Oddziaływanie odpuszczania z dużymi szybkościami nagrzewania i odkształcenia plastycznego na umocnienie stali sprężynowej węglowej

Z E S Z Y T Y N A U K O W E

P O L I T E C H N I K I Ś L Ą S K I E « !

:. ■* - * j _______________________

MECHANIKA

) - Z . 6 0

G L I W I C E

1 9 7 7

SPIS TREŚCI

1. W S T Ę P ...

2. O D D ZIA ŁYW AN IE W AD SIECI K R YSTALIC ZN E J I ATOMÓW W ĘG LA W PROCESIE ODPUSZCZANIA M A R TE N ZY TU . . 3. W P Ł Y W G RANIC Z IA R N ORAZ PODSTRU KTU RY N A UMOC­

NIENIE S T A L I W OBECNOŚCI W YDZIELEŃ F A Z Y WTÓRNEJ

B A D A N IA W Ł A S N E ...

4.1.

Cel i przebieg b a d a ń ... ...

5. W Y N IK I I A N A L IZ A B A D A N ...

6. W N I O S K I ...

7. L IT E R A T U R A ...

8. S T R E S Z C Z E N IA ...

9. A T L A S S T R U K T U R ...

Str.

3

5

9 13 13 16 37 40 44 50

J

POLITECHNIKA ŚLĄSKA

V,o

ZESZYTY NA UK O W E

•"n 336.//77

D A N U T A S ZE W IE C ZE K

ODDZIAŁYWANIE ODPUSZCZANIA Z DUŻYMI SZYBKOŚCIAMI NAGRZEWANIA I ODKSZTAŁCENIA PLASTYCZNEGO NA UMOCNIENIE STALI

SPRĘŻYNOWEJ WĘGLOWEJ

G L I W I C E

Opiniodawcy:

Prof. dr hab. inż. Łu cja Cieślak Prof. dr inż. Z bign iew Głow acki Prof. dr hab. inż. Z ygm u n t Steininger

REDAKTOR N A C ZE LN Y W YD A W N IC TW U C ZELN IAN YC H PO LITE C H N IK I SLĄSKIEJ

Jan Bandrowski

RED AK TO R D ZIA ŁU

SEKRETARZ REDAKCJI

Wydano za zgodą Rektora Politechniki Śląskiej

Dział Wydawnictw Politechniki Śląskiej Gliwice, ul. Kujawska 2

N a k ł . 50+150 A r k . w y d . 4,3 A r k . d r u k . 4 P a p i e r o f f s e t o w y k l. I I I 70x100. 70 g O d d a n o d o d r u k u .3.1977 P o d p i ? . d o d r u k u 16.C4 1977 D r u k z a k o ń c z , w m a ju 1977

Z a m 450/77 C e n a z ł 11,—

Skład, fotokopie, druk i oprawę

wykonano w Zakładzie Graficznym Politechniki Śląskiej w Gliwicach

Stal, będąc głównym tworzywem konstrukcyjnym współczesnej techniki, jest nadal przedmiotem licznych prac badawczych, stanowiących zazwyczaj podstawę nowych opracowań technologicznych. Poprawę bądź zmianę własności stali można uzyskać zarówno poprzez modernizację składu chemicznego jak i technologii wytwarzania. Czynniki te oddziaływują na własności głównie przez zmianę struktury.

Wśród materiałów stosowanych do wyrobu odpowiedzialnych części maszyn i przyrządów ważne miejsce zajmują druty sprężynowe, które powinny cecho­

wać się wysokimi własnościami wytrzymałościowymi, a także plastycznymi.Po­

nadto, ze względu na konieczność zapewnienia dużej wytrzymałości na zmę­

czenie technologia drutów sprężynowych musi zapewnić ich gładką powierzch- chnię bez odwęglenia i utlenienia. Znacznie bardziej czułe na wady po­

wierzchniowe są druty ulepszane cieplnie niż patentowane. Dodatkową wadę drutów ze stali węglowych ulepszanych cieplnie jest ich mała "odporność"

na odpuszczanie, związana z nadmiernym rozrostem skoagulowanych węglików w temperaturach powyżej 400°C. Dlatego też przy nagrzewaniu konwencjonal­

nym wzrost temperatury odpuszczania powoduje znaczne obniżenie własności wytrzymałościowych i sprężystych drutu. Z kolei w drutach patentowanych i ciągnionych dużą rolę odgrywa problem rozwarstwień powierzchniowych przy skręcaniu. Oakość drutów sprężynowych wykonanych z walcówki bez wad hut­

niczych zależy więc od poziomu stosowanych technologii; drutu ulepszonego cieplnie od technologii obróbki cieplnej, zaś patentowego głównie od tech­

nologii ciągnienia. Dlatego też zagadnienie modernizacji technologii wy­

twarzania drutów sprężynowych jest nadal aktualne.

Przystępując do rozwiązania zagadnienia przyjęto tezę, że efektywnym sposobem podwyższenia własności stali jest optymalne zespolenie cieplnego i mechanicznego oddziaływania. Dla racjonalnego rozwiązania tego zagadnie­

nia okazało się konieczne przyjęcie odpowiedniego programu zabiegów tech­

nologicznych, głównie hartowania i odpuszczania z wykorzystaniem dużych szybkości nagrzewania, połączonych z odkształceniem plastycznym w aspekcie oddzielnego oraz zespolonego oddziaływania tych czynników na umocnienie stali sprężynowej węglowej o zawartości 0,6% C. Dobór zabiegów technolo­

gicznych był podyktowany z jednej strony możliwością ich wykorzystania w warunkach przemysłowych, z drugiej zaś strony dążnością do możliwie pełne­

go ujawnienia i poznania zmian strukturalnych im towarzyszących.Celem roz­

wiązania zagadnienia przyjęto odpowiedni program badań i prób mechanicz­

nych i technologicznych, a także ukierunkowanych poznawczych badań struk­

turalnych.

'

.

.

W PROCESIE ODPUSZCZANIA MARTENZYTU

Kinetyka rozpadu metastabilneJ struktury stali zahartowanych jest uwa­

runkowana morfologią martenzytu, stopniem jego przesycenia węglem, gęsto­

ści? i rozmieszczeniem wad sieciowych oraz warunkami cieplnymi jego roz­

padu w . Istotnym czynnikiem wpływającym na rozpad martenzytu w procesie odpuszczania jest wzajemne oddziaływanie wad sieci krystalicznej i atomów węgla. Początkowe zmiany strukturalne przy odpuszczaniu są związane z roz­

lokowaniem atomów węgla w sieci martenzytu. Już podczas chłodzenia poni­

żej temperatury Mg następuje rozmieszczenie atomów węgla w wyniku współ­

działania z wadami sieciowymi austenitu, decydujące o segregacji węgla na dyslokacjach w utworzonym martenzycie oraz Jego tetragonalności [2-6].

W miarę obniżania temperatury ruchliwość dymlokacji maleje w wyniku segre­

gowania do nich atomów węgla [8, 9] . Atomy węgla podczas chłodzenia segre­

gują przede wszystkim na dyslokacjach śrubowych, gdyż znajdują tam dogod­

ne luki oktaedryczne [l, 5]. Procesy segregacji węgla przyspiesza obecność wakansów zgrupowanych w temperaturze pokojowej po hartowaniu zazwyczaj na dyslokacjach oraz częściowo na granicach ziarn

. Obecność wakansów u- łatwia migrację atomów węgla do dyslokacji, zwiększając segregację tego pierwiastka na dyslokacjach.

