Kruchość odpuszczania pierwszego rodzaju w badanych stalach

Jak wspominano (w rozdziale 3.1), można wyróżnić cztery główne teorie wyjaśniające przyczyny występowania kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju. Pierwsza oparta na teorii nierównomiernego rozpadu martenzytu w strefach przygranicznych i środku ziaren byłego austenitu. Poparciem tej teorii mogą być zdjęcia przełomów badanej stali W I (rys. 65). Rzeczywiście na przełomach próbek odpuszczanych przy 200 ÷ 350 °C można wyróżnić, zwłaszcza na zdjęciach przy większym powiększeniu obszary ciągliwe dołeczkowe. Obszary te związane najprawdopodobniej są z granicami ziaren byłego austenitu, które mogły ulec bardziej zaawansowanemu rozpadowi (wydzielaniu cementytu). Natomiast wnętrze ziaren, który jest obszarem słabiej odpuszczonym pęka krucho (rys. 65). Problem jednak polega na tym, że w stali W I przełom ciągliwy dołeczkowy zajmuje niemal cały obszar, gdy próbka jest odpuszczana zaledwie przy 150 °C (rys. 65a, b) przed zakresem kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju. Wyjaśnić to można założeniem, że po niskim odpuszczaniu (150 °C) niskowęglowy martenzyt pęka mechanizmem koalescencji (łączenia się) pustek tworzonych wokół wtrąceń niemetalicznych i innych nieciągłości struktury takich jak węgliki przejściowe czy klastery węgla. Natomiast od momentu gdy zaczyna tworzyć się cementyt, to jego cząstki stają się miejscami tworzenia i łączenia się pustek. Ponieważ cementyt najpierw wydziela się na granicach byłego austenitu, stąd lokalizacja dołeczkowych przełomów w rejonach granic ziaren byłego austenitu. Jednakże jak pokazano w badaniach z TEM cementyt wydziela się również wzdłuż granic listew martenzytu. Dlatego też przełomy (ciągliwe) biegną również wzdłuż (równolegle do) listew martenzytu. Przykład takiego przebiegu przełomu widzimy na fotografiach pokazanych na rys. 75. Osnowa stali (przesycony ferryt) rwie się wzdłuż pasm wydzielonych bardzo drobnych węglików tworząc bardzo rozwinięty przełom, a próbki zachowują jeszcze największą odporność na pękanie przed mającym nastąpić spadkiem odporności w zakresie kruchości odpuszczania I-ego rodzaju.

Gdy temperatura wzrasta do 300 °C i zaczynamy wchodzić w zakres kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju, główny kierunek pękania ulega diametralnej zmianie. Z równoległej do listew martenzytu (rys. 76) zmienia się na bardziej prostopadły (patrz rys. 77). Droga swobodna pęknięcia biegnie niemal dokładnie w poprzek pakietu listew martenzytu. Być może jest to związane z płaszczyznami łatwego pękania ferrytu {100}, ale trudno nie zauważyć, że pomocne w tej nagłej zmianie drogi łatwego pękania są wydzielania węglików cementytu, który powstaje wewnątrz listew martenzytu. Po odpuszczaniu stali W I przy 300 °C (rys. 77) i 300 °C stali W II (rys. 78) powstające cząstki są już dość duże z tendencją do wydzielania pod dużym kątem do

- 140 -

osi listew. To one są najprawdopodobniej miejscami zarodkowania kruchych pęknięć po płaszczyznach łupliwości. Zamieszczony wyżej opis zjawiska kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju występujący w stali W I i W II można krótko streścić, że przyczyną tej kruchości są wydzielania cementytu. Dopóki są one drobne nie szkodzą odporności na pękanie a nawet mogą ją zwiększać. Jednakże od momentu gdy osiągną niekorzystnie duży wymiar, zwłaszcza cząstki wewnątrz listew martenzytu, sprzyjają tworzeniu pękania w poprzek listew martenzytu.

