (2,14 % w temp. 1147 oC). Podczaschłodzenia austenitu z temperatury jego stabilności do temperatury, w którejprzestaje być stabilny, tworzy się mechanizmem dyfuzyjnym: ferryt ubogi wwęgiel oraz węgliki, lub jeżeli szybkość chłodzenia jest duża, tworzy sięmechanizmem bezdyfuzyjnym struktura krystaliczna przestrzennie centrowanaprzesycona atomami międzywęzłowymi w stopniu nieosiągalnym w innychstopach. Duża różnica w rozpuszczalności węgla w ferrycie i w austenicie orazbardzo duże umocnienie roztworowe ferrytu atomami węgla sąwykorzystywane do zwiększenia wytrzymałości stali przez obróbkę cieplną,nazywaną hartowaniem, i są przyczyną dużej różnorodności mikrostruktur iwłasności stali.

S t r o n a | 10

Austenit przechłodzony poniżej pewnej temperatury, nazywanej temperaturąMs, ulega przemianie bezdyfuzyjnej nazywanej przemianą martenzytyczną.Produkt tej przemiany jest nazywany martenzytem. Przemiana jestbezdyfuzyjna, więc ogranicza się do zmiany struktury krystalicznej, bezzmiany składu chemicznego. Dlatego skład martenzytu jest taki sam jakaustenitu, z którego się utworzył.Martenzyt w stalach jest więc powstałym dzięki bezdyfuzyjnej przemianieaustenitu przesyconym roztworem węgla w żelazie α o strukturze krystalicznejtetragonalnej, przestrzennie centrowanej (jest to zdeformowana przez atomywęgla struktura krystaliczna żelaza α). Tetragonalność mierzona ilorazem c/arośnie wraz z zawartością węgla w martenzyciec/a = 1 + 0,045 (%C).Wpływ zawartości rozpuszczonego węgla na parametr komórki austenitu iparametry a i c martenzytu przedstawiono na rys. 8.

Rys. 8. Wpływ zawartości rozpuszczonego węgla na parametry strukturykrystalicznej: a) austenitu, b) martenzytu

Przemiana martenzytyczna rozpoczyna się w temperaturze Ms, którejpołożenie, podobnie jak temperatury końca przemiany Mf, jest bardzo silniezależne od składu stali. Zależność temperatur początku i końca przemianymartenzytycznej od zawartości węgla, w przypadku stali węglowej,przedstawiono na rys. 9.

a)

para

met

ry k

omór

kim

arte

nzyt

u, p

m

b)

S t r o n a | 11

Rys. 9. Zależność temperatury Ms i Mf od zawartości węgla w stali

W stalach wyróżnia się zasadniczo dwa typy martenzytów: martenzyt listwowy(masywny) i martenzyt płytkowy (zbliźniaczony lub iglasty). W martenzycielistwowym odkształcenie nie zmieniające struktury krystalicznej zachodzijedynie w wyniku poślizgu dyslokacji, dlatego jego mikrostruktura odznacza siędużą gęstością dyslokacji, wynoszącą zwykle 1015 ÷ 1016 m-2. W przypadkumartenzytu płytkowego odkształcenie nie zmieniające struktury krystalicznejjest uzyskiwane przez bliźniakowanie i poślizg, dlatego w strukturze występujebardzo duża liczba drobnych (o grubości ok. 5 nm) bliźniaków oraz dużagęstość dyslokacji. Bliźniaki odkształcenia występują w części środkowejposzczególnych płytek martenzytu. Typ tworzącego się martenzytu zależyod zawartości węgla w stali; w stalach niskowęglowych dominuje martenzytlistwowy, natomiast w stalach wysokowęglowych martenzyt płytkowy (rys. 10).

Rys. 10. Wpływ zawartości węgla rozpuszczonego w austenicie na rodzajtworzącego się martenzytu w stali niestopowej

Umocnienie martenzytu spowodowane dużą gęstością dyslokacji irozdrobnieniem ziarna (grubość płytek martenzytu jest zwykle mniejsza niż 1µm, a listwy są jeszcze cieńsze) jest dominujące jedynie w przypadku stali omałej zawartości węgla. W stalach wysokowęglowych przeważa umocnieniespowodowane atomami węgla w roztworze. Wpływ zawartości węgla nawytrzymałość martenzytu przedstawiono na rys. 11. Szacunkowy udziałposzczególnych mechanizmów umocnienia w wytrzymałości martenzytu stali

S t r o n a | 12

węglowej o zawartości 0,4% C jest następujący: granice ziarn – 620 MPa,dyslokacje – 270 MPa, węgiel w roztworze i skupiskach utworzonych podczasoziębiania – 1150 MPa, inne efekty – 200 MPa. Twardość martenzytu zależygłównie od zawartości węgla. Pierwiastki stopowe w zwykle stosowanychilościach mają niewielki wpływ na twardość martenzytu lub go nie mają wogóle.

