Kinetyka przemian fazowych podczas nagrzewania ciągłego ze stanu zahartowanego

Do zobrazowania przemian fazowych, jakie zachodzą w zahartowanej stali podczas odpuszczania służą wykresyCTPc^O Są to wykresy, które ilustrują zachodzące podczas odpuszczania przemiany w zależności od czasu i temperatury. Wykresy CTPc^O dobrze nadają się do późniejszej analizy często subtelnych zmian zachodzących podczas odpuszczania, w badanych stalach. Na odpuszczanie martenzytu w stalach składa się szereg procesów przebiegających równolegle względem siebie, bądź następujących po sobie (por. rozdz. 2). Na wykresach CTPcO

przyjęto, że zakres poszczególnych przemian fazowych przy odpuszczaniu to obszar temperaturowy, w których dana przemiana fazowa dominuje. Nie oznacza to, że w danym zakresie temperatur nie może zachodzić jakaś inna przemiana.

Na rysunku 48 w pozycji a, c i e zamieszczono dylatogramy hartowania próbek badanych stali wraz z zaznaczoną temperaturą Ms. Obok na fotografii b, d i f przedstawiono ich mikrostrukturę. Jest to stan wyjściowy każdej stali do badania kinetyki przemian fazowych podczas nagrzewania ciągłego ze stanu zahartowanego.

Jak widać, mikrostruktura zahartowanej próbki ze stali W I (rys. 48b) składa się z martenzytu listwowego, co jest typowe przy tak małej zawartości węgla. Dylatogram hartowania dla tej stali został wykonany na dylatometrze L78 R.I.T.A. przy szybkości oziębiania 180 °C/s.

Na kolejnych dylatogramach hartowania odpowiednio dla stali W II (rys. 48c) i W III (rys. 48e) również widać tylko jeden dodatni efekt dylatacyjny związany z przemianą martenztyczną. Mikrostruktura martenzytu zahartowanej próbki ze stali W II ma charakter mieszany z przewagą martenzytu płytkowego (rys. 48d), natomiast w stali W III martenzyt ma wyłącznie charakter płytkowy. W związku z względnie niską temperaturą austenityzowania, w mikrostrukturze zahartowanych próbek znajdowały się nierozpuszczone węgliki wanadu. Natomiast molibden, przy zawartości 0,25÷0,28 % był najprawdopodobniej cały w roztworze (osnowie). W mikrostrukturze próbki ze stali W III oczywiście występuje nierozpuszczony cementyt drugorzędowy w postaci sferoidalnej.

Celem wykonania wykresu CTPc^O, zahartowane uprzednio próbki, nagrzewane były z różnymi szybkościami. W niniejszej pracy zamieszczono tylko wybrane dylatogramy nagrzewania wraz z zaznaczonymi temperaturami początków i końców poszczególnych przemian fazowych. Dylatogramy nagrzewania we współrzędnych ΔL/L0=f(T) ze stanu zahartowanego wraz

- 89 -

ilustrującymi praktycznie zależność współczynnika rozszerzalności liniowej od temperatury zamieszczono: dla stali W I na rysunku 49, dla stali W II na rysunku 50 i dla stali W III na rysunku 51.

a) b)

c) d)

e) f)

Rys. 48. Dylatogramy hartowania próbek ze stali a) W I – Vchł.=190 °C/s, c) W II – Vchł.=10 °C/s i e) W III – Vchł.=10 °C/s oraz odpowiadające im mikrostruktury fot. b), d) i f). Traw. 2 % nital. Mikroskop świetlny

- 90 -

Na dylatogramach rys. 49, 50 i 51 (ściślej mówiąc na krzywych różniczkowych) strzałkami zaznaczono temperatury początków i końców kolejno zachodzących przemian. Pierwsza z występujących przemian fazowych w zakresie temperatur TCs i TCf (rys. 50 i 51) oznacza temperaturę początku (ang. start) i koniec (ang. finish) wydzielenia węglików przejściowych (ang. Transition i Carbides). W stali W I (rys. 49) zawierającej zaledwie 0,05 %C ewidentnego wydzielania węglików przejściowych nie stwierdzono, tzn. niezarejestrowana na dylatogramie wyraźnego skurczu związanego z ich wydzielaniem. Warto odnotować, że przy bardzo wolnym nagrzewaniu ze stanu zahartowanego (0,05 °C/s) nie zarejestrowano skurczu od wydzielania węglików przejściowych nawet w stali WII zawierającej 0,30 %C (rys. 50). W stali W III (zawierającej w składzie 0,99 %C) (rys. 51) efekt skurczu od wydzieleń węglików przejściowych (TC) jest widoczny, ale wielkość tego skurczu zależy od szybkości nagrzewania.

