W ramach niniejszej pracy podjęto tematykę, która była badana i opisana w licznych pracach naukowych. Obejmuje zakres wpływu temperatury odpuszczania na przemiany fazowe podczas niskiego i średniego odpuszczania oraz ich wpływu na własności stali. Wykonano badania, które w znacznym stopniu poszerzyły wiedzę odnośnie sterowania przemianami fazowymi, które występują podczas odpuszczania stali. Modyfikując występowanie lub stopień zawansowania poszczególnych przemian fazowych podczas odpuszczania można wpływać na finalne własności stali.
W pierwszej części pracy w rozdziałach 4.1 ÷ 4.3 opisano zmiany zachodzące w badanych stalach podczas hartowania i odpuszczania, które zebrano w postaci wykresów CTPc i CTPcO. Opierając się na badaniach rentgenograficznych potwierdzono zaawansowanie poszczególnych przemian fazowych podczas odpuszczania badanych stali. W przypadku stali W II i W III wraz z temperaturą odpuszczania pojawiają się kolejno przemiany fazowe związane z: wydzielaniem się węglików przejściowych; wydzielaniem się cementytu równocześnie z przemianą austenitu szczątkowego; a w wyższych temperaturach pojawiają się przemiany fazowe związane z wydzielanie się węglików stopowych. Natomiast w przypadku stali W I podczas odpuszczania potwierdzono dominację jednej głównej przemiany fazowej związanej z wydzielaniem się cementytu.
W kolejnym rozdziale zbadano wpływ temperatury odpuszczania na wybrane własności mechaniczne badanych stali. W przypadku każdej stali stwierdzono występowanie i opisano efekt kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju. Efekt ten wystąpił w przypadku badań udarności jak i badania współczynnika intensywności naprężeń KIc. Zjawisko spadku udarności podczas odpuszczania odnotowano w wielu badaniach naukowych ale w żadnej pracy nie zostało ono jednoznacznie powiązane ze zmianami morfologii wydzieleń cementytu choć często łączone jest z wydzielaniem się tego węglika. Nie znaleziono również w literaturze sposobu zniwelowania bądź też usunięcia tego efektu na drodze modyfikacji sposobu odpuszczania w zakresie niebezpiecznej temperatury spadku udarności. Istniejące metody radzenia sobie z tym niekorzystnym efektem opierały się głównie na omijaniu niebezpiecznego zakresu temperatur odpuszczania, lub też modyfikacji składu chemicznego głównie w kierunku przesunięcia zachodzących przemian fazowych do wyższych temperatur.
Efekt kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju wyjaśniany jest z pomocą pięciu głównych teorii naukowych, które w tej pracy zostały poddane szczegółowej weryfikacji:
- 167 -
a) Wpływ nierównomiernego rozpadu (wydzielania z) martenzytu w zakresie temperatur ok. 300 °C, który ma najintensywniejszy przebieg i zachodzi prawie całkowicie na granicach ziaren byłego austenitu. Skutkiem tego następują duże różnice pomiędzy wytrzymałością podstawowej części ziarna a jego warstw przygranicznych.
Większa intensywność procesów rozpadu martenzytu jest równoznaczna ze wzrostem procesów wydzielania z martenzytu w pobliżu granic ziaren byłego austenitu. Efektem zwiększonej intensywności wydzielania jest uzyskanie mikrostruktury martenzytu odpuszczonego z dużą ilością węglików, czego skutkiem powinno być zwiększenie w tej strefie odporności na pękanie. Potwierdzeniem tej opinii są zamieszczone w pracy badania fraktograficzne (patrz rodzi. 4.4.2) powierzchni przełomów próbek udarnościowych. Faktycznie widać występujące różnice w charakterze przełomów pomiędzy strefami przygranicznymi a wnętrzem ziaren byłego austenitu w przypadku każdej badanej stali. Jednakże, w strefach przygranicznych widać wyraźny przełom dołeczkowy, co wskazuje na dużą odporność na pękanie tych stref.
b) Niezależnie zarodkujący cementyt powoduje rozpuszczanie się wydzielonych wcześniej węglików przejściowych lub skupisk atomów węgla. Pociąga to za sobą redystrybucję atomów węgla w rejony granic ziaren, granic listew martenzytu lub też w rejony granic mikrostruktury komórkowej. Przez to dochodzi do lokalnego obniżenia odporności na pękanie tych miejsc w mikrostrukturze, które stają się wzbogacone w węgiel.