Wady budowy sieci krystalicznej zmieniają kinetykę rozpadu martenzytu w zakresie od około -50 do 130°C [11-14]. Przy gęstości dyslokacji wyno-

11 —2

szącej 10 . cm około 90% atomów węgla zajmuje pozycje w polu odkształ­

ceń dyslokacji [15] . Znaczne nagromadzenie skupień dyslokacji np.w marten­

zycie niskowęglowym zawierającym do 0,2% C powoduje, że około 85% atomów węgla jest związane z dyslokacjami [ll, 2, 5]. Ilość atomów węgla związa­

na z dyslokacjami w martenzycie stali zawierających do 0,5% C wynosi oko­

ło 75% [ 2 ^, 5 ]. Jeżeli w strukturze obok martenzytu płytkowego występuje martenzyt zbliźniaczony, wówczas udział węgla związanego z dyslokacjami zmniejsza się, gdyż w obszarach martenzytu zbliźniaczonego,występująca gę­

stość dyslokacji jest porównywalna z gęstością dyslokacji stali w stanie wyżarzonym [ 14 ]. Przy zawartości węgla 0,8% C, w strukturze stali zaharto­

wanej występuje około 35% martenzytu zbliźniaczonego i około 65% węgla se­

greguje do dyslokacji [ 14 ] . W stalach wysokowęglowych gęstość dyslokacji nie wystarcza do całkowitego związania rozpuszczonego węgla w roztworze stałym. Dlatego w martenzycie tych stali obserwuje się tworzenie stref bliskiego uporządkowania wzbogaconych w węgiel wzdłuż określonych pła­

szczyzn krystalograficznych. Strefy te powstają w martenzycie płytkowym

- 6 -

wzdłuż płaszczyzn

a w zbliźniaczonym w płaszczyznach bliźniskowa- nia

[l, 16, 17].

W procesie niskotemperaturowego odpuszczania martenzytu stali węglo­

wych tworzę się zazwyczaj węgliki

oraz niskotemperaturowy Fe C

[18-34] . 3

Węglik

tworzy się w momencie, kiedy od około 70 do 77% pozycji mię­

dzywęzłowych w polu odkształceń dyslokacji Jest zajętych przez atomy wę­

gla. Energia wiązania atomów węgla z dyslokacjami Jest większa aniżeli ato­

mów węgla i żelaza w węgliku f i [35]. Dlatego w stalach poniżej 0,2% C prak­

tycznie cały węgiel pozostaje w obrębie pola naprężeń dyslokacji aż do u- tworzenia Fe3C [ 14 ]. Odpuszczanie stali węglowych o zawartości węgla po­

wyżej 0.2% w zakresie od około 150 do 230°C prowadzi do tworzenia węglika

£ [2i. 29] , którego skład zawiera się od F e ^ C do Fe,, 4C a nawet do Fe.C.

Węglik £ o sieci heksagonalnej i parametrach': a = 0,273 nm. c= 0,433 nm wykazuje względem osnowy orientację [36, 20, 30]:

(

II (

)M;

(0011)£

(010)M ;

1120

5

W martenzycie zbliźniaczonym tworzy się niewielka ilość niskotemperaturo­

wego Fe3C [37, 32, 2] o sieci rombowej i parametrach: a = 0,403 nm b =

= 0,495 nm, c = 0,705 nm.

W stalach zawierajęcych powyżej 0,8% C odpuszczonych w zakresie od 120 do 150 c stwierdzono, że fazę w y d z i e l a j ą si? z martenzytu w pierwszej kolejności Jest węglik

Fe2C o sieci romboedrycznej [33. 34 ] i nastę- pujęcych parametrach: a = 0,285 nm. b = 0.471 nm, c = 0,432 nm. wykazuję- cy orientację względem osnowy:

( 0 0 1 ^ II

(001)M [ 100 ^{]^}

Odpuszczanie w zakresie temperatur 250 do około 360ac powoduje wydziela­

nie cementytu Fe3C. Komórka elementarna cementytu o sieci rombowej wyka­

zuje następujęce parametry: a = 0,4519 nip, b = 0,5079 nm, c = 0.6730 nm.

Wydzielenie Fe3C wykazuję najczęściej względem osnowy orientację usta- J .0 nę przez Bagarjackiego [38] , potwierdzoną między innymi w pracach [29, 39-41], a mianowicie:

W Fe3C

Po odpuszczaniu w wymienionych zakresach temperatur pozostała część węgla wydziela się w procesie niezależnego zarodkowania. Sumaryczna ilość węgla uczestnicząca w niezależnym zarodkowaniu wynosi od 0,2 do 0,3% ogólnej za­

wartości węgla w stali [42, 5, 14]. Równocześnie z niezależnym zarodkowa­

niem następuje przemiana "in situ" węglika « w Fe3C, co jest możliwe dzię­

ki małej energii aktywacji przemiany rzędu 6000 kcal/mol [20, 43j .

Opisanym procesom towarzyszy spadek koncentracji węgla w roztworze sta­

łym do stanu równowagi termodynamicznej ferrytu [ 14 ]. Podwyższenie tempe­

ratury odpuszczania do zakresu 350 do 400°C sprzyja koagulacji cementytu w stalach węglowych. Powyżej 550°C w stalach węglowych cząstki cementytu maję kształt sferoldów, a ich wielkość zwiększa się wraz z temperaturę i upływem czasu odpuszczania [44].

Przemiany podczas odpuszczania martenzytu są determinowane procesami dyfuzyjnymi. Oznacza to, że kinetyka rozpadu produktów hartowania stali uzależniona jest zarówno od wad sieci krystalicznej martenzytu jak i ciepl­

nych warunków jego rozpadu.

Wzrost gęstości wad sieci w martenzycie można wywołać różnymi sposoba­

mi. Oednym ze sposobów jest zespolone oddziaływanie odkształcenia plastycz­

nego w temperaturze pokojowej przed hartowaniem oraz dużych szybkości na­

grzewania w procesie austenityzacji. W wyniku obserwuje się zjawisko prze­

kazania pewnej ilości wad sieci krystalicznej z nagrzewanej struktury sta­

li do austenitu [50, 51]. Uzyskanie maksymalnego efektu sprowadza się w pierwszej kolejności do doboru warunków odkształcenia plastycznego stali, zapewniajęcych utworzenie komórkowej struktury dyslokacyjnej lub podziarn;

możliwe jest to do osiągnięcia w przedmiotach o niewielkich przekrojach i jest związane z intensywnie przebiegajęcym procesem zdrowienia dynamicz­

nego w czasie gniotu na zimno. Następnie warunki austenityzowania,tj,szyb­

kość nagrzewania oraz temperatura powinny umożliwić odziedziczenie i za­

chowanie wad sieci krystalicznej nagrzewanej stali. W wynika następnej przemiany martenzytycznej następuje dziedziczenie podstruktury austenitu przez martenzyt [52] , Sumaryczna gęstość dyslokacji obecnych w martenzy—

cie zależy więc od podstruktury austenitu oraz od gęstości dyslokacji do­

datkowo utworzonych podczas przemiany

— of . Warunki cieplne procesów zachodzących podczas odpuszczania stali zahartowanej można zmienić, stosu­

jąc szybkie nagrzewanie [47, 48, 43]. W wyniku wzrostu szybkości nagrzewa­

nia w procesie odpuszczania martenzytu stali węglowych obserwuje się prze­

sunięcie zakresów wydzielania węglików w obszar wyższych temperatur od o- koło 50 do 100°C w porównaniu z nagrzewaniem konwencjonalnym [47, 48, 43], bowiem szybkość nagrzewania stali jest za duża, aby umożliwić przebiega­

nie równoważnych procesów limitowanych dyfuzję w tych samych temperatu­

rach co przy nagrzewaniu z konwencjonalnie stosowanymi szybkościami.

Zgromadzony, w literaturze materiał doświadczalny oraz przesłanki natu­

ry teoretycznej [45-49] pozwalają wnioskować, że obecność większej gęsto­

ści dyslokacji w martenzycie aniżeli zazwyczaj uzyskiwanej w procesie kon-

- 8 -

wencjonalnie prowadzonego hartowania przy współudziale wpływu szybkości nagrzewania w czasie odpuszczania nogę dodatkowo zmienić kinetykę rozpadu martenzytu. W wyniku oczekiwanych zmian w procesach towarzyszących odpu­

szczaniu martenzytu można: spodziewać się uzyskania korzystnych zarówno pod względem morfologicznym jak i własności struktur w stali poddanej tej nie­

konwencjonalnej obróbce cieplnej.