Podobnej jak wyżej analizy przyczyn wystąpienia kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju dla stali W III nie przeprowadzono, ponieważ jej mikrostruktura zawierająca również nierozpuszczone węgliki drugorzędowe jest bardziej złożona a spadek udarności po odpuszczaniu przy 300 °C wynosi zaledwie 1 J.

Kolejna teoria, za przyczynę spadku udarności stawia przemianę austenitu szczątkowego w bainit lub świeży martenzyt. W niektórych pracach można znaleźć dowody na wzrost udziału objętościowego austenitu szczątkowego podczas odpuszczania i częściowy wzrost udarności przed wystąpieniem efektu kruchości pierwszego rodzaju, który tłumaczony jest przyrostem ilości tej plastycznej fazy [185]. Na podstawie zamieszczonych (w niniejszej pracy) wyników badań, metodą rentgenowskiej analizy fazowej (rozdział 4.3) wykazano, że austenit szczątkowy ze wzrostem temperatury odpuszczania w stalach W II i W III zanika. Także w badaniach dylatometrycznych określono, że przy nagrzewaniu zbliżonym do izotermicznego (0,05 °C/s) austenit szczątkowy (w stalach W II i W III) przemienia się zakresie 250÷350 °C. Akurat, w przypadku tych stali w tym zakresie występuje efekt kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju, co mogłoby sugerować, że za przyczynę zmniejszenia udarności stoi właśnie przemiana austenitu szczątkowego. Zaprzeczeniem tej opinii jest ewidentny efekt kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju występujący w stali W I, w której nie stwierdzono występowania austenitu szczątkowego. Dlatego też, celem sprawdzenia słuszności tej teorii wykonano badania wpływu podwójnego odpuszczania dla wybranych temperatur na udarność badanych stali.

Celem podwójnego odpuszczania jest uzyskanie podobnego efektu jaki występuje w przypadku wysokostopowych stali narzędziowych, gdzie po ich hartowaniu występuje bardzo duża ilość austenitu szczątkowego, który przemienia się w świeży martenzyt podczas pierwszego odpuszczania. W grupie stali narzędziowych zawsze powinno się wykonywać drugie dopuszczanie lub więcej w celu odpuszczenia powstałego świeżego martenzytu. Jeżeli główną przyczyną występowania kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju w stali W II i W III jest zanik (przemiana) ciągliwego austenitu szczątkowego lub powstający świeży bainit albo martenzyt, to efekt ten powinien być wyraźniejszy albo usunięty po dodatkowym (drugim) odpuszczaniu. Do

- 141 -

tych badań wybrano dwie temperatury odpuszczania: pierwszą – przed wystąpieniem spadku udarności i drugą – w zakresie największego spadku udarności. Zastosowano dwa odpuszczania z których każde składało się z odpuszczania przez czas 2 godziny.

Pierwsze odpuszczanie nazwano Odp1. Polegało ono na tym, że pierwsze odpuszczanie wykonano przy temperaturze, przed spadkiem udarności. Dla obu stali temperatura ta wynosiła 200 °C. Drugie odpuszczanie wykonano przy temperaturze 300 °C, tj. w zakresie największego zmniejszenia udarności. Kolejne odpuszczanie oznaczono Odp2. Polegało ono na podwójnym odpuszczaniu w zakresie największego zmniejszenia udarności, które występuje przy odpuszczaniu klasycznym. Na rysunku 75 zamieszczono wpływ wyżej opisanych sposobów odpuszczania na udarność stali W II i W III. Dodatkowo, dla porównania zamieszczono wyniki pracy złamania KV dla próbek opuszczanych klasycznie OdpK, tzn. dla próbek odpuszczanych jednokrotnie przy 300 °C przez czas 2 godzin.

a) b)

Rys. 75. Porównanie wpływu odpuszczania klasycznego OdpK i podwójnego odpuszczania Odp1 oraz Odp2 na prace złamania stali a) W II i b) W III