W pracy nie udowodniono redystrybucji węgla do wymienionych wyżej miejsc uprzywilejowanych ponieważ takich badań w ramach pracy nie prowadzono. Natomiast w pracy przeanalizowano możliwość wpływu mikrostruktury komórkowej na obniżenie udarności odpuszczanej stali. Pokazano, że mikrostruktura komórkowa w badanych stalach tworzy się podczas ich odpuszczania wewnątrz poszczególnych listew martenzytu, wskutek migracji dyslokacji i tworzenia ich splotów, procesów charakterystycznych dla zdrowienia zahartowanej osnowy. Wykazano jednoznacznie, że wielkości drogi swobodniej pęknięcia i wielkość pojedynczej komórki mikrostruktury komórkowej znacznie się od siebie różnią. W zależności od temperatury odpuszczania długość swobodnego pęknięcia jest 14,5, albo 17,5 razy większa niż obserwowana w mikroskopie elektronowym mikrostruktura komórkowa (rozdział 4.6).
- 168 -
Średnia długość swobodnego pęknięcia jest bardzo zbliżona do średniej szerokości pakietu listew martenzytu, choć przy wzroście temperatury odpuszczania w zakres kruchości odpuszczania drugiego rodzaju dla stali W I zaczyna być dłuższa prawie trzykrotnie. Wydzielanie się węglików podczas odpuszczania powoduję zubożenie osnowy w węgiel, co pociąga za sobą zmniejszeniem naprężeń i tetragonalności martenzytu. Mało prawdopodobne jest, aby w obszarach poza rozpuszczanym węglikiem, przesycenie węglem osnowy przekraczało stężenie, które osiągnęła ona po odpuszczaniu przy danej temperaturze. Z tego względu mało prawdopodobne jest, aby w mikrostrukturze odpuszczanej stali mogła się tworzyć sieć obszarów bogatych w węgiel, którego stężenie będzie większe niż to średnie panujące w osnowie.
c) Przypuszcza się, że kruchość odpuszczania I-ego rodzaju wiąże się z zanikiem fazy ciągliwej, jaką jest austenit szczątkowy. Przyczyną spadku udarności może być przemiana austenitu szczątkowego, który w postaci cienkiej warstwy występuje między listwami martenzytu. Austenit szczątkowy przemienia się w martenzyt odpuszczony, czyli kruchą mieszaninę złożoną z przesyconego roztworu węgla w żelazie α i cementytu.
Jednym z głównych dowodów podważających założenia niniejszej teorii są wyniki dla stali W I. Według wyników zamieszczonych w pracy dla tej stali, nie stwierdzono istnienia w jej zahartowanej mikrostrukturze jakiejś mierzalnej ilości austenitu szczątkowego. Bardzo, mała zawartość węgla nie sprzyja jego stabilizacji mechanicznej.
Dla stali W II i W III w których wykryto większe ilości austenitu szczątkowego wykonano dodatkowe badania, które miały na celu weryfikację tej teorii. Na próbkach z tych stali wykonano badania wpływu podwójnego odpuszczania na udarność. Jak zostało to opisane w rozdziale 4.6 nie uzyskano żadnej poprawy ich udarności. W obu przypadkach zarejestrowano nawet nieznacznie zmniejszenie udarności. Według założeń wykonanych badań, dodatkowe odpuszczanie powinno spowodować intensywniejsze odpuszczenie stref, w których znajdował się uprzednio austenit i uzyskanie jednorodnej odpuszczonej mikrostruktury w objętości całej próbki. Gdyby przyczyną spadku udarności były obszary przemienionego austenitu, uzyskanie jednorodnej mikrostruktury powinno umożliwić osiągnięcie udarności stali na poziomie z przed spadku udarności.