W OBECNOŚCI WYDZIELENI FAZY WTÓRNEJ

W zależności od stosowanych technologii stale osiągają różny poziom u- mocnienia, o którym decyduje ich stan strukturalny. Zjawisko umocnienia stali zawierających dyspersyjne wydzielenie fazy wtórnej skupia się wokół dwóch zasadniczych problemów. Pierwszy z nich dotyczy podstawowych mecha­

nizmów umocnienia roztworów stałych analizowanych w oparciu o zjawiska od­

działywania dyslokacji z wydzieleniami fazy wtórnej. Natomiast drugi pro­

blem więżę się z uzupełniającymi mechanizmami umocnienia roztworów sta­

łych przez granice ziarn i podstrukturę w obecności wydzieleń fazy wtór­

nej. W opracowaniu będzie omawiany głównie drugi z wymienionych problemów.

Wpływ wielkości ziarna na granicę plastyczności

daje opisać się

równaniem [53, 54] ^

_ i

6 y = 6 o * kV * d ? ( ! )

gdzie:

d - średnia średnica ziarna płaskiego;

ky - stała.

Równanie (1) Hńlla-Petcha zostało wprowadzone i stwierdzone początko­

wo dla żelaza oc i dla metali krystalizujących w sieci A2. Następnie to podstawowe równanie zostało przekształcone w ten sposób, aby uwzględnić wpływ i. innych czynników poza wielkością ziarna na granicę plastyczności.

E. Hornbogen i H. Warlimont [55] podają, że granica plastyczności czyste­

go metalu wynosi

6 y

=

A ó gz gdzie:

ó 0 “ opory tarcia, którymi sieć poszczególnych ziarn przeciwdziała ru­

chowi dyslokacji. Naprężenie to w temperaturze pokojowej wnosi niewielki udział w całkowitą wytrzymałość stali Jednofazowych.Na­

tomiast w stalach zawierających dyspersyjne wydzielenia faz wtór­

nych należy się liczyć ze zwiększeniem 6 w stosunku do stali

nie zawierających ich [55] ;

- 10 -

Aog

- przyrost granicy plastyczności w wyniku wzrostu gęstości dyslo­

kacji;

AcSgz - przyrost granicy plastyczności wywołany obecnością granic ziarn.

Obecność w stali faz wtórnych wpływa na przyrost granicy plastyczno­

ści spowodowany granicami ziarn względnie podstrukturą. udział w umocnie­

niu stali wydz^leń fazy wtórnej oraz granic ziarn należy rozpatrywać łącz­

nie L56j. Przyrost granicy plastyczności d można wyrazić jako sumę u- mocnienia wniesionego przez wydzielenia

i granice ziarn

.wiel­

kość ta wynosi: w gz

3 .

A d y = A d w + A d gz

• d ? (3)

Przeprowadzone badania wykazały, że zależność (3) jest spełniona dla początkowych stadiów procesu umocnienia wydzieleniowego oraz dla stanu przestarzonego [56]. Wpływ wydzieleń fazy wtórnej i granic ziarn na gra­

nicę plastyczności materiału odzwierciedla wartość stałej ky [57, 58].

Dla roztworu stałego z koherentnymi wydzieleniami fazy wtórnej o średnicy stała ky - l<ymax, przy czym udział wniesiony w umocnienie przez wydzielenia fazy wtórnej i granice ziarn jest addytywny. Przy śred­

nicy wydzieleń fazy wtórnej 2r > 15 nm, ky = O, wówczas granice ziarn nie wnoszą mierzalnego udziału w umocnienie roztworu stałego. W przypadku kiedy średnica cząstek fazy wtórnej osiąga wartość w zakresie 5 nm < 2r'

< 1 5 nm, ky zawiera się w przedziale O < ky < kymax i jest fur*cją wiel­

kości ziarna oraz średnicy wydzieleń fazy wtórnej; równanie (3) nie jest wtedy spełnione.

Powszechnie uważa się, że źródłem dyslokacji w roztworach stałych, za­

wierających koherentne względem osnowy wydzielenie faz wtórnych, są gra­

nice ziarn [59, 60, 57]. Oeżełi warunek ten jest spełniony, można przy­

jąć ze swobodna droga dyslokacji s jest proporcjonalna względnie równa średnicy ziarna d i wówczas otrzymuje się zależność, że

gdzie: c - współczynnik proporcjonalności.

Gdy relacja (4) występuje, naprężenie wywołujące określone odkształcenie plastyczne f i w zależności od wielkości ziarn można wyznaczyć, wykorzystu­

jąc powiązanie między początkiem odkształcenia plastycznego i gęstością dyslokacji

£ " b * 9 •

8 (5)

i jeżeli

AT = oę . G

. b .

b - wektor Burgersa, g - gęstość dyslokacji,

G - moduł sprężystości postaciowej, oę - stała,

At - krytyczne naprężenie wywołujące poślizg w stopie, wówczas otrzymuje się

g d z i e ;

kreślonego stopnia odkształcenia £ , dopóki dyslokacje posiadają swobodną drogę pomiędzy granicami ziarn. W przypadku obecności wewnątrz ziarn nie- koherentnych wydzieleń fazy wtórnej o wielkości przekraczającej pewną kry­

tyczną wartość

wydzielenia mogą stać się źródłem dyslokacji, przy tych naprężeniach co i granice ziarn. Wywołuje to dodatkowe odkształcenie plastyczne uzależnione od zagęszczania wydzieleń o średnicy 2r > 2rc>

W wyniku tego, przy tych samych wartościach naprężenia, stopy zawierające wydzielenia o wymienionych średnicach doznają dodatkowego odkształcenia w porównaniu ze stopem bez wydzieleń. Wówczas zmienia się g i s w równa­

niu (5) przy określonym stopniu odkształcenia plastycznego i zależność (7) wtedy nie obowiązuje. Dla zakresu przejściowego, kiedy tylko część wydzie­

leń fazy wtórnej poeiada średnicę 2r > 2rc< nie została dotychczas opra­

cowana w sposób zadowalający zależność pozwalająca na określenie przyro­

stu granicy plastyczności, wywołanego wtedy zarówno granicami ziarn jak i podstrukturą [58] .

W przypadku wykształconej podstruktury należy uwzględnić jej wkład w umocnienie. Wpływ podstruktury na granicę plastyczności może być oceniony poprzez zmodyfikowane równanie (l) [61-64].

1 1

A Ć gz = oę

. 6 . b(£)? . d 2 (7)

51

Wyznaczona w ten sposób wartość ky = of . G(b . 8 ) obowiązuje dla o-

1

< 5y = <*0 + k'Y ^ 2 ⁽

⁾

jeżeli: ky’s k ’A " p

A - średni wymiar podziarn;

1 1

p - jest wielkością w granicach p <

m = p *

wówczas równanie (8) przechodzi w zależność

(9)

-

12

Wykładnik potęgowy m w równaniu (9) przyjmuje wartości w granicach od

do 1. Wartości m sę w zgodzie zarówno z rezultatami uzyskanymi przez Langforda i Cohena

, badających podstruktury utworzone w procesie od­

kształcania plastycznego oraz Oounga i Sherby’ego [66}, określonych dla stali utwardzonych wydzieleniowo. Wpływ podstruktury na umocnienie okre- ślaję dwa parametry: budowa podgranic i ich kęt dezorientacji» Współczyn­

nik k przyjmuje coraz większe wartości, kiedy średni wymiar podziarna maleje, a wzrasta kęt ich, dezorientacji oraz gęstość dyslokacji w podgra- nicach

Przy kętach dezorientacji sąsiadujących podziarn w zakresie (1t3 )< 0 < 10 granica plastyczności jak również przejściowa tempere- tura kruchości sę zdeterminowane średnią średnicą podziarna [67]. Podgra- nice typu komórkowego przy kątach dezorientacji powyżej 10° zbliżają się swoim oddziaływaniem do granic ziarn dużego kąta [67].

Przyrost umocnienia w stopie zawierającym wydzielenia fazy wtórnej o określonej dyspersji i zagęszczeniu, wywołany powierzchniami granic ziarn lub podziarn nie jest dominujący, a wpływ podgranic jest mniejszy niż gra­

nic ziarn [64]. Oednak nie ten czynnik zadecydował o tym, że dąży się za­

zwyczaj do otrzymania struktur drobnoziarnistych lub z wykształconą pod- strukturą.