Analizując otrzymane wyniki dla podwójnego opuszczania widać, że zastosowanie wstępnego odpuszczania przy 200 °C/2h przed odpuszczaniem zasadniczym przy 300 °C/2h nie tylko nie przyniosło pożądanego wzrostu udarności obu badanych stali ale odnotowano nawet jej niewielki spadek, w porównaniu do próbki odpuszczanej klasycznie. Możemy zatem stwierdzić, że odpuszczanie przy 200°C nie spowodowało stabilizacji austenitu szczątkowego i już w jego trakcie doszło do jego przemiany a podczas odpuszczania zasadniczego przy 300 °C dochodzi do stabilizacji uzyskanej mikrostruktury. Takiego odpuszczania (200 °C/2h + 300 °C/2h) nie należy

- 142 -

jednak promować ponieważ (pomijając kosz dodatkowej operacji odpuszczania wstępnego) w przypadku badanych stali W II i W III zawierających austenit szczątkowy uzyskano minimalnie mniejsze udarności. Zastosowanie dwukrotnego odpuszczania przy 300°C/2h pozwala uzyskać niemal identyczną udarność jak po klasycznym jednokrotnym odpuszczaniu.

Warto w tym miejscu odnotować, że najwięcej austenitu szczątkowego w odpuszczanych próbkach zanotowano przy najniższej temperaturze 100 °C. Jego udział maleje (tab. 7) ze wzrostem temperatury odpuszczania a po odpuszczaniu przy 250 °C nie występuje już wcale w mikrostrukturze. Tymczasem odporność na pękanie w zakresie temperatur 100÷200 °C rośnie. Co oznacza, że jego zanikanie nie może być przyczyną obniżenia udarności gdyż efekt ten powinien być widoczny już od momentu jego zanikania gdy jego udział objętościowy zmniejsza się dwukrotnie.

Na podstawie otrzymanych wyników badań można z całą stanowczością stwierdzić, że w przypadku badanych stali austenit szczątkowy i jego przemiana podczas odpuszczania w świeży martenzyt nie powoduje występowania efektu kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju. Co więcej odpuszczanie Odp1 może sugerować, że główną przyczyną spadku udarności są węgliki o podłużnym kształcie, które tworzą drogi łatwego pękania. Podczas pierwszego odpuszczania wydzielają się węgliki w uprzywilejowanych miejscach, ale są jeszcze zbyt małe aby powodować spadek udarności. Natomiast, kolejne odpuszczanie w wyższej temperaturze wpływa na rozrost węglików, które osiągają krytyczną długość, przez co wpływają na utworzenie dróg łatwego pękania.

Następnie, w celu zweryfikowania teorii związanej z rozpuszczaniem się węglików przejściowych i tworzeniem się mikrostruktury komórkowej, wykonano analizę powierzchni prostopadłej wybranych przełomów po teście udarnościowym. Wspomniana teoria sugeruje, że główną przyczyną pojawienia się kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju w stalach jest przemiana węglików przejściowych. Według niej, w trakcie odpuszczania, gdy ma miejsce zarodkowanie niezależne cementytu, dochodzi również do rozpuszczenia obecnych już w mikrostrukturze węglików przejściowych. Zarodkowanie niezależne cementytu wymusza dyfuzję węgla z obszarów, w których znajdowały się węgliki przejściowe do miejsc powstawania cementytu. Przegrupowanie węgla w tych obszarach odbywa się wzdłuż uprzywilejowanych kierunków wewnątrz poszczególnych listew i ziaren, jak również wzdłuż ich granic. Całość zachodzących procesów wpływa na powstawanie w osnowie obszarów, dróg bogatych w węgiel. Drogi te kończą się w miejscach tworzenia się nowych cząstek cementytu. Należy podkreślić, że chodzi tu o nowe cząstki cementytu zarodkujące niezależenie wzrastając od wielkości embrionalnej.