Pierwszy zakres odpuszczania zahartowanych stali trwa aż do temp. (M₃C)_s, tzn. do temperatury początku wydzielania cementytu. W tym zakresie, jak widać z rys. 49-51, w martenzycie średnio i wysokowęglowym zachodzą poczynając już od temperatury pokojowej procesy starzenia martenzytu AgM (ang. Aging Martensite) a następnie wydzielanie w nim węglików przejściowych (TC). Wydzielaniu węglików przejściowych towarzyszy skurcz próbki, natomiast procesowi starzenia martenzytu towarzyszy wzrost objętości. W stali niskowęglowej W I w zakresie do temperatury (M3C)s – rys. 49 obserwujemy tyko wzrost współczynnika rozszerzalności, tzn. tylko proces starzenia martenzytu. Zakres starzenia martenzytu i ewentualnego wydzielana węglików przejściowych zależy od szybkości nagrzewania. Przy wzroście szybkości nagrzewania, temperatura końca zakresu AgMf lub TCf najczęściej równa się początkowi powstawania cementytu (M3C)s

zostaje przesunięta do wyższych temperatur. Oznacza to, że początek wydzielania cementytu leży przy coraz wyższej temperaturze.

Wszystkie badane stale nawet stal WI o zawartości węgla 0,05 % wykazały skurcz,

powyżej temperatury (M3C)s tzn. powyżej temperatury umownie przyjętej jako temperatura

początku wydzielania się cementytu. Jest to temperatura umowna, bo w rzeczywistości wydzielanie węglików przejściowych może jeszcze trwać, podobnie jak i wydzielanie się cementytu mogło się rozpocząć poniżej temperatury (M₃C)_s. Przyjęto zasadę zaznaczania zakresu temperaturowego w którym dominują poszczególne przemiany fazowe. Pojawiający się w mikrostrukturze odpuszczanej stali cementyt M3C powoduje, że jego cząstki, chociaż

- 91 -

zarodkują niezależnie oznaczają się granicami wysokiego kąta i tworzą praktycznie nieprzekraczalną barierę (ze względu na rombową strukturę) dla ruchu dyslokacji, czyli dla odkształcenia plastycznego. Takie cząstki muszą wpływać na zmniejszenie odporności na pękanie odpuszczanej stali i to zmniejszenie najprawdopodobniej będzie postępowało ze wzrostem liczby tych cząstek (stopniem ich dyspersji). Kruchość odpuszczania I-go rodzaju powinna zatem wystąpić w tym zakresie temperatur, gdy na dylatogramach odpuszczania rejestrujemy wydzielanie cementytu, czyli w zakresie (M₃C)_s ÷ (M₃C)_f. Zakres ten (patrz rys. 49, 50 i 51) występuje we wszystkich badanych stalach niezależnie od zawartości węgla.

Na przykładzie wydzielania M3C łatwo jest zauważyć jak szybkość nagrzewania próbki zahartowanej wpływa na położenie zakresu temperaturowego (por. dane na rys. 49, 50 i 51). Ponieważ wzrost szybkości nagrzewania każdej z badanej stali przesuwa zakres M₃C_s ÷ M3C_f w stronę wyższych temperatur można przewidzieć, że zwiększenie szybkości nagrzewania do odpuszczania chociażby w stopionej mieszance soli lub też w kąpieli metalicznej nie wpłynie na samo zjawisko kruchości odpuszczania tylko przesunie go do wyższych temperatur odpuszczania, tak jak przesuwa zakres wydzielania cementytu. Mniejsze zawansowanie starzenia lub wydzielania węglików przejściowych TC podczas szybkiego nagrzewania będzie miało najprawdopodobniej działanie szkodliwe, ponieważ będzie zbliżało odpuszczaną martenzytyczną osnowę do stanu jak po zahartowaniu.

Na rys. 50 i 51 w zakresie temperatur M3Cs ÷ M3Cf występuje dodatkowy silny efekt dylatacyjny dodatni, który jest związany z przeminą austenitu szczątkowego RA (ang.