Wzrost granicy plastyczności, wywołany obecnością wydzieleń faz wtór­

nych, powoduje na ogół obniżenie własności plastycznych stali oraz zwięk­

sza jej skłonność do kruchego pękania. Do czynników strukturalnych powo­

dujących wzrost umocnienia stali, a równocześnie zapewniających zadawala­

jącą plastyczność i obniżających przejściową temperaturę kruchości, zali­

cza się dużą powierzchnię granic ziarn oraz podgranic. W wyniku zostają podwyższone podstawowe własności konstrukcyjne stall. Jak wytrzymałość na rozciąganie przy statycznych i cyklicznych obciążeniach i odporność na kruche pękanie w porównaniu dó stali nie wykazujących drobnego ziarna lub wykształconej podstruktury [68-70].

Celem sprostania omówionym wymogom dotyczącym własności stali należy w obrębie tego samego składu procentowego modyfikować technologię obróbki cieplnej i odkształcenia plastycznego w ten sposób, aby uzyskać strukturę 0 dużej dyspersji i zagęszczeniu wydzieleń fazy wtórnej, drobnym ziarnie 1 podziemie.

Odpowiedzi na pytanie czy założenia odnośnie modernizacji technologii wytwarzania drutów sprężynowych ze stali węglowej poprzez wykorzystania pa­

rametru szybkości nagrzewania w procesach hartowania i odpuszczania, a w dalszej kolejności odkształcania plastycznego sę słuszne, miały dostar­

czyć badania, których wyniki przedstawiono w następnym rozdziale.

Podstawowym calem pracy było wykazanie współzależności zjawisk struk­

turalnych wywołanych szybkim nagrzewaniem w procesach hartowania i odpu­

szczania oraz odkształceniem plastycznym i ich oddziaływania na proces umocnienia stali sprężynowej węglowej o zawartości 0,6% C.Dla rozwiązania tego zagadnienia okazało się konieczne zbadanie zjawisk strukturalnych za­

chodzących w procesie odkształcenia plastycznego w temperaturze pokojowej, poprzedzającego obróbkę cieplną prowadzoną w zmiennych warunkach szybko­

ści nagrzewania i temperatury oraz następnego odkształcania plastycznego, a także określenie ich wpływu na własności stali. W aspekcie praktycznym badania zmierzały do rozszerzenia teoretycznych podstaw modernizacji tech­

nologii drutów sprężynowych, a w konsekwencji do optymalizacji technolo­

gicznych sposobów uzyskania stanu strukturalnego, zapewniającego najko­

rzystniejsze zespolenie własności użytkowych zarówno po szybkim odpuszcza­

niu jak i następnym odkształceniu plastycznym.

Badnia przeprowadzono na wytopie stali konstrukcyjnej węglowej, stoso­

wanej na sprężyny o następującym składzie chemicznym: 0,60% C, 0,55% Mn, 0,23% Si, 0,016% P, 0,018% S, 0,10% Ni, 0,08% Cr, 0,1% Cu. Stal została dostarczona w postaci drutów o średnicy 1,5 mm, które wykonano z półwyro­

bu o średnicy 3,8 mm patentowanego a następnie odkształconego plastycznie na zimno z sumarycznym gniotem wynoezącym ok. 80%,

Całość badań została przeprowadzona na próbkach poddanych obróbce ciepl­

nej oraz odkształceniu plastycznemu na zimno.

Obróbka cieplna obejmowała hartowanie a następnie odpuszczenie. Nagrze­

wanie zarówno od temperatury austenityzacji jak i odpuszczania prowadzo­

no metodą ciągłego nagrzewania indukcyjnego z szybkościami nagrzewania wy­

noszącymi około 60, 150, 500 i 1000°C/s. Hartowanie prowadzono z tempe­

ratur 820, 840, 880, 920°C z chłodzeniem w oleju, a następne odpuszcza­

nie w temperaturach od 200 do 700°C ze stopniowaniem co 50°C. Zmiany tem­

peratury Ac^ w zależności od szybkości nagrzewania wyznaczano w opar­

ciu o krzywe termiczne zarejestrowane na oscylografie pętlicowym typu EMO- 62 firmy YOKOGAWA ELECTRIC WORKS (Oaponla).

Ciągłe nagrzewanie indukcyjne prowadzono na stanowisku obejmującym ge­

nerator wysokiej częstotliwości typu GIS-10, firmy WAREL (Polsko), o czę­

stotliwości 406,% kHz oraz urządzenie transportująco-chłodzące,wyposażo­

ne w podajnik pozwalający na ciągłą regulację szybkości przesuwu.

4.1. C e l i p r z e b i e g b e d a ń

- 14 -

Pomiaru temperatury dokonano urządzeniem termowizyjnym eystemu 68<yi02 B firmy AGA (Szwecja). Urządzenie oparte na zasadzie promieniowania podczer­

wonego w zakresie długości fal 2-5,6 ^xm umożliwiło pomiar temperatury od 30 do 880°C, a po zastosowaniu odpowiednich filtrów do 2000°C [21].

Pomiary absolutnej temperatury prowadzono porównując na obrazie termicz­

nym temperatury badanych drutów z wzorcową temperaturą ciała czarnego,bę- dącego wzorcem. Temperaturę wzorca mierzono termoelementem płaszczowym Ni- NiCr z dokładnością

2,2°C do temperatury 300°C i + 0,75% powyżej 300°C oraz termoelementem płaszczowym Pt-PtRh-10 z dokładnością + 2,8°C do 500°C i 0,5% powyżej 500°C..

Odkształceniu plastycznemu poddano druty po odpuszczaniu w temperatu­

rach 500, 600 i 700°C, nagrzewane z szybkością 500°C/s. Odkształcenie rea­

lizowano na ciągarce do drutów z szybkością przeciągania 2,35 m/s. Oako środk8 smarującego użyto stearynianu wapnia. Zastosowano układ ciągów o 18 gniotach pojedycznych, wynoszących około 12%.

Doboru metod badawczych dokonano, biorąc pod uwagę uzyskanie możliwie wyczerpujących danych o strukturze i własnościach stali poddanej określo­

nym cyklom stosowanych badań technologicznych, a także możliwość wzajemne­

go uzupełniania się poszczególnych metod.

Badania mechaniczne, przeprowadzone na maszynie wytrzymałościowej typu TT-DML firmy INSTRON (Szwajcaria), o zakresie obciążeń do 500 KG (490N), obejmowały oznaczenie wytrzymałości na rozciąganie, umownej granicy pla­

styczności - RQ

i umownej granicy sprężystości RQ

Pomiary twardości przeprowadzono metodą Vickersa na twardościomierzu firmy HAUSER (Szwajcaria) przy obciążeniu 5 KG (49N).

Próby technologiczne przeginania wykonano na przeginarce firmy AMSLER (Szwajcaria) a skręcania na skręcarce wymienionej firmy.

Badania powierzchni przełomów po technologicznej próbie skręcania pro­

wadzono przy użyciu mikroskopu skaningowego 3SM-SI firmy OEOL (Daponia), przy napięciu 20 kv, stosując powiększenia od 100 do 3000x.

Dla oceny zmian strukturalnych wywołanych określonymi zabiegami tech­

nologicznymi przeprowadzono:

- badania techniką folii, przy zastosowaniu mikroskopów elektronowych:

OEM—6A i 3EM-200A firmy 3E0L (Oaponia) przy napięciu przyspieszającym

i 200 kV;

- pomiary oporu elektrycznego właściwego na układzie mostkowym Thomsona typu WH-45 firmy WAREL (Polska) o czułości 10- 8 SŻ;

- pomiary widm mossbauerowskich techniką transmisyjną w temperaturze oto­

czenia na próbkach o grubości ok. 30 i powierzchni 1 cm2.

Źródłem mossbauerowskich kwantów

energii 14,4 eV był izotop pro­

mieniotwórczy Co osadzony w matrycy Pt. Aktywność źródła wynosi w czasie pomiarów około 10 m Ci. Widma mierzono za pomocą spektrometru e—

fektu Mo3sbauera, pracującego w systemie stałego przyspieszenia, który

współpracował z wielokanałowym analizatorem impulsów Al - 1024 przy wy-

korzystaniu 256 kanałów. Pomiary prowadzono uzyskując dla większości

6 X )

widm statystykę 8 . 10 impulsów/kanał . Problem przetwarzania danych sprowadził się do dopasowania metodą najmniejszych kwadratów widma eks- perymetalnego do krzywej teoretycznej. Ponieważ widmo było superpozycją kilku spektrów, dopasowania dokonano przy użyciu komputera, mając do dyspozycji odpowiedni program.

x ^Pomiary wykonano w Instytucie Fizyki i Chemii Metali Uniwersyteru ślą­

skiego.