- 143 -

Istnieją bowiem w mikrostrukturze odpuszczanej stali cząstki cementytu utworzone np. podczas hartowanie (samoodpuszczanie stali) jak również te, które nie zostały rozpuszczone podczas austenityzowania (cementyt drugorzędowy w stali W III). W przypadku zwiększenia temperatury odpuszczania do 300 °C średni kierunek łatwego pękania zmienia się na prostopadły do osi listew martenzytu a dylatogram odpuszczania wskazują na wydzielanie cementytu (por. rys. 49-51) i udarność osiąga minimum (por. rys. 62-64). Według teorii rozpuszczania węglików przejściowych i dyfuzji węgla do uprzywilejowanych miejsc niezależnego zarodkowania cementytu podczas odpuszczania, drogi migracji węgla powinny znajdować się w płaszczyźnie występowania najmniejszych sił wiązań międzyatomowych. W przypadku struktury A2 płaszczyzną tą jest ‹100›, która odpowiada też płaszczyźnie łatwego pękania. Zwiększone stężenie węgla na tej płaszczyźnie może promować wzrost długich węglików w kierunkach leżących w płaszczyźnie (100). Potwierdzeniem tego jest zmiana kierunku pękania którą obserwowano na zgładach prostopadłych do powierzchni przełomu.

Na rysunkach 75 ÷ 78 zamieszczono wybrane zdjęcia SEM powierzchni prostopadłej do przełomu próbek udarnościowych, odpowiednio: na rysunku: 75 i 76 dla stali W I, na rysunku 77 i 78 dla stali W II. W celu uzyskania ostrych zdjęć krawędzi próbek udarnościowych, przed wykonaniem zgładu, na przełomy naniesiono nikiel i później zatopiono w przewodzącej żywicy. Na zdjęciach powierzchni prostopadłej do przełomu próbek wykonano pomiary długości swobodnej pęknięcia. Wyniki pomiarów zostały zebrane w tabeli 8. Za długość swobodną pęknięcia, uznawano linię prostą znajdującą się na obserwowanej powierzchni bocznej pęknięcia, aż do momentu gdy dochodziło do widocznej zmiany kierunek jego rozprzestrzeniania się.

Pomiary mikrostruktury komórkowej wykonano na zdjęciach z TEM dla stali W I, ponieważ w przypadku tej stali układ dyslokacyjny pozwolił najlepiej ją uwidocznić. Według pomiarów wielkości mikrostruktury komórkowej dla stali W I na zdjęciach TEM (z rozdziału 4.5) wielkość poszczególnego elementu mikrostruktury komórkowej mieści się w zakresie 0,03÷0,41 μm, natomiast jej średnia wielkość wynosi 0,18 μm. Wraz ze wzrostem zawartości węgla widać, że mikrostruktura badanych stali jest coraz drobniejsza i liczniej obserwowane są węgliki. Na podstawie powyższych danych można przypuszczać, że podobnie będzie z mikrostrukturą komórkową. Z dużym prawdopodobieństwem można przyjąć, że wraz ze wzrostem zawartości węgla dojdzie do rozdrobnienia mikrostruktury komórkowej.

- 144 - Tabela 8. Wyniki pomiarów długości swobodnej pęknięcia

a)

Stal

Temperatura odpuszczania, °C 200 300 200 300

Średnia długość swobodnego pęknięcia, μm 2,62 3,15 0,55 0,83

Błąd standardowy 0,23 0,42 0,04 0,08

Minimum długość swobodnego pęknięcia, μm 0,66 1,03 0,26 0,37

Maksimum długość swobodnego pęknięcia, μm 6,90 10,46 0,95 1,49

- 145 - b)

Rys. 76. Zdjęcia ze skaningowego mikroskopu elektronowego powierzchni prostopadłej do przełomu próbek udarnościowych ze stali W I po odpuszczaniu przy temperaturze 200°C

- 146 - b)

Rys. 77. Zdjęcia ze skaningowego mikroskopu elektronowego powierzchni prostopadłej do przełomu próbek udarnościowych ze stali W I po odpuszczaniu przy temperaturze 300°C

