BUDOWA UKŁADU ŻELAZO-WĘGIEL

Fazy i składniki strukturalne w stopach Fe-C

Ferryt (α) międzywęzłowy roztwór stały węgla w Fe­_α o strukturze regularnej przestrzennie, centrowanej i maksymalnej rozpuszczalności węgla w żelazie wynoszącej od 0,02% w temperaturze przemiany eutektoidalnej, malejącej do 0,008% w temperaturze pokojowej. Ferryt jest składnikiem miękkim (ok. 80 HB) o stosunkowo niewielkiej wytrzymałości (R_m=300 MPa) i dobrym wydłużeniu (A₁₀=40%).

Austenit (γ) międzywęzłowy roztwór stały węgla w Fe_γ o strukturze regularnej ściennie i centrowanej, i rozpuszczalności węgla od 0,8% w temperaturze przemiany eutektoidalnej do 2,11% w temperaturze przemiany eutektycznej. Posiada on niezłe właściwości wytrzymałościowe (R_m≈750 MPa a twardość ~200 HB oraz bardzo dobre właściwości plastyczne A₅≈50%).

Cementyt (Fe₃C) metastabilny węglik żelaza o strukturze rombowej złożonej i zawartości węgla 6,67% (25% at.). Jest to faza bardzo twarda ok. 800 HB i krucha wydzielająca się w trakcie chłodzenia w różnych zakresach temperatur jako: cementyt pierwszorzędowy - podczas krzepnięcia, cementyt drugorzędowy - wydzielający się z austenitu w wyniku malejącej rozpuszczalności węgla w Fe₃ wraz z obniżeniem temperatury oraz jako jeden ze składników mieszaniny eutektoidalnej, wreszcie cementyt trzeciorzędowy wydzielający się z ferrytu wskutek malejącej rozpuszczalności węgla w Fe₃ podczas obniżania temperatury stopu.

Składniki strukturalne w układach Fe-Fe­₃C

Ledeburyt - mieszanina eutektyczna austenitu γ z cementytem (lub perlitu z cementytem - ledeburyt przemieniony), zawierająca dokładnie 4,3% węgla. Ledeburyt powstaje w krzepnącym, ciekłym roztworze żelaza z węglem, gdy zawartość węgla jest w granicach 2,11 - 6,67% w temperaturze 1147°C. Dla zawartości węgla mniejszej niż 4,3% stop zawiera austenit i ledeburyt, przy równej tylko ledeburyt i jest eutektykiem, a powyżej ledeburyt i cementyt. Ledeburyt jest stabilny do temperatury 727°C, poniżej której rozpada się w austenit. Ledeburyt przechodzi wtedy w tzw. Ledeburyt przemieniony. Staje się wtedy podwójną eutektyką. Pierwotnie występujący w niej cementyt zachowuje swą formę, a austenit rozpada się na mieszaninę perlitu i cementytu. Strukturę tę można ujednolicić przez wyżarzanie.

Perlit - mieszanina eutektoidalna ferrytu i Fe₃C_(II) (drugorzędowego), powstająca z rozpadu austenitu o zawartości 0,3% węgla. Perlit ma najczęściej budowę płytkową, w której płytki ferrytu są ułożone na przemian z płytkami cementytu drugorzędowego.

Cementyt pierwszorzędowy (pierwotny) - wydzielający się z roztworu ciekłego w wyniku zmniejszającej się rozpuszczalności węgla w roztworze wzdłuż linii CD.

Cementyt drugorzędowy (wtórny) - wydzielający się z austenitu wyniku zmniejszającej się rozpuszczalności węgla w austenicie wzdłuż linii ES.

Cementyt trzeciorzędowy - wydzielający się z ferrytu w wyniku zmniejszającej się rozpuszczalności węgla w ferrycie wzdłuż linii PQ.

Ledeburyt przemieniony - mieszanina perlitu i cementytu, powstająca w wyniku rozpadu austenitu w ledeburycie na perlit w 727°C.

Eutektyk (eutektyka, mieszanina eutektyczna) - mieszanina dwóch lub więcej faz krystalicznych w określonym układzie, która wydziela się z roztworów ciekłych lub stopów w określonej temperaturze, zwanej temperaturą eutektyczną. Jest ona na ogół znacznie niższa od temperatury krzepnięcia czystych składników lub roztworami stałymi o różnych składach. W tym ostatnim przypadku mówi się o eutektykach roztworów stałych. Eutektyki są stałymi odpowiednikami mieszanin azotropowych.