5. WYNIKI I A N A L I Z A BADAŃ

Przeprowadzone badania pozwoliły na ocenę wpływu odkształcenia plastycz­

nego przed i po obróbce cieplnej na własności mechaniczne i technologicz­

ne drutu ze stali sprężynowej węglowej o zawartości 0,6% C. Postawiona te­

za pracy, zgodnie z którą odkształcenie plastyczne na zimno, poprzedzają­

ce proces hartowania i odpuszczania oraz zmiana szybkości nagrzewania, a także odkształcenie stali po wysokim odpuszczaniu umożliwią uzyskanie struk­

tur zapewniających optymalne własności użytkowe stali.została potwierdzo­

na.

Wyniki badań uzyskane w danym eksperymencie pozwoliły w pierwszej ko­

lejności odpowiedzieć na pytanie, w jaki sposób są uzależnione od siebie temperatura przemiany cę-»-^ , szybkość nagrzewania i struktura staLUWzrost szybkości nagrzewania od około 60 do 1000°C/s powoduje podwyższenie tem­

peratury przemiany fazowej Ac1 stali o badanych strukturach (rys. 1).

Rys. i. Wpływ szybkości nagrzewania i struktury wyjściowej na zmianę Ac w stali węglowej o zawartości 0,6% C

Wzrost temperatury Ac1 stali wraz z szybkością nagrzewania limituje szybkość dyfuzji węgla i atomów sieci. Obniżenie temperatury A ^ stali od­

kształconej plastycznie na zimno po patentowaniu w stosunku do stali wy­

łącznie po patentowaniu dla tych samych szybkości nagrzewania jest spowo­

dowane zwiększoną gęstością wad sieciowych materiału odkształconego pla­

stycznie na zimno, ułatwiających proces dyfuzji jak i zarodkowanie auste­

nitu [48] .

Głównym czynnikiem decydującym o strukturze uzyskanej w wyniku przemia­

ny martenzytycznej jest austenit, wykazujący znaczną niejednorodność struk­

turalną i chemiczną., W wyniku przemiany martenzytycznej otrzymano marten- zyt płytkowy (rys. 2-6) oraz austenit szczątkowy ujawniony na widmach mossbauerowskich (rys. 7a).

Płytki martenzytu wykazują dużą gęstość dyslokacji (rys. 4),będącą wy­

nikiem dziedziczenia wad budowy sieci krystalicznej stali odkształconej pla­

stycznie na zimno przez austenit jak i wad odziedziczonych i utworzonych podczas przemiany martenzytycznej [50-52, 8] . W wyniku utworzenia w auste­

nicie w miejscach byłego cementytu koncentracyjnych stref o podwyższonej zawartości węgla, a więc i większej EBU, powstał po hartowaniu martenzyt płytkowy zbliźniaczony (rys. 6a-6d) częściowo z wydzieleniami cementytu w granicach bliźniaczych (rys. 5a-5c), co wskazuje, że już w procesie chło­

dzenia wystąpiło samoodpuszczanie martenzytu. Struktury martenzytu po szyb­

kim nagrzewaniu do austenityzacji cechuje drobnoziarnistość wynikająca z dużej powierzchni granic ziarn austenitu, obecność ścianek komórek dyslo­

kacyjnych, a także niejednorodności strukturalnej i chemicznej; stwarza to korzystne warunki zarodkowania a w ślad za tym wystąpienie drobnopłyt- kowego martenzytu.

Badania oporu elektrycznego właściwego stali, wykazały, że zwiększe­

nie szybkości nagrzewania powoduje jego zmniejszenie, świadczy to o male­

jącym przesyceniu martenzytu węglem prawdopodobnie zarówno w wyniku wzro­

stu ilości węgla segregującego na dyslokacjach jak i zwiększenia oddziały­

wania procesu samoodpuszczania (rys. 8).

W wyniku zjawisk strukturalnych, które miały miejsce w procesie harto­

wania, przełomy przybrały charakter łupliwy o rozwiniętej powierzchni z licznymi uskokami na granicach ziarn, ze śladami odkształcenia plastycz­

nego, a także z pęknięciami (rys. 9-12).

Obecność licznych uskoków na granicach ziarn świadczy o dużej energii absorbowanej podczas pękania, charakteryzując zarazem materiał pod wzglę­

dem odporności na kruche pękanie Jak i własności wytrzymałościowych stali[73].

Wielkość elementarnych powierzchni rozdziału jest proporcjonalna do wiel­

kości jednostkowej ziarn. Rozdrobnienie pierwotnego ziarna austenitu i związane z nim zwiększenie eumarycznej powierzchni granic wpływa na wzrost energii potrzebnej do rozprzestrzeniania się przełomu w wyniku różnic o- rientacji ziarn i powstawanie uskoków na granicach ziarn i innych wadach budowy krystalicznej. Szczególnie wyraźne mikropęknięcia wystąpiły na prze­

łomach próbek nagrzewanych z szybkością około 1000 C/s do temperatury austenityzacji 920°C i chłodzonych w oleju (ry3. 12). Mikropęknięcia są wynikiem znacznego umocnienia materiału orsz współudziału niejednorodno­

ści strukturalnej i chemicznej. Wzrost szybkości nagrzewania przy hartowa-

- 18 -

a o '."F -o E qJ* 01

•X. c

0 . 5 0 -

v--- i---„

.

,*v .•

1 Ausł szcz

•’ ’ **• V ,

snit łtkowy

J .... ...

• • , * •.

m

*• * ’ •****.” * *

" “ V

1

• . • ; #

a).

b)

d)

- 8 - 7 - 6 - 5 -ą - 3 - 2 - 1 0 1 2 3 4 5 6 7 8

S zy b k o ść [m m /s]

Rys. 7. Widma móssbauerowskie stall węglowej o zawartości 0,6% C poddanej hartowaniu i odpuszczaniu

a - hartowanie 920°C/olej - szybkość nagrzewania ok. 1000°C/s

b - hartowanie 820°C/olej; odpuszczanie 450°C - szybkość nagrzewania oko­

ło 60°C/s

c - hartowanie 920°C/olej; odpuszczanie 450°C - szybkość nagrzewania oko­

ło 1000°C/s

d - hartowanie 920°C/olej; odpuszczanie 500°C - szybkość nagrzewania oko­

ło 1000°C/s

lemperatura [°C]

Rys. 8. Zmiana oporu elektryc zn eg o wł aś c i w e g o stali o zawartości 0, 6% C hartowanej i odpuszczonej w zależ no śc i od temp er a tu ry i szybkości nagrz e­

wania

niu decyduje o pewnym rozdrobnieniu elementa r ny ch płaszczyzn rozdziału, a także o bardziej rozwiniętej p ow ierzchni przełomu, z m ni ejszeniu n ieznacz­

nego powierzch ni o we go od ks z tałcenia p la s tycznego oraz w y st ą pi en iu mikro- pęknięć.

W wyniku pr zemiany m artenzytycznej powstaje struktura o dużej t w ar d o­

ści od około 700 do 820 Hv, st os ow n ie do wzrostu s zy bkości nagrzewania od około 60 do 1000°C/s w p rocesie nagrzewania do hartowania (rys. 13). Z j a ­ wisko to w yw oł u j e kilka ws p ół za le ż ny ch czynników, których indywidualny wpływ może być o c e ni on y tylko częściowo. W y so ka twardość zahartowanej s t a ­ li jest przede ws zy s tk im sp owodowana segregacją a t omów m iędzywęzłowych i

- 20 -

Temperatura [°C]

Rys. 13. W p ł y w tempe r at ur y i s zy b kości nagrzewania na twardość stali o za­

wa r to śc i 0 , 6 % C poddanej harto wa ni u i odpuszczaniu

d yspersyjnych w ę g l i k ó w obecnych w granicach bliź ni a cz yc h, p rz es yc e ni em roz­

tworu stałego węglem, a także dużą po wi erzchnią granic p ierwotnego ziarna austenitu. O d d z ia ły wa n ie au stenitu szczą tk o we go na twardość stali m dru­

gorzędne z n ac zenie z uwagi na małą ilość tej fazy w struk tu rz e stali.