Rys. 11. Zależność umownej granicy plastyczności stali zawierającej 100 %martenzytu od zawartości węgla, wyznaczonej przy odkształceniu trwałymwynoszącym 0,6 %

W procesie hartowania stali należy ją chłodzić od temperaturyaustenityzowania z szybkością zapewniającą ominięcie przemian w zakresiedyfuzyjnym. Ponieważ oziębianie podczas hartowania jest realizowane zwyklew ośrodkach o temperaturze otoczenia, a temperatura Mf w stalach o większejzawartości węgla jest niższa od temperatury otoczenia, więc po hartowaniutakich stali pozostaje pewna ilość austenitu, która nie ulega przemianie,nazywanego austenitem szczątkowym. Zależność ilości austenituszczątkowego od zawartości węgla w stali, po jej oziębianiu do temperaturyotoczenia, przedstawiono na rys. 12.

Rys. 12. Wpływ zawartości węgla na ilość austenitu szczątkowego w stalioziębianej do temperatury otoczenia

S t r o n a | 13

Odpuszczanie

Pomimo że celem hartowania jest otrzymanie twardej stali o strukturzemartenzytycznej, to jednak stale bardzo rzadko są stosowane w staniezahartowanym, gdyż szczególnie stale wysokowęglowe, mają wtedy małąodporność na pękanie i ciągliwość, a ponadto w materiale występują dużenaprężenia. W celu uzyskania optymalnych własności wytrzymałościowych iciągliwości wyroby zahartowane są odpuszczane. Podczas grzaniamartenzytu (odpuszczania) następuje zmniejszenie naprężeń własnych,wzrost ciągliwości i odporności na pękanie oraz zmniejszenie twardości iwytrzymałości.

Cechą charakterystyczną zahartowanej stali jest znaczne odchylenie jejmikrostruktury od stanu równowagi. Martenzyt jest mocno przesycony węglem,ma dużą gęstość dyslokacji, a niekiedy również mikrobliźniaków ze względuna odkształcenie nie zmieniające struktury krystalicznej oraz dużąpowierzchnię granic ziarn spowodowaną rozdrobnieniem mikrostruktury. Wstali po hartowaniu występuje również austenit szczątkowy, którego ilośćzależy głównie od zawartości węgla w stali, a w przypadku stali stopowychrównież od zawartości pierwiastków stopowych oraz naprężeniaspowodowanego zmianami objętości w czasie przemiany i występującymigradientami temperatury podczas oziębiania w procesie hartowania.Wymienione niestabilności w mikrostrukturze martenzytu powodujątermodynamiczną siłę pędną przemian fazowych i zmian mikrostrukturywystępujących podczas odpuszczania. Przesycenie martenzytu dostarcza siłypędnej do wydzielania węglików, natomiast energia dyslokacji,mikrobliźniaków i granic ziarn stanowi siłę pędną dla zdrowienia irekrystalizacji. Przechłodzenie austenitu szczątkowego wywołuje siłę pędnąjego przemiany w ferryt i węgliki. Przy wystarczającej ruchliwości atomów tesiły pędne umożliwiają zachodzenie przemian fazowych w stalachzahartowanych. Rozpatrując zjawiska zachodzące podczas odpuszczania,należy pamiętać o tym, że dyslokacje i granice ziarn są uprzywilejowanymimiejscami zarodkowania węglików, natomiast powstające węgliki utrudniajązdrowienie struktury dyslokacyjnej i rekrystalizację osnowy.

W stalach węglowych zawierających poniżej 0,2% C, ze względu na wysokątemperaturę Ms, czas potrzebny na oziębienie stali od Ms do temperaturyotoczenia jest wystarczający na to, aby już w czasie oziębiania podczashartowania około 90% węgla oddyfundowało do dyslokacji. Odpuszczanietakich stali w temperaturze powyżej 250oC prowadzi do wydzielania sięcementytu; w temperaturze poniżej 250oC węgliki nie wydzielają się.