Przykładem eutektyku jest ledeburyt, który powstaje w układzie żelazo-cementyt przy stałej temperaturze. Przemiana układu żelazo-cementyt zachodzi we wszystkich stopach żelaza z węglem zawierających powyżej 2,11% węgla (żeliwach).

Eutektoid (mieszanina eutektoidalna) - drobnokrystaliczna mieszanina dwóch lub więcej faz przypominająca budową mieszaninę eutektyczną ale powstałą w stanie stałym.

Żelazo - jest pierwiastkiem metalicznym o temperaturze topnienia 1534°C (aktualna poprawna wartość to 1538°C) i temperaturze wrzenia 3070°C. W przyrodzie występuje głównie w postaci tlenków, węglanów, wodorotlenków i siarczków, jako magnetyt, hematyt, syderyt, limonit i piryt. Z rud tlenkowych w redukcyjnym procesie hutniczym w wielkim piecu otrzymuje się tzw. surówkę, będącą stopem żelaza z węglem, krzemem, manganem, siarką, fosforem, tlenem, azotem i innymi (łącznie do 10%). Surówka podlega dalszej przeróbce w piecach stalowniczych, podczas której utlenia się znaczna część domieszek, tak, że w większości przypadków łączna ich ilość (nie licząc węgla) nie przekracza 1%. Otrzymamy produkt zw. Stalą węglową. W czasie nagrzewania (lub ochładzania) stopów żelaza zachodzi w nich szereg przemian, aż do topnienia włącznie, obrazuje je tzw. wykres żelazo-węgiel:

Linie ciągłe dotyczą tzw. układu żelazo-cementyt, tzn. stopów, w których węgiel występuje pod postacią cementytu (węglika żelaza Fe₃C). Linie przerywane układu żelazo-grafit, a więc stopów, w których węgiel występuje pod postacią grafitu.

Wykres można podzielić na dwie części:

• Część górna (linie ABCD i AHJECF) przedstawia przebieg topnienia przy nagrzewaniu albo krzepnięcia przy stygnięciu.

• Część dolna (linie HNJ, GSE, GPSK, PQ) przedstawia przebieg tzw. przemian w stanie stałym.

Jeżeli ciekły stop żelaza z węglem zacznie stygnąć, to początek krzepnięcia (w zależności od zawartości węgla) będzie się znajdował na krzywej ABCD (tzw. linia likwidusu), a końce krzepnięcia na linii AHJECF (tzw. linia solidusu). W temperaturach powyżej linii likwidusu występuje więc stop w stanie ciekłym, w obszarze między liniami likwidusu i solidusu stop w stanie częściowo ciekłym (ciecz z wydzielonymi z niej kryształami), poniżej linii solidusu stop całkowicie zestalony.

Na przykład stop o zawartości 3% węgla zacznie krzepnąć w temperaturze ok. 1280°C wydzielając kryształy o składzie oznaczonym przez linię JE; pozostała ciecz wzbogaca się przy tym w węgiel i temperatura początku jej krzepnięcia obniża się, przesuwając się w kierunku punktu C; ostatnie krople stopu będą miały skład odpowiadający punktowi C i skrzepną w temperaturze 1130°C (temperatura eutektyczna). Tę samą temperaturę końca krzepnięcia będą mieć wszystkie stopy żelaza z węglem o zawartości węgla większej niż 2%.

Czyste żelazo topi się/krzepnie w temperaturze 1538°C. Również w stałej temperaturze (1130°C), a nie w zakresie temperatur topi się i krzepnie stop o zawartości 4,3% węgla (stop eutektyczny), zwany ledeburytem.

Stopy żelaza stosowane w praktyce i określone jako surówki i żeliwa zawierające zazwyczaj węgiel w granicach 2-4,3%. Zatem jeżeli nie ma oddziaływania dodatków stopowych, to wszystkie one zaczynają się topić w temperaturze 1130°C (1135°C), a kończą się topić różnie, zależnie od zawartości węgla, zgodnie z linia BC wykresu żelazo węgiel. W stopach żelaza określanych jako stałe, o zawartości do 2% węgla, temperatura początku topnienia przy ogrzewaniu (lub końca krzepnięcia przy chłodzeniu) jest zmienna, zależnie od zawartości węgla (AHJE).