S zybkość n ag rzewania i temperatura d et erminują war un ki rozpadu m^rten- zytu w procesie odpuszczania. Niez al eż n ie od stosowanych szybkości nagrze­

wania podczas od pu s zczania w t e mp eraturze 200°C nie za uw aż on o zmian w struk­

turze martenzytu, chociaż spadek oporu elektry cz ne go w ł aś ci we g o ś wiadczy o wy dz ie l a n i u węgla z marten z yt u (rys. 9). Pod w p ł y we m wzro st u te m peratu­

ry następuje proces w y d zi el a ni a cementytu z a ró w no po granicach Jak i w e ­ wnąt rz płytek marte nz y tu (rys. 14-19). Zgod n ie z in fo rmacjami litera t ur o­

wymi [

14

niu i o dp us zczaniu wskazuje, że gęstość dyslokacji w marten zy c ie osiągnę­

ła wartość rzędu 1 0 13 na cm2 . Zjaw i sk o to t ł u m ac zy wię ks za wartość ener­

gii wią za ni a a tomów węgla z dyslokacjami, która wynos i około 0,4 do 1,0 eV, podczas gdy energia w iązania atomó w tego pier w ia st ka z atomami Selaza w węgliku £ Jest równa 0, 27 eV [sj. Wy dz ie l a n i e cementytu w procesie odpu­

szczania stali zahartowanej ulega z ak oń c z e n i u w temperaturze około 450°C,

niezależnie od s zy bk oś c i nagrzewania, co ilustruje przebieg zmian oporu elektrycznego w ł a ś c i w e g o w zależności od tempe ra tu ry (rys. 9). Przy tych samych te mperaturach odpu sz c za ni a o intensyw no śc i w y d zi el an i a cementytu z przesyconego roztworu sta łe g o decyduje wzrost s zy bkości nagrzewania. Na­

tomiast w yd z ie l a n i e cementytu kosz te m węgla związ an eg o p ierwotnie z dyslo­

kacjami limituje w pierwszej kolej no ś ci temperatura; dopiero jej wzrost, zmniejszając w s p ó ł d z i a ł a n i e dyslok ac j i z atomami międzywęzłowymi, e nerge­

tycznie umożliwia proces w y d z i e l a n i a cementytu.

Czynnikami de c yd u j ą c y m i o pr zm ianie austenitu szc z ąt ko we g o w danym eks­

perymencie są szy bk oś ć nagrze wa n ia i temperatura. W p ra cy ustalono zakres temperatur rozpadu a u stenitu sz czątkowego, s t o s u ją c technikę spektrometrii mossbauer o ws ki ej . P r ze miana a us tenitu s z cz ąt ko w eg o nastąpiła w za kresie od 450 do 500°C dla stali w całym zakr e si e stosow a ny ch s zy b kości nagrzewania w procesie odpuszczania. M ia no wi c ie w tym zakresie t emperatur dla od pu ­ szczonych próbek o b s er wo wa n o zanik supermag ne t yc zn ej linii w oko li cy v = 0, a pochodzącej od au st enitu sz c zą t k o w e g o (rys. 7). Tak wysoka temperatura odpuszczania pozwala przypuszczać, że cz ęś c io wy rozpad austenitu nast ęp u­

je w czasie nagrzewania, natomiast pozostała część doznaje pr ze miany przy chłodzeniu.

Odpuszczanie w tem pe ra t ur ac h wy żs z y c h od 600°C w y w o ł uj e przebudowę p o ­ staci płytkowej cementytu w ziarnistą (rys. 26, 27, 36). Począ tk o wy m eta­

pem sferoidyzacji jest fragmentacja płytko we go cementytu (rys.22-25); czą­

stki cementytu są z r ó żn ic ow a ne pod wz gl ę d e m kształtu i wielkości. N a st ę p­

nie przebiega koagulacja powst ał yc h w procesie fragmentacji cząstek.IV tem­

peraturze 700°C proces s f e r o i dy za cj i jest za ko ńc z o n y dla wszys tk i ch sz yb ­ kości nagrzewania stali. W yd z ie l e n i a cementytu posiadają w ielkość od o ko­

ło 6 do 2 nm, st os ow a ni e do w z r os tu szybkości nagrzewania od około 60 do 1000°C/s. W ę gl ik i niez al e żn ie od stosowanej s zy bkości nagrzewania iv pro­

cesie odpuszczania obserwuje się głównie w granicach ziarn i podziarn.

W zakresie t em pe ra t ur od 4 50 ° C do 700°C n astąpił proces zdrowienia i rekrystalizacji o sn ow y stali (rys. 28-37). W procesie z drowienia powstaje komórkowa st ru k tu ra dyslokacyjna, a także podziarna o dość dobrze wykształ­

conych granicach nis ko ką to w yc h (rys. 28-31). Drob ne cząstki cementyt u ,blo­

kując granice i granice niskokątowe, z większają ich cieplną stabilność (rys. 30, 31) i stanowią b a r i er y w dyfuz yj ny m ruchu granic w procesie re­

krystalizacji. Ze w z r o st em t e mp e r a t u r y komórki d y sl okacyjne zanikają dzię­

ki wspinaniu dyslok ac j i w obrębie ścianek. W wy niku o ddziaływania między granicami fazy oę i granicami nowo u tw orzonych p o dzisrn a w y dzieleniami cementytu przebiega re k ry stalizacja w sposób ciągły, dająca strukturę o bardzo drob n ym ziar ni e ferrytu (rys. 34 do 37).

P rzedstawione z m ia n y s t r u k tu ry stali w p r ocesie odpuszczania z dużymi szybkościami de cydują o w ła sn o ś c i a c h w yt rz ym a łościowych, plastycznych i technologicznych (rys. 8, 38-43). Zwraca uwagę w y r a ź n y wzrost w y t r z y m a ł o ­ ści na r oz ciąganie w stali odpuszczanej do tempe ra tu r y 300°C, zwi ą za ny z procesem w y dz ie l an ia cementytu. Pr ze su n i ę c i e w z r os t u umownej granicy pla-

- 22 -

24 00 ■

2 2 0 0^-

2000-

-1800 ■

1600 -

8

^ 1400 -■

c?CS

~ 1200 -

i

1000 ■

8 0 0-

600 mm2lcQ

s z y b k o ś ć n a g r z e w a -

-nia

Temperatura

Rys. 38. W p ły w t em peratury i szybkości nagrzewania na w ła sności w y tr z y m a ­ łościowe odpuszczonej stali węglowej o zawartości 0 , 6 % C

Rys. 39. Za le ż no ść twardości stali o za w ar to śc i 0 , 6 % C od s z y b k o ś c i na­

grzewania dla jedna k ow yc h tempe ra t ur odpuszczania

Temperatura [°C ]

Rys. 40. W p ł y w te m pe r a t u r y i sz yb k oś ci n ag rzewania na liczbę skręceń odpu­

szczonej stali węglowej o z aw ar t oś ci 0 , 6 % C

Liczba

Tempercctuna, °C

Rys. 41. W p ł y w t e mp er a tu ry i sz yb ko ś ci nagrzewania na liczbę przegięć odpuszczonej stali w ę glowej o

z awart o śc i 0 , 6 % C

Temperatura.