Retained Austenite) w bainit. Efektu takiego nie ma na rys. 49 ponieważ w stali W I ze

względu na niską zawartość węgla 0,05 %C i brak innych pierwiastków stabilizujących austenit fazy tej po hartowaniu nie było. Użycie do badań niskowęglowej stali W I było między innymi po to, aby wykazać, że mimo braku austenitu szczękowego (RA) kruchość odpuszczania wystąpi.

Po zakończeniu wydzielania cementytu (M3C)f na wszystkich dylatogramach można zauważyć stabilny, niezmienny wzrost współczynnika rozszerzalności liniowej aż do temperatury MC_s. Jest to temperatura (na ogół powyżej 450 °C) przy, której rozpoczyna się wydzielanie koherentnych, niezależnie zarodkujących węglików typu MC, bogatych w wanad. Zastosowanie temperatury austenityzowania: dla W I – 940 °C, dla W II – 870 °C i dla W III – 830 °C oraz złożone pod względem składu chemicznego węgliki, które mogą zawierać wanad w stalach wyżej węglowych, powodują, że część wanadu rozpuściła się w austenicie, następnie znalazła się w martenzycie a po odpuszczaniu powyżej 450 °C zaczęła

- 92 -

wydzielać się w postaci węglików typu MC, które nie dały wyraźnego wzrostu twardości (wtórnej), ale mogą wpłynąć podobnie jak wcześniej cementyt M3C, na zmniejszenie odporności na pękanie.

Wydzielanie się węglików MC jest możliwe nawet w stali WI o mniejszej zawartości węgla, ponieważ niezależnie zarodkujące węgliki MC mogą czerpać węgiel z wydzielonego wcześniej cementytu. Temperatury MCS nie odnotowano dla stali WI (rys. 49). Natomiast temperatury końca wydzielania węglików MC_f nie określono dla żadnej z badanej stali, ponieważ przy temperaturach powyżej 600 °C osnowa zahartowanych stali zaczyna rekrystalizować. W efekcie czego na dylatogramach występuje skurcz próbki. Temperatury początku rekrystalizacji osnowy zahartowanych stali W I, W II i W III (rys. 49-51) oznaczono literą R. Na rys. 52-54 zmieszczono pełne wykresy CTPcO

badanych stali. Powstały one z połączenia punktów na dylatogramach nagrzewania ze stanu zahartowanego oznaczających temperatury początków lub końców poszczególnych przemian fazowych.

- 93 - R ys . 49. Dyla tog ra my na gr ze wa nia upr ze dnio za ha rtowa nyc h pr óbe k ze s tali W I b) d) a) c)

- 94 - R ys . 5 0 . Dyla tog ra my na gr ze wa nia upr ze dnio za ha rtowa nyc h pr óbe k ze s tali W II b) d) a) c)

- 95 - . R ys . 5 1 . Dyla tog ra my na gr ze wa nia upr ze dnio za ha rtowa nyc h pr óbe k ze s tali W I II b) d) a) c)

- 96 -

Dla stali WI zawierającej 0,05 % C obszar poniżej temperatury początku wydzielania cementytu M3Cs oznaczono jako AgM, czyli obszar starzenia martenzytu. Początek tego obszaru czyli początek starzenia martenzytu (na podstawie kształtu krzywych różniczkowych na rys. 49), ma miejsce już od temperatury pokojowej. Dlatego zahartowane próbki niezależnie od zawartości węgla powinno się odpuszczać bezzwłocznie po hartowaniu.

Powyżej temperatury M3Cs aż do M3Cf znajduje się kluczowy dla kruchości odpuszczania zakres wydzielania cementytu. Wraz ze wzrostem szybkości nagrzewania temperatury początku i końca tego zakresu przesuwają się do wyższych temperatur osiągając dla szybkości nagrzewnia 35 °C/s odpowiednio 400 °C i 600 °C. Jeżeli przyjmiemy, że kruchość odpuszczania I-go rodzaju jest spowodowana wydzielaniem cementytu zastosowanie większych szybkości nagrzewania przy odpuszczaniu powinno przesuwać spadek udarności do wyższych temperatur. Zwiększanie szybkości nagrzewania zmniejsza też stopień zaawansowania starzenia martenzytu, co w świetle zmiany np. udarności z temperaturą odpuszczania przed wystąpieniem zjawiska kruchości odpuszczania I-go rodzaju, powinno także zmniejszać odporność na pękanie. A zatem jeżeli już musimy odpuszczać przy temperaturach z zakresu kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju to należy nagrzewać do ustalonej temperatury wolno, a temperatura lub czas tego odpuszczania powinny być takie, aby spowodowały maksymalną koagulację cementytu, przy zachowanej żądanej twardości.