S t r o n a | 14

Procesy zachodzące w strukturze stali średnio- i wysokowęglowych podczasodpuszczania są znacznie bardziej złożone. Odpuszczanie w temperaturzeponiżej 100oC prowadzi jedynie do powstania skupisk atomów węgla beztworzenia się węglików. W temperaturze powyżej 100oC wyróżnia się czterystadia odpuszczania:Pierwsze stadium odpuszczania (w zakresie temperatury 100 ÷ 200oC) –powstają węgliki przejściowe, a zawartość węgla w martenzycie zmniejszasię znacznie i maleje tetragonalność martenzytu. Przegrupowaniedyslokacji nie następuje, gdyż uniemożliwiają to wydzielone na nich cząstkiwęglików. Ilość węgla rozpuszczona w Fe, będąca w równowadze z węglikamiprzejściowymi, jest znacznie większa w niż w równowadze z cementytem iwynosi ok. 0,2%, dlatego w odpuszczanych stalach o zawartościach węglamniejszych niż 0,2% nie wydzielają się węgliki przejściowe. Wydzielaniewęglików przejściowych o dużej dyspersji powoduje znaczneumocnienie stali, jednak zubożenie martenzytu w węgiel prowadzi doznacznie większego jej zmiękczenia i dlatego wytrzymałość staliodpuszczanych w tym zakresie temperatury maleje.Drugie stadium odpuszczania (w zakresie temperatury 200 ÷ 350oC) –następuje przemiana austenitu szczątkowego w ferryt i cementyt w wynikuprzemiany baintycznej. Występuje tylko w stalach o zawartości węgla większejniż 0,4%C (przy mniejszych zawartościach węgla nie ma austenituszczątkowego, i nasila się ze wzrostem ilości węgla w austenicie). Przemianata powoduje umocnienie stali.Trzecie stadium odpuszczania (w zakresie temperatury 250 ÷ 400oC) –następuje wydzielanie się cementytu, rozpuszczanie się węglikówprzejściowych oraz dalsze zmniejszenie zawartości węgla w osnowiemartenzytycznej. Zarodkowanie i wzrost cementytu odbywa się kosztemwęglików przejściowych, następuje zubożenie osnowy w węgiel oraz możliwe,dzięki rozpuszczeniu się węglików przejściowych, przegrupowanie siędyslokacji. Wszystko to prowadzi do znacznego zmniejszenia wytrzymałościstali.Czwarte stadium odpuszczania (w zakresie temperatury 400 ÷ 727oC) –zachodzi koagulacja i sferoidyzacja cząstek cementytu oraz rekrystalizacjaosnowy. Zwykle osnowa rekrystalizuje w sposób ciągły (in situ), a wzrostpodziarn zależy od szybkości koagulacji cząstek cementytu znajdujących się wgranicach podziarn. Nagrzanie zahartowanej stali do temperatury powyżej727oC powoduje tworzenie się austenitu.

S t r o n a | 15

W stanie zahartowanym i w temperaturze otoczenia własnościwytrzymałościowe stali węglowych niewiele ustępują własnościom stalistopowych, o takiej samej zawartości węgla. Istotne różnice we własnościachwystępują dopiero po odpuszczaniu (rys. 13) lub w podwyższonejtemperaturze. Własności wytrzymałościowe stali węglowych maleją bardzoszybko wraz ze wzrostem temperatury odpuszczania. Zmiany własności stalistopowych są znacznie wolniejsze, a w przypadku stali zawierającychpierwiastki o dużym powinowactwie do węgla (Mo, W, V), po odpuszczaniu wtemperaturach ok. 550oC, może występować nawet wzrost wytrzymałości.

Rys. 13. Zależność twardości od temperatury odpuszczania stali niestopowej,zawierającej 0,8 % C, i stali wysokostopowej (szybkotnącej), zawierającej 0,8% C, 18 % W, 4 % Cr i 1 % V

Przemiany podczas odpuszczania stali stopowych w temperaturach niższychod 400 ÷ 450oC przebiegają podobnie jak w stalach węglowych. Obecnośćpierwiastków stopowych powoduje jednak zmiany zakresów temperaturywydzielania się węglików i przemiany austenitu szczątkowego oraz znacznezmniejszenie szybkości przemian. Odpuszczanie stali zawierającychpierwiastki o większym powinowactwie do węgla od żelaza, w temperaturachwyższych od 400 ÷ 450oC, powoduje wydzielanie się węglików stopowych. Wstalach zawierających takie pierwiastki jak W, Mo i V zarodkowanie węglikówstopowych zachodzi niezależnie od występujących cząstek cementytu. Węglikitych pierwiastków zarodkują głównie na dyslokacjach, a ponieważ są bardzodrobne, więc wydzielaniu towarzyszy zwiększenie własnościwytrzymałościowych stali (rys.14). Wzrost twardości spowodowanywydzielaniem się węglików stopowych jest nazywany twardością wtórną.

S t r o n a | 16

Rys. 14. Wpływ zawartości molibdenu na zależność twardości od temperaturyodpuszczania stali zawierającej 0,35% C i 0,5% Cr