Rys. 42. W p ł y w t e mp er at u ry i sz yb k oś ci n ag rzewania na w ła sn o ś c i plastyc zn e odpuszczonej stali o z a ­

wa rt o śc i 0 , 6 % C

ro*

styczności i s pr ęż ystości do w y ż sz y ch temperatur o d p us z cz an ia w p o r ó w n a ­ niu z w y t r z y ma ło ś ci ą na rozci ąg an ie (rys. 38) n al eż y pr z yp is ać przede wszystkim spręż y st em u blokowaniu dyslokacji z wi ąz an e mu z tworze ni em w o kó ł rozpuszczonych a to m ów w ęgla pól napr ęż eń [77]. N a s t ę p n i e w miarę wzro s tu temperatury o bs er wu j e się o b niżenie w ł a s n oś ci w y t r z y m a ł o ś c i o w y c h w y w o ł an e procesami w z r o s t u w y d z i e l e ń c em entytu i j e g o następną s fe ro i d y z a c j ę oraz rekrystalizację osnowy. O b s e r w uj e się w przy b li że ni u lini ow y wzrost w ł a s ­ ności mechanic zn y ch stali w miarę wzr os tu s zy bkości nagr ze wa ni a dla je dn a­

kowych temperatur odpuszczania, co il us truje p rz y kł a d o w o rys. 39. J e d n o ­ cześnie ze w z r os te m tempe r at ur y odpus zc za n ia n a s t ę pu je p ol ep s z e n i e żarów«

no własności p la st ycznych (rys. 42) jak i techn o lo gi cz n yc h s tali (rys.40, 41). Decydujący w p ł y w na z a d o wa la ją c e w ł a s n o ś c i p l a s t y c z n e s tali ma duża powierzchnia granic ziarn i pod st ru kt u ra osnowy. Omó w io ne z jawiska ilu­

strują w s k a ź n i k i w y t r z y m a ł o ś c i o w e stali R Q 2 / Rn 1 Ro ,02/ R m (rY S - 435 *

Rys. 43. W p ł y w temp e ra tu ry od pu s zczania na w s k a ź ni k i w y t r z y m a ł o ś c i o w e sta­

li węglowej o zawartości 0 , 6 % C

- 26 -

Doko na n a k la s yfikacja pr ze łomów po próbie sk r ęcania badanej stali ulep­

szonej ci eplnie a następnie odpuszczonej stwarza podstawę do oc e ny czyn­

ników s tr u kt uralnych, de terminujących mechanizm pękania w tej próbie tech­

nologicznej. W przedziale temperatur odpuszczania stali od 200 do 700°C wystą­

p ił y p r z e ł o m y makr o sk op ow e poślizgowe poprzeczne. O b s er wa cj e przy pomocy m ik ro s k o p u s k a n in g ow eg o ujaw ni ł y p rzełomy transkry st al ic z ne z udziałem pęk­

nięć łu pl iwych oraz ciągliwych. O dp us zczanie do t em peratury 450°C nie w y ­ w o ł a ł o i s to tnych zmian w charakterze przełomów, jednakże wra z z tempera­

turą o d p us zc z an ia w z r a s t a ł udział powierzchni wykazującej pękanie ciągli- we; po zo s ta łą część z a j m ow ał y gładkie obsza r y bez śladów o d kształcenia pla­

s t y c z n e g o (rys. 44, 45). Zmiana morfologii przełomu mikros ko p ow eg o nastą­

piła głó wn ie w wynik u pr z eb ud ow y s ub s tr u k t u r y fazy o ę . Po odpuszczaniu w 5 0 0 °C ob s er wu je się przełom t r a ns kr y st al ic z ny z n i e z n a c z n y m ,p o w ie rz ch n io ­ w y m o dk sz t a ł c e n i e m p l astycznym przy równoczesnym z a gę szczeniu siatki usko­

ków i n i e c ią gł oś c i p ow ierzchni rozdziału (rys. 46). W temperaturach w y ż ­ szych od około 500°C p r z e ło my stali p rz yb r ał y postać ciągliwą o znacznej n ier ó wn oś ci p ow ierzchni rozdziału (rys. 47). Cechowała je duża pl astycz­

ność z u działem p o śl izgów i ich hamowania w całej objętości stali. P r z e ­ łomy by ły jakoś c io wo p or ó wnywalne dla st osowanych szybkości nagrzewania w p rocesie odpuszczania. Pr z ep ro wa d zo ne po równawcze badania postaci p rzeło­

mów m ik ro s k o p o w y c h oraz s t r u k t u r y pozwalają stwierdzić, że me chanizm pęka­

nia s tali po hartowaniu i o dp us zczaniu w technologicznej próbie skręcania z a l e ż y głó wn ie od s t r u kt ur y fazy a , a w mn i ejszym stopniu od w i el kości i z ag ęs z c z e n i a drobnych wydzieleń cementytu w osnowie.

O dk sz t a ł c e n i e plastyczne, jako jeden ze sp o so bó w umocnienia stali,jest szer ok o s t o s o wa n e w p rocesie produkcji drutów s pr ę żynowych o dużej wytrzy^- mało śc i [78]. Stąd p os ta nowiono zbadać w pł yw od kształcenia plastycznego na w ł a s n o ś c i drutu ze stali uprzednio odpuszczonej z dużymi szybkościami na­

grzewania. S tr u ktura stali po o dkształceniu plastycznym na zimno zależy od m or fo l o g i i i rozlokowania cementytu w osnowie i stopnia gniotu. Dlatego też do o d k s zt a łc en ia pla st y cz ne go w celach p orównawczych w y br a no stal za­

równo z c e me nt yt e m płytkowym Jak i ziarnistym, w przypadku struktur sta­

li u zy sk an y ch po o dp us zczaniu w te mp e raturze 500 i 600°C, a zawierających cementyt płytkowy, pod w p ły we m w z r a st aj ą ce go stopnia gniotu następuje wzrost gęstości dyslokacji i ks ztałtowanie się komórkowej str u kt ur y dyslo­

kacyjnej w p rocesie zdrowienia dynamicznego; w pobliżu granic międzyfazo- wy c h o bs e rw uj e się s pi ętrzenia dyslokacji (rys. 48, 52). Zgodnie z danymi l i t e r at ur ow y mi powinno wów cz a s następować również odkszta łc e ni e pl astycz­

ne ce me ntytu [76, 79-86] . P rz y d o st atecznie dużym stopniu gniotu około 80%

nastąpiła w danym eksperym en c ie fragmentacja płytkowych wydzieleń cemen­

tytu, w y w oł a na lokalnym spię tr ze ni e m naprężeń (rys. 54a i 54b). R ó w n oc ze ś ­ nie o b se rw o wa no dalsze zmni ej sz en i e komórek dyslok ac yj n yc h i wzrost kątów ich dezorientacji, a także wzrost gęstości dyslokacji w osnowie stali (rys.

54a do 56). Podobną strukturę dyslokacyjną w stanie od kształconym plastycz-

10 20 30 -TO 50 60 70 80 Gniot

[

100«10'B

50* 10‘2

Odpuszczanie z szybkością, ok. 500 °C/s w temperaturach

zo 30

Gniot f % ]

8o«io"a

[juSm]

• 500 °C o 500 °C A 700°C

Rys. 61. W p ł y w t em p er at ur y odpu sz cz an i a i stop ni a gniotu na o pó r e l e k ­ t r y c zn y w ł a ś c i w y «tali o z aw ar t oś ci 0 , 6 % C

Rys. 62. W i dm a m o s s b a u er ow sk i e stali o zawart oś ci 0 , 6 % C poddanej o d p u ­ s zczaniu i odkształ ce n iu plastyczemu na zimno

a - o d pu s zc za ni e 500°C; szybkość nagrzewania około in § o £ <0 b - o d p us z cz an ie

tu o koło 30%,

5 0 0 ° C ; szybkość nagrzewania około 500°C/s; stopień gnio-

c - odpu sz c za ni e tu około 60%,

500°C; szybkość nagrzewania około 500°C/s; stopień gnio-

d - odpu sz cz an i e tu 8 8%

5 0 0 °C; szybkość nagrzewania około 5 0 0 ° C / s ; stopień gnio-

nie posiada st a l w y k a z u j ą c a po uleps z en iu cieplnym cementyt s f e r o i d a l n y (rys. 57-60). Ze w z r o s t e m gniotu następuje tworzenie s t r u k tu r y komórkowej o równomiernym w przy bl iż en i u r oz l okowaniu dyslokacji. J e d yn ie w pobliżu sferoidalnych w yd z ie le ń obs er w uj e się cz ę śc io wo s p i ę tr ze ni e p r z e m i e s z c z a ­ jących się d y sl ok ac j i (rys. 57, 58). W i e lk o ść komórek dy sl o ka cy jn y ch zmniejsza się w r a z ze sto pn ie m odkształcenia. Rozło ż en ie i gęstość d y s l o ­ kacji z a l eż y od ha m uj ą c e g o d zi ałania wy dz ie le ń cementytu i stopnia odkształ­

cenia.