- 169 -
d) Wydzielanie cementytu przy odpuszczaniu na granicach ziaren byłego austenitu przyczynia się do segregacji takich pierwiastków jak arsen, antymon, cyna i fosfor poprzez usuwanie ich z rosnących cząstek do granic cementyt-osnowa.
W przypadku badanych stali w trakcie komponowania i zamawiania składów chemicznych szczególną uwagę zwrócono na te niebezpieczne pierwiastki. Oprócz fosforu, który i tak jest na bardzo niskim poziomie, zawartość pozostałych pierwiastki była na tyle ograniczone, że nie można było określić ich ilości przy użyciu dostępnych analiz składu chemicznego. Pomimo tak restrykcyjnej zawartości tych pierwiastków, kruchość odpuszczania i tak wystąpiła.
e) Kruchość odpuszczania I-ego rodzaju tłumaczy się wydzielaniem podczas odpuszczania węglików i ich wzrostem. Powodem spadku udarności stali jest ich płytkowy kształt i krytyczna długość.
Potwierdzeniem powyższego założenia są badania Pietikaina [174], w których wykazał, że przy krótkich czasach odpuszczania kruchość odpuszczania I rodzaju nie występuje, co prowadzi do stwierdzenia, że przyczyną tej kruchości musi być proces dyfuzyjny. Powyższe stwierdzenie wskazuje przede wszystkim na cementyt. Jednak jak stwierdza Gulajew węgliki w postaci płytek występują jeszcze przed wystąpieniem kruchości odpuszczania I-ego rodzaju a ich kształt jest trwały nawet przy wysokich temperaturach, przy których stal odzyskuje już ciągliwość.
Dlatego w pracy wykonano szczegółową analizę kształtu i wielkości obserwowanych wydzieleń. Wykazano, że pomimo zachowania płytkowego charakteru węglików to wraz ze wzrostem temperatury odpuszczania dochodzi do zmian w kształcie, i wielkości obserwowanych węglików. Na podstawie wykonanej analizy udowodniono, że wraz ze wzrostem temperatury odpuszczania dochodzi do wzrostu średniej długości badanych wydzieleń.
W pracy wskazano, że przy temperaturze odpuszczania w zakresie kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju występuje znaczny wzrost udziału procentowego wydzieleń, których współczynnik kształtu K opisujący wydłużenie wynosi 2 (co oznacza, że ich długość jest dwa razy większa niż szerokość) kosztem sferoidalnych drobnych wydzieleń o współczynniku kształtu 1.
Na podstawie wykonanych badań i analizy wyników opracowano schemat procesów i zjawisk zachodzących w zakresie temperatury odpuszczania powodującej spadek udarności oraz interakcji rozprzestrzeniającego się pęknięcia z mikrostrukturą. Został on zamieszczony na rysunku 90. Czerwona linia oznacza rozprzestrzeniające się pęknięcie, które zostało przerysowane
- 170 -
z rzeczywistych przełomów pokazanych na rysunku 75 i 76. Zostały one przeniesione na schemat mikrostruktury odpuszczanej stali. Na tym schemacie można prześledzić zachodzące podczas odpuszczania procesy oraz wpływ miejsca wydzielania i kształtu węglików na proces pękania.
W niższej temperaturze odpuszczania przed wystąpieniem efektu kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju w mikrostrukturze przeważają drobne krótkie wydzielenia, które raczej blokują rozwój pęknięcia, czego efektem jest częsta zmiana jego kierunku i poszarpany charakter przełomu. Ze wzrostem temperatury odpuszczania zwiększa się długość węglików i częściej występują na granicach ale także wewnątrz listew martenzytu. W tym przypadku otrzymuje się bardziej stabilny kierunek pękania, który wg schematu przebiega w poprzek listew martenzytu, w których wydłużone wydzielenia cementytu tworzą drogi łatwego pękania.