Wykres CTPc^O na rys. 52 wskazuje, że nie ma możliwości przekroczenia zakresu wydzielania cementytu M3C, ani przy bardzo dużych szybkościach nagrzewania ani tym bardziej przy bardzo wolnych szybkościach. Jedynie, co można zrobić, to nagrzać zahartowany element do temperatury nieznacznie niższej od M3Cs i tam go dostatecznie długo wytrzymać, aby dzięki starzeniu martenzytu i wydzieleniu koherentnych węglików przejściowych (TC) maksymalnie zwiększyć odporność na pękanie zahartowanej osnowy, która faktycznie jest martenzytem odpuszczonym. W stali WI, powyżej temperatury M3Cf na wszystkich dylatogramach (rys. 49) za wyjątkiem dylatogramu przy największej szybkości nagrzewania (35 °C/s) stwierdzono skurcz próbek powyżej temperatury oznaczonej jako Rs. Jest to temperatura początku rekrystalizacji osnowy.

Odpowiednio na rys. 53 i 54 zamieszczono wykresy CTPc^O dla stali W II

(zawierającej 0,03 %C) i W III (zawierającej 0,99 %C). Na podstawie zarejestrowanych dylatogramów uznano, że pole poniżej temperatury M3Cs w obydwu przypadkach to obszar w którym zachodzi zarówno starzenie martenzytu AgM – zwłaszcza przy niższych

- 97 -

temperaturach jak i wydzielanie węglików przejściowych TC. W przypadku stali W II tylko przy najwolniejszym nagrzewaniu (0,05 °C/s) nie stwierdzono wydzielania węglików przejściowych TC (por. także różniczkę z dylatogramu na rys. 50 d). Dlatego na wykresie rys. 53 obszar poniżej M3Cs, pomiędzy szybkościami nagrzewania V = 0,10 i V = 0,05 °C/s pozostał niezacieniowany jakby w nim nie zachodziło wydzielanie węglików przejściowych (TC) tylko starzenie martenzytu. Natomiast w przypadku stali W III w całym zakresie użytych szybkości nagrzewania wyznaczono zarówno początek jaki i koniec wydzielanie węglików przejściowych TCs i TCf.

Oczywiście także i w przypadku stali W II i W III odpowiedzialnym za kruchość odpuszczania pierwszego rodzaju wskazuje się wydzielanie drobnodyspersyjnego cementytu, pomiędzy temperaturami M3C_s ÷ M3C_f. W zakresie tych temperatur na dylatogramach i wykresach różniczki łatwo jest wyodrębnić pik zawarty pomiędzy temperaturami RA_s iRA_f. Jest to dodatni efekt dylatacyjny pochodzący od przemiany austenitu szczątkowego. W przypadku stali W II w zależności o szybkości nagrzewania zakres ten leży w przedziałach 250 ÷ 350 °C i 400 ÷ 490 °C a w przypadku stali W III w przedziałach 230 ÷ 305 °C i 380 ÷ 510 °C. Na podstawie tych zakresów temperaturowych możemy przyjąć, że podczas odpuszczania austenit szczątkowy stali W II i W III przemienia się w bainit. Badania odporności na pękanie wykonane w dalszej części tej pracy pokazały, że kruchość odpuszczania I-go rodzaju tej stali występuje w zakresie 200-450 °C. Powstaje zatem pytanie w jakim stopniu przemiany podczas odpuszczania austenitu szczątkowego wpływają na odporność na pękanie badanych odpuszczanych próbek. Jeżeli przyjmiemy, że austenit szczątkowy RA obecny w mikrostrukturze próbek do temperatury odpuszczania 200 °C zwiększa ich odporność na pękanie, to jego brak przy wyższych temperaturach (gdy zaczyna się zjawisko kruchości odpuszczania I-go rodzaju), powinien to zjawisko potęgować. Dla odporności na pękanie byłoby najlepiej, gdyby austenit szczątkowy pozostał fazą stabilną. Tymczasem udarność przed temperaturą, przy której występuje pik związany z przemianą austenitu nie jest wielka, ani tez zmniejszenie udarności w obrębie kruchości odpuszczania (gdy austenitu szczątkowego już nie ma), nie jest wielkie. Może to oznaczać, że o odporności na pękanie przed zakresem kruchości odpuszczania decyduje stopień przesycenia martenzytu węglem, a o zmniejszeniu udarności nie decyduje zanik (przemiana) austenitu szczątkowego, lecz to co z niego powstaje tzn. bainit. Ponieważ bainit jest mieszaniną słabo przesyconego ferrytu i węglików o różnych cechach morfologicznych i zróżnicowanym położeniu (wewnątrz listew – bainit dolny, lub na granicach listew – bainit górny) być może taka

