Materiał do badań

Badania wykonano na trzech (modelowych) stalach stopowych wytopionych w Instytucie Metalurgii Żelaza w Gliwicach w piecu próżniowym. Wytopy o masie całkowitej 90 kg przekuto w INTECH-MET s.c. w Gliwicach na pręty o wymiarach poprzecznych 35x20 mm i długości 1500 mm. Zostały one wyżarzone zmiękczająco (bezpośrednio po kuciu) przy 650 °C przez 10 godzin. Zgodnie z normą PN-EN 10027 stale te powinny być oznaczane odpowiednio: 5CrMnMo8-6-3, 30CrMnMo8-6-3 i 100CrMnMo8-6-3. W celu uproszczenia oznaczeń w niniejszej pracy przypisano im symbole W I, W II oraz W III.

W tabeli 5 zamieszczono składy chemiczne badanych stali wg. analizy kontrolnej wykonanej przy użyciu spektrometrów iskrowych w Hucie Celsa Ostrowiec, a także celem potwierdzenia, na Wydziale Inżynierii Metali i Informatyki Przemysłowej AGH. Na rysunku 34 przedstawiono fotografie mikrostruktury badanych stali w stanie dostawy.

Tab. 5. Skład chemiczny (% masowy) badanych stopów

Znak stali C Mn Si P S Cr Ni Mo V Cu

5CrMnMo8-6-3 _{W I} 0,05 1,62 0,14 0,009 0,009 2,00 0,02 0,28 0,17 0,022 30CrMnMo8-6-3 _{W II} 0,30 1,43 0,14 0,014 0,007 1,78 0,02 0,25 0,19 0,021 100CrMnMo8-6- _{W III} 0,99 1,51 0,13 0,009 0,012 1,90 0,01 0,27 0,17 0,021

Stal W I o zawartości 0,05% C w stanie dostawy miała mikrostrukturę złożoną głównie z ferrytu i drobnych węglików oraz słabo widocznych obszarów, które na podstawie wykonanych w dalszej części pracy (rozdziale 4.1) badań kinetyki przemian fazowych przechłodzonego austenitu są najprawdopodobniej obszarami (skoagulowanego) bainitu (rys. 34a). Jej twardość w stanie dostawy wynosiła 139 HV30. Na rysunku 34b przedstawiono mikrostrukturę stali W II o zawartości 0,30% C złożoną z bainitu i perlitu, których węgliki uległy częściowej koagulacji. Jej twardość w takim stanie wynosiła 310 HV30. Mikrostruktura stali W III o zawartości 0,99% C w stanie dostawy (rys. 34c) jest typowa dla stali nadeutektoidalnych. Cementyt występujący w perlicie jak i drugorzędowy (tworzący siatkę) uległ częściowej koagulacji. W powyższym stanie twardość tej stali wynosiła 239 HV30.

- 62 -

a) b)

c)

Rys. 34. Mikrostruktura badanych stali a) W I, b) W II, c) W III w stanie dostawy. Traw. 2% nital. Mikroskop świetlny

W przypadku każdej z badanych stali, dla uzyskania miarodajnych wyników ich badań, postanowiono wykonać po raz kolejny wyżarzanie, aby materiał przed hartowaniem był zbliżony do stanu równowagi. Pierwsze wyżarzanie (zmiękczające), które zostało wykonane bezpośrednio po kuciu dla każdej ze stali przy temperaturze 650 °C miało na celu (głównie) odprężenie materiału po wykonanej przeróbce plastycznej (kuciu).

Przed rozpoczęciem badań dostarczony materiał w stanie dostawy został poddany wyżarzaniu w oparciu o wyznaczone (metodą dylatometryczną) temperatury krytyczne. Dla badanych stali temperatury te zostały wyznaczone przy użyciu dylatometru LS4 produkcji IMŻ. W tabeli 6 zestawiono wyznaczone z krzywych dylatometrycznych temperatury krytyczne. Składy chemiczne badanych stali oraz wyznaczone temperatury krytyczne umożliwiły zaprojektowanie odpowiedniej technologii wyżarzania.

- 63 -

Tab. 6. Wyznaczone metodą dylatometryczną temperatury krytyczne badanych stali

Każdą stal nagrzewano w mieszance wiór żeliwnych z węglem drzewnym w celu uniknięcia odwęglenia powierzchni. Nagrzewanie odbywało się z szybkością 30 °C/min. Wytop W I nagrzewano do temperatury 50 °C powyżej temperatury Ac3, wygrzano 60 minut, a następnie ochłodzono „z piecem”, przy czym średnia szybkość chłodzenia wynosiła ok. 10 °C/min.