- 171 -
a) b)
c) d)
Rys. 90. Schemat rozprzestrzeniającego się pęknięcia na tle mikrostruktury odpuszczonej stali przy temperaturze a, c) tuż przed wystąpieniem kruchości opuszczania pierwszego rodzaju, i b, d) po odpuszczaniu w której występuje efekt kruchości opuszczania pierwszego rodzaju
- 172 -
Analiza procesów zachodzących w mikrostrukturze odpuszczanej stali w połączniu z mechaniką pękania i szeroką znajomością wpływu kinetyki przemian fazowych na mikrostrukturę i własności stali, pozwoliła zaproponować modyfikację sposobu odpuszczania stali celem zniwelowania efektu kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju i poprawy udarności stali. Opisano to w rozdziale 4.7, w którym zawarto modyfikację obróbki cieplnej stali i ostatecznie osiągnięto wzrost udarności w porównaniu do próbek odpuszczanych klasycznie.
Zaproponowana modyfikacja otwiera nowy rozdział wpływu bardzo szybkiego nagrzewania do temperatury odpuszczania na własności stali, która możliwa jest do osiągnięcia na skalę przemysłową.
1. Na przełomach próbek udarnościowych występuje widoczna różnica pomiędzy strefą przygraniczną a wnętrzem ziaren byłego austenitu w przypadku każdej badanej stali. W strefach przygranicznych widać wyraźny typ przełomu dołeczkowego, co sugeruje dużą odporność na pękanie tych miejsc.
2. Wielkości drogi swobodniej pęknięcia i wielkość pojedynczej komórki mikrostruktury komórkowej znacznie się od siebie różnią. W zależności od temperatury odpuszczania długość swobodnego pęknięcia jest 14,5 albo 17,5 razy większa niż obserwowana mikrostruktura komórkowa.
3. Średnia długość swobodnego pęknięcia jest bardzo zbliżona do średniej szerokości pakietu listew martenzytu, choć przy wzroście temperatury odpuszczania w zakres kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju dla stali W I zaczyna być dłuższa prawie trzykrotnie, co wskazuje, że pęknięcie propaguje nie tylko wzdłuż listew ale przed wszystkim przez kilka równocześnie, nie zmieniając drogi pękania nawet na granicach listew.
4. Na podstawie wykonanej analizy wykazano, że wraz ze wzrostem temperatury odpuszczania dochodzi do wzrostu średniej długości badanych wydzieleń.
5. W zakresie kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju występuje duży udział procentowy wydzieleń, których współczynnik kształtu K wynosi 2 (co oznacza, że ich długość jest dwa razy większa niż szerokość) kosztem sferoidalnych drobnych wydzieleń o współczynniku kształtu 1.
6. Na podstawie przedstawionych wyników badań uznano, że bezpośrednią przyczyną powstania kruchości odpuszczania pierwszego rodzaju w badanych stalach są wydzielania cementytu. Powstają one wzdłuż uprzywilejowanych miejsc przekraczając odległość krytyczną pomiędzy niemi i tworzą drogi łatwego pękania.
- 173 -
Literatura
[1] J. Pacyna, Projektowanie składów chemicznych stali, Uczelniane Wydawnictwo
Naukowo-Dydaktyczne AGH, Kraków, 1999.
[2] J.R. Davis, ASM Handbook. Heat Treating, 1991.
[3] C.R. Brooks, Principles of the Heat Treatment of Plain Carbon and Low Alloy Steels, ASM International, Ohio, 1996.
[4] S. Murphy, A. Whiteman, The precipitation of epsilon-carbide in twinned martensite,
Metall. Trans. 1 (1970) 843–848.
[5] C. Lee, K. Lee, D. Li, S. Yoo, W. Nam, Microstructural influence on fatigue properties of a high-strength spring steel, Mater. Sci. Eng. A. 241 (1998) 30–37.