- 98 -

mikrostruktura jest korzystniejsza dla odporności na pękanie, niż niskoodpuszczony martenzyt z bardzo drobnymi (o wielkiej dyspersji) wydzieleniami cementytu, który w stali WI, w której nie ma austenitu szczątkowego powoduje bardzo silny spadek udarności. Więcej światła na zagadnienie roli austenitu szczątkowego w tworzeniu kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju dałyby badania na próbkach o zróżnicowanym udziale tej fazy poprzez wymrożenie bezpośrednio po zahartowaniu. Takich badań w tej pracy nie prowadzono ograniczając się tylko do obserwacji na próbach ze stali W I, w których austenitu szczątkowego nie było a kruchość odpuszczania wystąpiła i to w największym nasileniu.

W stali W II i W III (rys. 53 i 54) po osiągnięciu temperatury M3Cf nie zachodzą nowe przemiany, tylko cementyt podlega stopniowej koagulacji. Dopiero po osiągnięciu

temperatury MC_s obserwujemy dodatni efekt dylatacyjny związany z rozpoczęciem

wydzielania węglików stopowych, bogatych w wanad typu MC. Te niezalenie zarodkujące węgliki zawsze powodują zmniejszenie odporności na pękanie zwłaszcza w stalach austenityzowanych przy względnie wysokich temperaturach i gdy ich udział jest znaczny np. stalach szybkotnących.

Na rysunku 55 zamieszczono zestawienie poszczególnych zakresów przemian fazowych dla każdej z badanych stali w celu lepszego zobrazowania wpływu stężenia węgla i szybkość nagrzewania. Łatwo zauważalnym wpływem wzrostu szybkości nagrzewania na przemiany fazowe podczas odpuszczania jest przesunięcie zakresów ich występowania w kierunku wyższych temperatur. Ze wzrostem zawartości węgla w badanych stalach obniża się zakres temperatur, w którym wydziela się cementyt. Wzrost stężenia węgla nieznacznie wpłynął na zakres przemiany austenitu szczątkowego, co potwierdza wcześniejsze przypuszczenie o jego stabilizacji mechanicznej i braku stabilizacji poprzez atomy międzywęzłowe. W przypadku wydzielania węglików typu MC silny wzrost zawartości węgla w stali W III spowodował, że zaczęły się one pojawiać przy coraz większych szybkościach nagrzewania.

- 99 - R ys . 52 . W ykr es C T P c O dla ba da ne j stali W I

- 100 - R ys . 53 . W ykr es C T P c O dla ba da ne j stali W II

- 101 - R ys . 54 . W ykr es C T P c O dla ba da ne j stali W I II

- 102 - a)

b)

c)

Rys. 55. Zakresy temperatur przemian fazowych: a) wydzielania cementytu M3C b) przemiany austenitu szczątkowego RA, c) wydzielania węglików stopowych MC występujących podczas odpuszczania badanych stali

- 103 - 4.3.Badania rentgenograficzne

W niniejszym rozdziale przedstawiono badania rentgenograficzne próbek zahartowanych i odpuszczanych przy wybranych temperaturach przez 2 godziny. Próbki w kształcie kostki o wymiarach 10x10x10 mm po zahartowaniu w wodzie odpuszczano w nagrzanym piecu o zadanej temperaturze.

Celem tych badań było potwierdzenie przemian fazowych wcześniej opisanych w oparciu o badania dylatometryczne. Zastosowano w tym przypadku jednak odpuszczanie izotermiczne ponieważ, próbki do badań mechanicznych będą odpuszczane w identyczny sposób.

Na rysunku 56 ÷ 58 zamieszczono wybrane dyfraktogramy wykonane w geometrii Bragg-Brentano próbek odpowiednio ze stali W I ÷ W III. Na każdym z dyfraktogramów skalę osi rzędnych dobrano w taki sposób, aby uwidocznić piki o małej intensywności, zaznaczono piki od zidentyfikowanych faz jak również wskazano położenie kątowe pików od faz oczekiwanych tj. η, ε oraz χ. Dla każdej stali zamieszczono tylko wybrane dyfraktogramy ze szczególnym uwzględnieniem próbek odpuszczanych nisko i średnio. Dla stali W I zamieszczono najmniej dyfraktogramów, gdyż w tym przypadku różnice między poszczególnymi próbkami były bardzo subtelne.