- 147 - a)

b)

Rys. 78. Zdjęcia ze skaningowego mikroskopu elektronowego powierzchni prostopadłej do przełomu próbek udarnościowych ze stali W II po odpuszczaniu przy temperaturze 200°C

- 148 - a)

b)

Rys. 79. Zdjęcia ze skaningowego mikroskopu elektronowego powierzchni prostopadłej do przełomu próbek udarnościowych ze stali W II po odpuszczaniu przy temperaturze 300 °C

Porównując parametry opisujące wielkość mikrostruktury komórkowej z wynikami uzyskanymi dla długości swobodnego pęknięcia dla stali W I (tab. 8) widać, że są one zbliżone jedynie w przypadku minimalnej długości swobodnego pęknięcia i to dla próbki odpuszczanej przy

- 149 -

temperaturze 200 °C. Po takim odpuszczaniu, w przypadku badanej stali W I nie występuje jeszcze efekt kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju. Na podstawie powyższych danych można przypuszczać, że mikrostruktura komórkowa stanowiła utrudnienie dla rozprzestrzeniającego się pęknięcia.

Gdy porównamy wyniki dla próbki odpuszczanej przy wyższej temperaturze 300 °C widać, że średnia długość swobodnego pęknięcia jest 17,5 razy większa niż średnia wielkość mikrostruktury komórkowej. Natomiast, gdy porówna się minimalną drogę swobodną pęknięcia z największą średnicą mikrostruktury komórkowej to jest ona nadal dwukrotnie większa. Na podstawie wyznaczonych długości swobodnych dróg pęknięcia można stwierdzić, że strefa komórkowa nie wpływa na pojawienie się efektu kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju. Można nawet pokusić się o stwierdzenie, że pozytywnie wpływa na udarność stali.

Analizując zamieszczone zdjęcia powierzchni prostopadłych do pęknięcia widać, że w przypadku próbek odpuszczanych przed efektem kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju (rys. 75 i 77) powierzchnie przełomu są bardziej rozwinięte, bardziej poszarpane, co potwierdzają wykonane pomiary drogi swobodnej pęknięcia, które są w tym przypadku mniejsze niż w próbkach odpuszczanych przy wyższej temperaturze. W przypadku niższych temperatur widać, że rozprzestrzenianie się pęknięć blokowane jest na każdej listwie martenzytu, a najsilniej zmienia kierunek na granicach byłego ziarna austenitu. W wielu przypadkach, nawet w obrębie poszczególnej listwy, widać zachodzące wielokrotne zmiany w kierunkach rozprzestrzeniania się pęknięcia, co związane może być z obecnością mikrostruktury komórkowej jak i z powstaniem węglików wewnątrz listew.

Podniesienie temperatury odpuszczania w zakres kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju, skutkuje zwiększeniem średniej drogi swobodnej w przypadku każdej badanej stali. Efektem tego jest płaski, mniej rozwinięty przełom tych próbek. Widać, że w tym przypadku pęknięcie bardziej zależy od granic listew i ziaren byłego austenitu a pęknięcie często prostopadle przecina kilka listew. Taka zmiana rozprzestrzeniania się pęknięcia wraz ze wzrostem temperatury odpuszczania sugeruje, że na granicach wydzieliły się fazy, wzdłuż których pęknięcie rozprzestrzenia się dużo łatwiej, powodując spadek udarności a wydzielone wewnątrz listew węgliki tworzą drogi łatwego pękania.

Powyższa analiza wskazuje, że powstającą fazą w tym zakresie temperatur może być cementyt, który zarodkując na granicach tworzy mikrostrukturę przypominającą bainit górny. W celu zweryfikowania niniejszej tezy i teorii wyjaśniającej efekt kruchości odpuszczania

- 150 -

pierwszego rodzaju wykonano analizę statystyczną obserwowanych węglików w zależności od temperatury odpuszczania.