[6] R. Dąbrowski, J. Pacyna, Wpływ wanadu na własności mechaniczne stali o silnym
tle innych pierwiastków stopowych, Inżynieria Mater. 27 (2006) 812–816.
[7] J. Pacyna, Kinetyka Przemian fazowych stali narzędziowych o wielkiej hartowności.
Badania własne., Kraków, 1999.
[8] J. Pacyna, Metaloznawstwo pękania stali narzędziowych. Zeszyty naukowe AGH,
Zeszyty naukowe AGH, Kraków, 1988.
[9] L.A. Dobrzański, Metaloznawstwo i obróbka cieplna materiałów narzędziowych,
WNT, Warszawa, 1990.
[10] T. Malkiewicz, Metaloznawstwo stopów żelaza, 2nd ed., PWN, Warszawa - Kraków,
1978.
[11] E. Żmichorski, Stale narzędziowe i obróbka cieplna narzędzi, WNT, Warszawa, 1976.
[12] A.K. Sinha, Physical metallurgy handbook, McGraw-Hill handbooks, 2003.
[13] I. Novikov, Theory of Heat Treatment of Metals, Mir Publishers, Moscow, 1978.
[14] Z. Kędzierski, Przemiany fazowe w metalach i stopach, AGH Kraków, Kraków, 2001.
[15] J. Nutting, Metallography of alloying steels, Hut. Wiadmości Hut. 36 (1969) 623– 648.
[16] K. Przybyłowicz, Metaloznawstwo, 6th ed., WNT, Warszawa, 1999.
- 174 -
[18] S. Prowans, S. Okoniewski, Obróbka cieplna metali, Państwowe Wydawnictwa
Szkolnictwa Zawodowego, Warszawa, 1962.
[19] J. Pacyna, Metaloznawstwo. Wybrane zagadnienia, Uczelniane Wydawnictwo
Naukowo-Dydaktyczne AGH, Kraków, 2005.
[20] M. Blicharski, Inżynieria Materiałowa. Stal, WNT, Warszawa, 2004.
[21] J. Adamczyk, Metaloznawstwo teoretyczne, Wydawnictwo Politechniki Śląskiej,
Gliwice, 1991.
[22] L.A. Dobrzański, Podstawy nauki o materiałach i metloznawstwo.pdf, (2002) 1501.
[23] C.B. Ma, T. Ando, D.L. Williamson, G. Krauss, Chi-carbide in tempered high carbon
martensite, Metall. Trans. A. 14 (1983) 1033–1045.
[24] G. Krauss, The 2000, ASM Handbook Volume 9 Metallography and Microstructures
Martensitic Structures, AMS Handbook Committee, 2004.
[25] K.H. Prabhudev, Handbook of Heat Treatment of Steels, New Delhi [etc.]: Tata McGraw-Hill, 1988.
[26] O.D. Sherby, J. Wadsworth, D.R. Lesuer, C.K. Syn, Revisiting the Structure of Martensite in Iron-Carbon Steels, Mater. Trans. 49 (2008) 2016–2027.
[27] M. Umemoto, E. Yoshitake, I. Tamura, The morphology of martensite in C,
Fe-Ni-C and Fe-Cr-C alloys, J. Mater. Sci. 18 (1983) 2893–2904.
doi:10.1007/BF00700770.
[28] G. Krauss, A.R. Marder, The morphology of martensite in iron alloys, Metall. Trans. 2 (1971) 2343–2357.
[29] J.R. Yang, T.H. Yu, C.H. Wang, Martensitic transformations in AISI 440C stainless
steel, Mater. Sci. Eng. A. 438–440 (2006) 276–280.
[30] C. Sarikaya, Crystallography of Lath Martenisite and Stabilization of Retained Austenite, niversity of Califroania, 1982.