Ilościowo określano tylko udział objętościowy austenitu szczątkowego na podstawie intensywności pików pochodzących od ferrytu (martenzytu), austenitu szczątkowego i węglików. W tabeli 7 zamieszczono zbiorcze wyniki zmian udziału objętościowego austenitu szczątkowego w badanych próbkach.

Tab. 7. Wyniki ilościowej analizy udziału austenitu szczątkowego

Stal Temperatura odpuszczania, °C

100 150 200 250

W I - - - -

W II 2,0 % 1,6 % - -

- 104 -

Rys. 56. Dyfraktogramy próbek ze stali W I wykonane w geometrii Bragg-Brentano. Na rysunku zaznaczono położenia linii od Fe

- 105 -

Rys. 57. Dyfraktogramy próbek ze stali W II wykonane w geometrii Bragg-Brentano. Na rysunku zaznaczono położenia linii od zidentyfikowanych faz: Fe, Fe, i węglików

- 106 -

Rys. 58. Dyfraktogramy próbek ze stali W III wykonane w geometrii Bragg-Brentano. Na rysunku zaznaczono położenia linii od zidentyfikowanych faz: Fe, Fe, i węglików

- 107 -

W przypadku stali W I dla wszystkich odpuszczanych próbek zidentyfikowano głównie pik pochodzący od osnowy martenzytycznej. Natomiast trudno jest wyróżnić pik od któregokolwiek z węglików, nawet od cementytu M3C, którego wydzielanie wyraźnie zauważono na krzywej różniczkowej dylatogramu nagrzewania ze stanu zahartowanego (rys. 49). Najprawdopodobniej miał tu wpływ duży stopień dyspersji tych węglików i mały ich udział objętościowy. W dalszej części pracy w badaniach za pomocą TEM możliwe było znalezienie cementytu i zidentyfikowanie go metodą dyfrakcji.

W przypadku stali W II i W III otrzymane wyniki i dopasowanie potwierdzają wcześniej wykonane badania dylatometryczne. Dla stali W II określono, że początkowy udział objętościowy austenitu wynosi 2%, co w przypadku tej stali jest bardzo prawdopodobne. Dodatkowo, w przypadku stali W III piki zawiązane z austenitem są bardzo wyraźnie zarysowane i dość intensywne. Po odpuszczaniu przy 250 °C nie można wyróżnić już pików pochodzących od austenitu szczątkowego. W zakresie tej temperatury na dylatogramach występował najintensywniejszy efekt dodatni związany z przemianą austenitu.

Szczegółowa analiza rentgenogramów dla stali W II i W III (rys. 57 i 58) potwierdziła powstawanie węglików przejściowych w zakresie temperatur od 100 do 200 °C. Według przedstawionego dopasowania zamieszczonego w górnej części rys 57 i58 na początku występuje wydzielanie głównie węglików η (Fe2C), a później węglików ε (Fe7C3) i χ (Fe5C2). Praktycznie, w miarę zmniejszenia się ilości węglików przejściowych, w próbce z badanych stali pojawia się cementyt. Pojawienie się cementytu bardzo dobrze koreluje z wynikami wcześniej opisanych badań dylatometrycznych i występowaniem kruchości odpuszczania I-ego rodzaju.

Dla próbek ze stali W III odpuszczanych przy 100, 150 i 200 °C określone udziały procentowe austenitu szczątkowego (tabela 7) wynoszą odpowiednio: 14%, 10% i 7%. Powyżej 200 °C przemienia się on całkowicie w bainit.

W próbkach ze stali W III w całym zakresie zastosowanych temperatur odpuszczania występuje wyraźny pik związany z obecnością cementytu. Związane jest to z obecnością nierozpuszczonego podczas austenityzowania cementytu drugorzędowego. Z tego powodu trudno jest stwierdzić, w którym momencie dochodzi do wydzielania się cementytu podczas odpuszczania. Wykonane badania rentgenograficzne potwierdziły obecność faz, które wskazano w badaniach dylatometrycznych. Metoda rentgenowska najmniej skuteczna okazała się w przypadku stali W I, co związane jest zapewne z powstawaniem bardzo drobnych węglików i niewielkich ich ilości.

- 108 -