Na rysunkach 80 ÷ 82 zamieszczono wybrane zdjęcia ze skaningowego mikroskopu elektronowego mikrostruktury badanych stali po odpuszczaniu przy dwóch wybranych temperaturach odpuszczania. Do analizy statystycznej wybrano dla każdej stali trzy temperatury odpuszczania. Pierwsza (najniższa) tuż przed pojawieniem się efektu kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju. Druga i trzecia temperatura już w zakresie efektu kruchości, odpowiednio: 50 oraz 100°C wyższa od pierwszej. Przed przystąpieniem do pomiarów wykonane zdjęcia zostały poddane obróbce cyfrowej, celem wyodrębnienia węglików. Na tak przygotowanych zdjęciach wykonano pomiary obserwowanych cząstek, mierząc ich długość i szerokość. Wyniki zmian długości węglików ze wzrostem temperatury odpuszczania zestawiono w postaci histogramów i zamieszczono na rysunku 83. Dodatkowo, na podstawie wykonanych pomiarów obliczono współczynnik kształtu K. Obliczono go jako iloraz długości do szerokości mierzonych węglików. Jest to jeden z najprostszych współczynników kształtu określających wydłużenia mierzonych elementów. Zmiany współczynnika kształtu wraz z temperaturą odpuszczania dla badanych stali zamieszczono na rysunku 84.

- 151 - a)

b)

Rys. 80. Mikrostruktura stali W I po odpuszczaniu przy: a) 250 °C; b) 350 °C. Traw. 2% nital. SEM

- 152 - a)

b)

Rys. 81. Mikrostruktura stali W II po odpuszczaniu przy: a) 200 °C; b) 300 °C. Traw. 2% nital. SEM

- 153 - a)

b)

Rys. 82. Mikrostruktura stali W III po odpuszczaniu przy: a) 200 °C; b) 300 °C. Traw. 2% nital. SEM

- 154 - a)

b)

c)

Rys. 83. Histogramy udziału procentowego liczby cząstek o odpowiedniej długości w zależności od temperatury odpuszczania stali: a) W I; b) W II; c) W III

- 155 -

Mikrostruktura stali W I po odpuszczaniu przy 250 °C (rys. 80a) składa się z martenzytu odpuszczonego o charakterze listwowym, z pakietami równolegle ułożonych listew, z licznymi drobnymi wydzieleniami. Zwiększenie temperatury odpuszczania do 350 °C (rys. 80b) nie wpływa w znaczący sposób na zmiany w mikrostrukturze martenzytycznej osnowy tylko wzrasta ilość i wielkość wydzielonych węglików.

Mikrostruktura stali W II po odpuszczaniu przy 200 °C (rys. 81a) składa się z martenzytu odpuszczonego o charakterze mieszanym z przeważającym udziałem martenzytu listwowego. W porównaniu do stali W I powstało znacznie więcej wydzieleń, co w sposób oczywisty związane jest ze stężeniem węgla. Zwiększenie temperatury odpuszczania także nie wpływa w znaczący sposób na zmiany w mikrostrukturze martenzytycznej osnowy tej stali, powoduje tylko wzrost wielkości powstających wydzieleń.

Mikrostruktura stali W III po odpuszczaniu przy 200 °C (rys. 82a) składała się z martenzytu odpuszczonego o charakterze płytkowym, dużych (0,5÷1,0 μm) sferoidalnych cząstek cementytu nierozpuszczonego podczas austenityzowania. Widoczne są liczne drobne podłużne wydzielenia wzdłuż granic płytek martenzytu i w ich wnętrzu. Podobnie, jak w przypadku poprzednich stali, zwiększenie temperatury odpuszczania do 300 °C (rys. 82b) nie ma znaczącego wpływu na mikrostrukturę martenzytycznej osnowy tej stali, a tylko na wielkość wydzieleń wewnątrz listew martenzytu.