[31] A. Shibata, S. Morito, T. Furuhara, T. Maki, Characterization of Substructure Evolution in Ferrous Lenticular Martensite, Mater. Sci. Forum. 654–656 (2010) 1–6. [32] A. Bensely, A. Prabhakaran, D. Mohan Lal, G. Nagarajan, Enhancing the wear resistance of case carburized steel (En 353) by cryogenic treatment, Cryogenics (Guildf). 45 (2006) 747–754.
[33] A.R. Marder, Structure-Property Relationshipsin Ferrous Transformation Products, Phase Transformation of Ferrous Alloys, in: Int. Conf., TMS, 1984, 11–41.
- 175 -
[35] R. Dąbrowski, J. Pacyna, J. Krawczyk, New High Hardness Mn-Cr-Mo-V Tool
Steel, Arch. Metall. Mater. 52 (2007) 88–92.
[36] J.M. Marder, A.R. Marder, The Morphology of Iron Nickel Massive Martensite, Trans. Metall. Soc. AlME. 62 (1969) 1–10.
[37] W.S. Owen, E.A. Wilson, T. Bell, High Strength Materials, John Wiley and Sons, New York, 1965.
[38] G.R. Speich, W.C. Leslie, Tempering of steel, Metall. Trans. 3 (1972) 1043–1054.
[39] H. Hanemann, A. Schrader, Steel Treating, Trans. Am. Soc. 9 (1926) 169–233.
[40] R.L. Patterson, C.M. Wayman, Massive comprising colonis of lath martensite, Acta
Met. 14 (1966) 347–369.
[41] A. Shibata, T. Murakami, S. Morito, T. Furuhara, T. Maki, The origin of midrib in lenticular martensite, Nippon Kinzoku Gakkaishi/Journal Japan Inst. Met. 73 (2009) 290–298.
[42] M. Umemoto, I. Tamura, Proceedings of the ICOMAT-79, in: Conf. Cambridge
Mass. USA, 1959: p. 53.
[43] A. Shibata, S. Morito, T. Furuhara, T. Maki, Substructures of lenticular martensites with different martensite start temperatures in ferrous alloys, Acta Mater. 57 (2009) 483–492.
[44] A.R. Marder, A.O. Benscoter, Trans., ASM. 61 (1968) 293–299.
[45] P. Bała, Kinetyka przemian fazowych przy odpuszczaniu i jej wpływ na własności stali, 2007. Praca doktorska. Promotor Jerzy Pacyna.
[46] S. Rudnika, Metaloznawstwo, PWN, Warszawa, 1998.
[47] E. Houdremont, Handbook of the special steels, Springer-Verlag, Berlin, Heidelberg
M .B. H. Dusseldorf, 1956.
[48] E.C. Bain, M.W. Paxton, Alloying Elements in Steel, in: Am. Soc. Met., Cleveland,
1961.
[49] A. Jedrzejewska-Strach, Wpływ manganu na kinetykę przemian fazowych, strukturę
i własności stopów modelowych stali konstrukcyjnych, AGH University of Science and Technology, 1995. Praca doktorska. Promotor Jerzy Pacyna.
[50] M. Dubiel, Przemiany fazowe w stopach modelowych z chromem imitujących
osnowę zahartowanych stali konstrukcyjnych i nierdzewiejących, AGH, Kraków, 1996. Praca doktorska. Promotor Jerzy Pacyna.
- 176 -
[51] M. Jung, S.J. Lee, Y.K. Lee, Microstructural and dilatational changes during tempering and tempering kinetics in martensitic medium-carbon steel, Metall. Mater. Trans. A Phys. Metall. Mater. Sci. 40 (2009) 551–559.
[52] J. Pacyna, Dilatometric investigations of phase transformations at heating and cooling of hardened, unalloyed, high-carbon steels, J. Achiev. Mater. 46 (2011) 7– 17.
[53] M. Hayakawa, M. Tanigami, M. Oka, Low temperature aging of the freshly formed
martensite in an Fe-Ni-C alloy, Metall. Trans. A. 16 (1985) 1745–1750.