Przedsta wi on y prze b ie g zjawi sk odz w ie rc ie d la w pewnej mierze zmiana o- poru el ek t ry cz ne g o w ł a ś c i w e g o (rys. 61). M a l en ie oporu e l e kt r yc zn eg o w ł a ­ ściwego w początkowej fazie o d k s z ta łc e ni a jest zw ią za ne z doorien to w yw a- nlem wy dzieleń cem e nt yt u do k ierunku ciągnienia drutu [86]. W zakresie stopnia odk sz t ał ce ni a od o koło 30 do 4 0 % s t wi er d zo no pik na krzywej oporu elektrycznego w ła ściwego, s p o w o d o w a n y najpraw d op od ob n ie j z ja wi s ki em cz ę ­ ściowego ro zp us z cz an ia cementytu. P o t wi er d za ją to w y n i ki u zyskane t e ch ni ­ ką mossbauerowską. Widma mo s sb a u a r o w s k i e o s t r uk tu rz e n a d s u b t e l n e j , poja­

wiające się w w y n i k u r oz s zczepienia kwadrupolowego, świadczą, że źródł em gradientu pola e l e k t ry cz ne g o są a to my węgla, tworzące sieć o e y m et r ii niż ­ szej aniżeli regularna. Z powodu szybkiej relaksacji elektronowej i w y s o ­ kiej symetrii lokalnej ro zs z cz ep ie n ie kwadr u po lo we Jest w stali zazwyczaj bardzo małe [87]. Niemniej u zyskane w idma (rys. 62, 63) i ob l ic zo ne w a r ­ tości (tablica 1) ś w iadczą o lokalnej symetrii sieci żelaza of . Zar y so wu -

Szybkość [mm/s]

a )

1.00 W,.v- v.v

b) 0.50-

? ! 5-js

" I

* £ o.oo ■

Rys. 63. Wi dm a m o s s b a u e r o w s k i e s tali o z a wa rt oś c i 0 , 6 % C poddanej odpu- s z c z an iu i o dk sz t a ł c e n i u pla st y cz ne mu na zimno

a - o d pu sz c za ni e 700°C; s zy bk o ś ć nagrz e wa ni a ok. 500°C/s

b - o d p u sz cz a ni e 700°Cj szy bk o ść nagr z ew an ia ok. 500°C/s; stopi>ń gniotu około 80%

- 30 -

Tablica 1

W y n i k i wid m mossbauero ws k ic h zmierzonych dla stali węglowej o z a wa rt o ś c i 0 , 6 % C po odpuszczaniu i o dkształceniu plastycznym

O b r ó bk a cieplna

Stopień gniotu

Pole efektywne

H <« ef f

P rz e su ­ nięcie izome­

ryczne IS

Szerokość połówkowa

linii R oz sz c z e ­ pienie kwadrupolowe

Q S numer linii

1 6

O d pu sz cz a ni e w 500°C;

s zybkość n a ­ g rzewania około 500°C/s

- 331,55 0,0427 5,4230 5,0586 0,0031

3 0% 331,09 0 ,0417 5,6003 5,1679 0,0043

6 0% 331,10 0,04 20 5,6732 5,1679 0,0066

8 8% 331,20 0,0429 6,1243 5,5973 0,0091

O dp us z c z a n i e w 700°C;

s zybkość n a ­ grzewania około 500°C/s

- 331,10 0 ,0416 5,3852 5,0503 0,0030

80 % 330,85 0,0410 6,0146 5,5979 0,0062

j ąc y się dublet k w a d ru po lo w y pochodzi od atomó w żelaza po siadających atom w ęg la w koord y na cj i o k t a e d r y c z n e j , tworzących z w ę glem dipol (rys.62,63A) jak i w zn a cz n i e mniejszej mierze od atomów tego pierwiastka, zajmującego lukę tetraedr y cz ną [ 8 8 , 8 9 ] . Zjawisko to nasila się wraz ze stopniem gnio­

tu w stali.

Z g o d ni e z danymi l it eraturowymi [ 9 0 ] po gniocie około 90% nawet 50%

c em entytu może ulec rozpuszczeniu, a może mu równocześnie towarzyszyć zja­

w is ko fragmentacji płytkowego cementytu. Przyczyną rozpuszczania się w y ­ dzieleń c e mentytu w obecności niezabloko wa ny c h dyslokacji powstających w procesie odk s zt ał ce n ia plastycznego jest mniejsza energia wiązań atomów wę­

gla z d y s lo ka c ja mi aniżeli wiązań tego pierwiastka z atomami żelaza w ce­

mentycie.

P r z e d s t a w i o n e z miany s tr u kt ur y stali odkształconej plastycznie po ule(>- szeniu cieplnym oddziaływują na Jej wła s no śc i m echaniczne i techn ol og i cz ­ ne (rys. 6 4 - 6 7 ) . w początkowej fazie odkształcenia plastycznego stali od­

puszczonej w 5 0 0 i 6 0 0 °C o umocnieniu decydują zarówno własności odkształ­

cającego się cementytu jak i struktura dy sl okacyjna ferry tu . Na st ęp n y nie­

w ielki wzrost wł as no ś ci aż do stopnia od kształcenia około 70% jest zw ią ­ za ny z przeb i eg ie m silnego zdrowienia d yn am icznego osnowy stali.Dopiero przy stopniach gniotu powyżej 70% następuje wzrost własności wytrzymałościowych, a z w ią z a n y z dalszym zmniejs za n ie m wi e lk oś ci komórek podstruktury oraz w z r ^ stu ich kątów dezorientacji, prawdo p od ob ni e również z fragmentecją cemen­

tytu i z j aw is k ie m starzenia po o dkształceniu pl a stycznym na zimno, będą-

Rys. 64. W p ł y w t em p e r a t u r y odpu sz c za ni a i stopnia gniotu na w s ka ź n i k i w y ­ t rz ym ał o śc io we stali w ęglowej o zawar to śc i 0 , 6 % C

cego efektem rozpusz cz a ni a cementytu. Um o cn i e n i e drutu w czasie ciągnie­

nia nie pociąga za sobą s p ad ku w ła s n o ś c i techn ol og ic z ny ch (rys. 65, 66) ani pla st yc z ny ch poza w y dł użeniem, które maleje do około 3%.Z w i ą z a n e jest to z o becnością komórkowej s t r u k t u r y dyslokacyjnej. Z prz y to cz on y ch d a n y * wynika, że n a j ef ek ty w ni ej sz e poleps z en ie w ł a s n oś ci stali uz ys ku j e się w wyniku c iągnienia drutu o d p u s zc zo ne g o w 500°C a w następnej kolejności w 600°C. Z n a c z ni e mniej e f ek ty w n i e umacnia się stal z cement yt em sferoi da l - nym (r y s . 67).

Ogólną ocenę zachow a ni a drutów uleps za n yc h ci eplnie w temperaturach 500, 600 i 700°C, a na st ępnie od ks z ta łc on y ch plas t yc zn ie w próbie s kr ę ca ­ nia, d okonano w oparciu o analizę chara kt er u powier zc hn i przeł om ó w. Pr aw i e w całym za kr es i e stos ow an y ch g n io tó w po próbie s kr ęcania w y s tą pi ł przełom makroskopowy - pośliz g ow o poprzeczny. Po gniotach powyżej około 8 0% w y ­ stąpiło odstę p st wo od obserwowanej praw id ło w oś ci w postaci przełomów. W y ­ stąpił przełom po ś li zg ow y p o p r z e c z n y ze sp ir a ln ym i rozwarstw ie n ia mi drutu.

Wl\)

Rys. 65. W p ł y w stopnia gniotu na w ł a s n oś ci w y t r z y m a ł o ś c i o w e i technol og i cz ne stali o zawart oś c i 0 , 6 % C odpuszczonej w tem pe ra t ur ze 500°C z szybkoś c ią na g rzewania około 500°C/s

odpuszczonej w tem p er at ur z e 6 00°C z s zy b ko śc ią nagrzewania o koło 500°C/s

f

Rys. 67. W p ł y w stopnia gniotu na wł a sn oś ci w y t r z y m a ł o ś c i o w e i techno lo gi c zn e stali o z aw ar t oś ci 0 , 6 % C o dpuszczonej w te m pe raturze 700°C z szybk oś ci ą n ag rzewania około 500°C/s