W przypadku stali W II zastosowano wyżarzanie zupełne. Wytop nagrzano do temperatury 50 °C powyżej Ac3 i chłodzono z szybkością 3 °C/min. Celem takiego wyżarzania było uzyskanie mikrostruktury zbliżonej do stanu równowagi i polepszenie obrabialności badanej stali oraz usunięcie naprężeń wewnętrznych.

Natomiast, dla stali W III zastosowano technologię wyżarzania zmiękczającego. Ze względu na przewidywaną dużą hartowność tej stali wynikającą z obecności w jej składzie chemicznym dużej ilości węgla a także Mn, Mo i Cr, zastosowano wyżarzanie zmiękczające z bardzo wolnym chłodzeniem. Polegało ono na nagrzaniu badanej stali (W III) powyżej temperatury Ac_1f, wytrzymaniu przy tej temperaturze i następnym bardzo wolnym chłodzeniu (0,3 °C/min) do temperatury 500 °C oraz późniejszym chłodzeniu „z piecem”.

Zaproponowane technologie wyżarzania badanych stali przyniosły spodziewane rezultaty. Na rysunku 35 przedstawiono fotografie mikrostruktur badanych stali po wykonanych wyżarzaniach. Uzyskana mikrostruktura charakteryzuje się większą jednorodnością. Mikrostruktura ta jest bardziej zbliżona do stanu równowagi w porównaniu ze stanem dostawy (rys. 34).

Najbardziej widoczne zmiany zaszły w mikrostrukturze stali W I i W III. Jak widać w przypadku stali W I po wyżarzaniu widać ziarna ferrytu oraz dużą ilość wyraźnie trawiącego się bainitu (rys. 35a). Natomiast w przypadku stali W III (rys. 35c) widać, że cały występujący w stali cementyt uległ koagulacji, co powinno zaowocować dobrą podatnością do obróbki mechanicznej stali. Stal Temperatura W I W II W III Ac1s 775 745 745 Ac_1f 820 790 780 Ac3 890 820 - Accm - - 980

- 64 -

a) b)

c)

Rys. 35. Mikrostruktura badanych stali a) W I, b) W II, c) W III po wyżarzaniu. Traw 2% nital. Mikroskop świetlny

Wyznaczenie temperatury austenityzowania

Po wykonaniu wyżarzania kolejnym etapem badań było wyznaczenie temperatur austenityzowania na podstawie tzw. szeregu hartowniczego, który wykonano dla każdej z badanych stali. Temperatury austenityzowania do szeregu hartowniczego ustalono z pomocą dylatogramów nagrzewania, zagęszczając temperatury austenityzowania w zakresie temperatur krytycznych, z uwzględnieniem zasady opisanej m.in. w pracach [10, 35]. Według tych zasad temperatura austenityzowania dla stali o składzie chemicznym takim jak podano w tabeli 5 powinna być o 50 °C wyższa od Ac3 dla stali W I i W II oraz o 50 °C wyższa od temperatury Ac1f dla stali W III. Wszystkie próbki były oziębiane w wodzie o temperaturze pokojowej.

Na rysunkach 36, 38 i 40 zamieszczono zmiany twardości odpowiednio dla stali W I W II i W III w zależności od temperatury austenityzowania. Dodatkowo, na rysunkach 37, 39 i 41

- 65 -

przedstawiono zdjęcia mikrostruktury wybranych próbek użytych do wykonania szeregu hartowniczego odpowiednio dla stali W I, W II i W III.

- 66 -

a) TA = 770 °C b) TA = 800 °C

c) T_A = 840 °C d) T_A = 900 °C

e) T_A = 940 °C f) T_A = 1100 °C

Rys. 37. Mikrostruktury próbek ze stali W I oziębianych w wodzie od wybranych temperatur: a) 770, b) 800, c) 840, d) 900, e) 940 i f) 1100 °C. Traw. 2 % nital. Mikroskop świetlny

- 67 -

Jak widać, maksymalną twardość dla stali W I uzyskano po hartowaniu z temperatury: 920 i 940 °C. Podwyższenie temperatury austenityzowania powoduje zmniejszenie twardości, co związane jest z rozrostem ziarna byłego austenitu. Analizując zdjęcia mikrostruktury próbek z szeregu hartowniczego stali W I widać, że do temperatury 840 °C w mikrostrukturze występuje ferryt, a od temperatury 900 °C tworzy się martenzyt listwowy. Zastosowanie temperatury 950 °C i wyższej powoduje rozrost ziarna austenitu (rys. 37f).