[54] K.A. Taylor, J.B. Vander Sande, M. Cohen, Discussion of An Interpretation of the Carbon Redistribution Process during Aging of High-Carbon Martensite, Metall. Trans. A. 24A (1993) 2585–2588.
[55] C. Zhu, A. Cerezo, G.D.W. Smith, Carbide characterization in low-temperature tempered steels, Ultramicroscopy. 109 (2009) 545–552.
[56] J.-M.R. Génin, On the morphology of the modulated precipitation of extended multiplets and Fe9C4 epsilon or eta carbide obtained by aging and tempering in Fe- C martensite, Metall. Trans. A. 19 (1988) 2901–2909.
[57] J.-M.R. Génin, The clustering and coarsening of carbon multiplets during the aging of martensite from mössbauer spectroscopy: The preprecipitation stage of epsilon carbide, Metall. Trans. A. 18 (1987) 1371–1388.
[58] O.N.C. Uwakweh, P. Bauer, J.M.R. Genin, The Mössbauer kinetics of the evolution
of martensite during the ageing and first stage of tempering in high carbon steel, Hyperfine Interact. 45 (1989) 365–372.
[59] M. Cohen, G.B. Olsonand, W.S. Owen, Introduction: Martensite in Perspective, in: ASM Int. Mater. Park. OH, 1992: s. 1–10.
[60] K. Ullakko, V.G. Gavriljuk, V.M. Nadutov, Aging of freshly formed Fe- based martensites at low temperatures, Metall. Mater. Trans. A. 25 (1994) 889–909.
[61] R. Kaplow, M. Ron, N. DeCristofaro, Mössbauer effect studies of tempered
martensite, Metall. Trans. A. 14 (1983) 1135–1145.
[62] C. Lerchbacher, S. Zinner, H. Leitner, Carbon Distribution and the Influence on the Tempering Behaviour in a Hot-Work Tool Steel Aisi H11, Adv. Mater. Res. 409 (2011) 702–706.
- 177 -
[63] F.G. Caballero, M.K. Miller, C. Garcia-Mateo, C. Capdevila, S.S. Babu,
Redistribution of alloying elements during tempering of a nanocrystalline steel, Acta Mater. 56 (2008) 188–199.
[64] R. Haimann, Przemiana martenzytyczna, 1999.
[65] R.C. Thomson, M.K. Miller, An atom probe study of cementite precipitation in autotempered martensite in an F e - M n - C alloy, Appl. Surf. Sci. 95 (1996) 313– 319.
[66] M. Blicharski, Przemiany fazowe, Uczelniane Wydawnictwo Naukowo-Dydaktyczne
AGH, Kraków, 1990.
[67] O.N.C. Uwakweh, J.M.R. Génin, J.F. Silvain, Electron microscopy study of the aging and first stage of tempering of high-carbon Fe-C martensite, Metall. Trans. A. 22 (1991) 797–806.
[68] I. Gutierrez, J. Aranzabal, F. Castro, J.J. Urcola, Homogeneous formation of epsilon carbides within the austenite during the isothermal transformation of a ductile iron at 410 ??C, Metall. Mater. Trans. A. 26 (1995) 1045–1060.
[69] K.A. Taylor, L. Chang, G.B. Olson, G.D.W. Smith, M. Cohen, J.B. Vander Sande, Spinodal decomposition during aging of Fe-Ni-C martensites, Metall. Trans. A. 20 (1989) 2717–2737.
[70] A.T.W. Barrow, J.H. Kang, P.E.J. Rivera-Díaz-Del-Castillo, The ε → η → θ transition in 100Cr6 and its effect on mechanical properties, Acta Mater. 60 (2012) 2805–2815.
[71] S. Nagakura, Y. Hirotsu, M. Kusunoki, T. Suzuki, Y. Nakamura, Crystallographic study of the tempering of martensitic carbon steel by electron microscopy and diffraction, Metall. Trans. A. 14 (1983) 1025–1031.