W przypadku próbki ze stali W I (rys. 83 a) odpuszczanej przy 250 °C widać, że udział procentowy cząstek o różnych długościach jest w przybliżeniu jednakowy. Najwięcej, bo aż 29% występuję cząstek o średnicy ok. 0,12 μm. Zwiększenie temperatury odpuszczania do 300 °C zmienia diametralnie ten rozkład. Dochodzi do wzrostu udziału procentowego cząstek 0,12 μm o 10% i zwiększenia łącznego udziału cząstek większych bądź równych 0,16 μm z 46% do 54%. Po odpuszczaniu przy 350 °C dominują w mikrostrukturze wydzielenia o długości większej niż 0,2 μm, stanowiąc ok. 55% wszystkich zmierzonych wydzieleń. Na drugim miejscu są cząstki o długości ok. 0,16 μm, które w sumie z wydzieleniami większymi niż 0,2 μm stanowią 93% udziału wszystkich zmierzonych wydzieleń w tej próbce.

Natomiast, analizując histogram dla stali W II (rys. 83 b) widać, że po odpuszczaniu przy 200 °C 61% stanowią cząstki o długości nie przekraczającej 0,08 μm. Ze wzrostem temperatury odpuszczania ich udział stopniowo maleje, przy 250 °C do 48%, a po odpuszczaniu przy 300 °C spada do 38%. W tym samym czasie rośnie udział cząstek większych. Widać to wyraźnie w przypadku cząstek o długości ok. 0,16 μm. Można również zauważyć wzrost udziału

- 156 -

procentowego cząstek większych, bądź równych 0,2 μm z 12% przy temperaturze odpuszczania 200 °C do 19% po odpuszczaniu przy 300 °C.

Analizując histogram rozkładu wielkości cząstek po odpuszczaniu dla stali W III (rys. 83 c) widać, że występują lekkie „zaburzenia” w wynikach, w porównaniu do dwóch poprzednich stali, zwłaszcza dla temperatury odpuszczania 250 °C. Pomimo tego, widać wyraźną tendencję zmian długości obserwowanych wydzieleń. Przy temperaturze odpuszczania 200 °C 65% stanowią cząstki o długości nie przekraczającej 0,08 μm, a zwiększenie temperatury odpuszczania do 300 °C powoduje ich spadek w udziale procentowym do 26%. Podobnie jak w poprzednich stalach W I i W II w stali W III zwiększa się udział cząstek dłuższych. Wyraźnie widać to w przypadku cząstek większych niż 0,2 μm, gdzie udział cząstek zwiększył się z 4% przy temperaturze 200 °C do 29% przy temperaturze odpuszczania 300 °C.

Wykonana analiza zmian w udziale objętościowym cząstek o danej długości, w zależności od temperatury odpuszczania w przypadku każdej stali wskazuje, że wzrost temperatury odpuszczania wpływa silnie na zmniejszenie udziału najmniejszych cząstek, których długość nie przekracza 0,08 μm.

Długość cząstek nie jest wystarczającym parametrem, który określa morfologię badanych wydzieleń. Wyliczony współczynnik kształtu K dla badanych stali, podobnie jak w przypadku długości cząstek, został zamieszczony w postaci histogramów na rysunku 84. Gdy współczynnik K jest równy lub bliski 1 mamy do czynienia z wydzieleniem o kształcie zbliżonym do sferoidalnego, natomiast gdy ten współczynnik jest większy, wydzielenia są bardziej wydłużone.

- 157 - a)

b)

c)

Rys. 84. Histogramy udziału procentowego liczby cząstek o współczynniku kształtu K w zależności od temperatury odpuszczania stali: a) W I; b) W II; c) W III

- 158 -

Z histogramu dla stali W I (rys. 84 a) widać, że po odpuszczaniu przy 250°C 63% stanowią cząstki o współczynniku kształtu K nie większym niż 1,5 co oznacza, że są to cząstki o kształcie zbliżony do sferoidalnego. Zwiększenie temperatury odpuszczania do 350 °C powoduje znaczną zmianę kształtu obserwowanych wydzieleń. W tym przypadku dominują cząstki (52%) których