Na podstawie uzyskanych wyników uznano, że optymalną temperaturą austenityzowania będzie temperatura 940 °C, która jest o 50 °C wyższa od Ac3 dla badanej stali W I.

- 68 -

a) TA = 790 °C b) TA = 850 °C

c) T_A = 870 °C d) T_A = 900 °C

e) T_A = 920 °C f) T_A = 950 °C

Rys. 39. Mikrostruktury próbek stali W II oziębianych w wodzie od wybranych temperatur: a) 790, b) 850, c) 870, d) 900, e) 920 i f) 950 °C, traw. 2 % nital. Mikroskop świetlny

- 69 -

Dla stali W II maksymalną twardość uzyskano po hartowaniu od temperatury 870 °C. Podwyższenie temperatury austenityzowania do 900 °C powoduje spadek twardości (rys. 38) o ok. 20 jednostek HV, co związane jest z rozrostem ziarna austenitu. Ponowny wzrost twardości powyżej temperatury 900 °C jest związany najprawdopodobniej z rozpuszczaniem się węglików stopowych.

Analizując zdjęcia mikrostruktury próbek z szeregu hartowniczego (rys. 39) widać, że przy temperaturze 790 °C w mikrostrukturze stali W II występuje ferryt, a od temperatury 850 °C widoczny jest martenzyt o charakterze mieszanym (składający się z martenzytu listwowego i płytkowego). Zastosowanie temperatury 900 °C i wyższych powoduje rozrost ziarna austenitu (rys. 39d-f).

Na podstawie przedstawionych wyników uznano, że optymalną temperaturą austenityzowania dla stali W II będzie 870 °C, która jest o 50 °C wyższa od Ac₃.

- 70 -

a) TA = 750 °C b) TA = 830 °C

c) TA = 880 °C d) TA = 900 °C

e) TA = 960 °C f) TA = 1020 °C

Rys. 41. Mikrostruktury próbek stali W III oziębianych w wodzie od wybranych temperatury: a) 750, b) 830, c) 880, d) 900, e) 960 i f) 1020 °C. Traw. 2 % nital. Mikroskop świetlny

- 71 -

Dla stali W III maksymalną twardość uzyskano po hartowaniu z temperatury austenityzowania 880 °C. Dalsze zwiększanie temperatury austenityzowania powoduje zmniejszenie twardości, co najprawdopodobniej związane jest z rozpuszczaniem się węglików i wzrostem udziału austenitu szczątkowego w mikrostrukturze hartowanych podróbek.

Analizując zdjęcia mikrostruktury próbek stali W III z szeregu hartowniczego (rys. 41) widać, że po oziębianiu od 750 °C w mikrostrukturze występuje perlit, a od temperatury 880 °C występuje martenzyt o charakterze płytkowym. Zastosowanie temperatury 900 °C i wyższych powoduje stopniowy zanik węglików i rozrost ziarna austenitu. Węgliki w mikrostrukturze można zauważyć do temperatury 960 °C. Powyżej tej temperatury węgliki zanikają i nie można ich rozróżnić przy użyciu mikroskopu świetlnego. Można ocenić, że jest to graniczna temperatura ich występowania w przypadku stali W III.

Analizując przedstawione wyniki dla stali nadeutektoidalnej W III uznano, że optymalną temperaturą austenityzowania będzie temperatura 830 °C, która jest o 50 °C wyższa od temperatury Ac_1f. Dla podobnych stali nadeutektoidalnych standardowo przyjmuje się taką temperaturę, ponieważ nie opłaca się rozpuszczać i tak już twardych węglików. Poza tym rozpuszczenie węglików, a tym samym zwiększenie nasycenia austenitu węglem, może zwiększyć ryzyko wystąpienia pęknięć hartowniczych. Temperaturę, austenityzowania 830 °C wybrano również, dlatego, że hartowanie od wyższej temperatury skutkowałoby pozostawieniem bardzo dużych ilości austenitu szczątkowego, co w znaczący sposób mogłoby utrudnić interpretację przemian fazowych węglików podczas niskiego i średniego odpuszczania tej stali.

- 72 -