[72] K.A. Taylor, G.B. Olson, M. Cohen, J.B. Vander Sande, Carbide Precipitation during
Stage I Tempering of Fe-Ni-C Martensites, Metall. Trans. A. 20A (1989) 2749– 2765.
[73] G.E. Totten, Steel Heat Treatment: Metallurgy and Technologies, CRC Press, 2006.
[74] M. Strach, Struktura i własności stali krzemowych oceniane na podstawie badań stopów modelowych o różnym stężeniu krzemu i węgla, Praca doktorska, AGH Kraków, 1995.
- 178 -
[75] P. V. Morra, a. J. Böttger, E.J. Mittemeijer, Decomposition of iron-based martensite: A kinetic analysis by means of differential scanning calorimetry and dilatometry, J. Therm. Anal. Calorim. 64 (2001) 905–914.
[76] R. Dziurka, J. Pacyna, The Analysis of the First Stage Tempering of the Medium Carbon Cr-Mn- Mo Alloy Steel, Solid State Phenom. 204 (2013) 67–70.
[77] L.A. Dobrzański, E. Hajduczek, J. Marciniak, R. Nowosielski, Metaloznawstwo i obróbka cieplna materiałów narzędziowych, WNT, Warszawa, 1990.
[78] J. Jech, Heat treatment of steel. Mietllurgija, Moscow, 1979.
[79] J. Pacyna, Projektowanie składów chemicznych i struktur stali, Hut. Wiadomości Hut. 4 (2005) 231–232.
[80] P. Bała, J. Pacyna, J. Krawczyk, The kinetics of phase transformations during tempering of Cr-Mo-V medium carbon steel, J. Achiev. Mater. Manuf. Eng. 18 (2006) 47–50.
[81] P. Bała, J. Pacyna, J. Krawczyk, The kinetics of phase transformations during tempering of low alloy medium carbon steel, Arch. Mater. Sci. 28 (2007) 98–104.
[82] P. Bała, The Kinetics Of Phase Transformations During Tempering Of Tool Steels
With Different Carbon Content, Arch. Metall. Mater. 54 (2009) 491–498.
[83] P. Bała, J. Pacyna, J. Krawczyk, Continuous heating from as-quenched state in a new hot-work steel, Arch. Mater. Sci. Eng. 28 (2007) 517–524.
[84] P. Bała, J. Pacyna, The influence of kinetics of phase transformations during tempering on high-speed steels mechanical properties, J. Achiev. Mater. Manuf. Eng. 43 (2010) 64–71.
[85] F. Wever, H. Lange, Mitt. Kaiser-Wilhelm-Ins., Eisenforsch Düsseld. 14 (1932) 71. [86] N.P. Allen, L.B. Pfeil, W.T. Grifiths, 2nd Report, in: Alloy Steels Res. Comm, Iron
and Steel Institute, London, 1939: s. 369.
[87] D.P. Antia, A. Felcher, M. Cohen, Transaction, ASM. 32 (1944) 290.
[88] W.E. Hofer, E.M. Cohn, W.C. Peebles, American, Chem. Soc. 71 (1949) 189.
[89] K.H. Jack, Acta, Cryst. 3 (1951) 392.
[90] F.W.C. Boswell, On the occurrence of ε-carbide in iron, Acta Crystallogr. 11 (1958) 51–52.
[91] G.Z. Hägg, Powder Photographs of a New Iron Carbide, Crystalography. 89 (1934)
- 179 -
[92] F., Staub J., Adamczyk Ł., Cieślak J., Gubała A., Maciejny, Metaloznawstwo, 4th ed., Śląskie Wydawnictwo Techniczne, Katowice, 1994.
[93] H.E. Du Plessis, J.P.R. De Villiers, G.J. Kruger, Re-determination of the crystal structure of χ-Fe5C2 Hägg carbide, Zeitschrift Fur Krist. 222 (2007) 211–217. [94] H.E. Du Plessis, J.P.R. De Villiers, G.J. Kruger, a. Steuwer, M. Brunelli, Rietveld
and pair distribution function study of Hägg carbide using synchrotron X-ray