Jeżeli skrzepnięty, gorący stop żelazo-węgiel będzie stygnął dalej w temperaturze 1130°C lub zimny stop będziemy nagrzewać do tej temperatury, to będą w nich zachodzić tzw. przemiany w stanie stałym.

POMIARY TWARDOŚCI

Próby twardości są najbardziej rozpowszechnione, ponieważ charakteryzują się:

• łatwością ustalenia związku pomiędzy wynikami pomiarów twardości i innych właściwości mechanicznych,

• szybkością, łatwością i dokładnością pomiarów,

• możliwością wykonania pomiarów w warunkach, w których badania innych właściwości mechanicznych nie mogą być przeprowadzone,

• prostotą konstrukcji przyrządów pomiarowych.

Pierwszą skalą, opracowaną w 1811 roku do pomiaru twardości minerałów, była skala Mohsa. Tworzy ją 10 minerałów o wzrastającej twardości: 1-talk, 2-gips, 3-kalcyt, 4-fluoryt, 5-apatyt, 6-ortoklaz, 7-kwarc, 8-topaz, 9-korund, 10-diament.

Do badań twardości metali stosuje się próby polegające na wgniataniu różnych wgłębników w gładką powierzchnię, przy określonym obciążeniu i przez określony czas. Stąd, twardość metali i stopów można określić jako miarę oporu stawianego przy wciskaniu wgłębnika lub miarę oporu przeciw odkształceniom trwałym.

W zależności od rodzaju oporu, jaki stawia materiał, próby twardości dzieli się na:

• statyczne, podczas których opór materiału spowodowany działaniem obciążenia statycznego jest związany z obciążeniem plastycznym (Brinella, Vickersa, Rockwella),

• dynamiczne, podczas których opór materiału wywołany działaniem obciążenia udarowego jest związany z odkształceniem plastycznym lub sprężystym (Poldi),

• zarysowania, w których opór materiału jest związany z jego zarysowaniem.

POMIAR TWARDOŚCI METALI SPOSOBEM BRINELLA

Polega na wciskaniu w badaną próbkę, z siłą F prostopadłą do badanej powierzchni, twardej kulki stalowej lub z węglików spiekanych o średnicy D równej 10, 5, 2,5, 2 lub 1 mm. Twardość wyraża się stosunkiem obciążenia siły F do powierzchni kulistej czaszy trwałego odcisku S. Pole powierzchni odcisku oblicza się na podstawie pomiaru średnicy trwałego odcisku d.

Twardość Brinella wyraża się wzorem:

Przygotowanie próbki:

• grubość próbki powinna być co najmniej 8x większa niż głębokość odcisku h, po drugiej stronie próbki nie mogą wystąpić ślady odkształceń;

• powierzchnia danego przedmiotu powinna być płaska, równa i oczyszczona ze zgorzeliny, smaru itp;

• kształt próbki może być dowolny, pod warunkiem zastosowania do pomiarów odpowiedniego stolika przedmiotowego, zapewniającego prostopadłość powierzchni pomiarowej do kierunku działania obciążenia oraz stabilne położenie próbki bez odkształceń sprężystych i przesunięć pod wpływem obciążenia.

Warunki pomiaru:

W zakresie do 450 HB stosuje się kulki stalowe hartowane. W wypadku materiałów twardszych (do 650 HB) stosuje się kulki z węglików spiekanych. Zaleca się stosowanie kulki o średnicy D=10 mm, a jeżeli grubość próbki na to nie pozwala, kulki o średnicy mniejszej, lecz możliwie największej dopuszczalnej.

Średnica odcisku d powinna zawierać się w granicach: 0,24 D < d < 0,6 D. Zbyt mały odcisk daje nieostrą krawędź, co uniemożliwia dokładny pomiar. Przy zbyt dużym natomiast materiał próbki zaczyna wypływać na boki.

Wynik pomiaru twardości Brinella zależy od wielkości obciążenia. Badania twardości tej samej próbki przy różnych obciążeniach i jednakowej średnicy kulki dają różne wyniki. Podobnie - pomiary przy stałym obciążeniu i różnych średnicach kulek. Jednakowe wyniki otrzymuje się wówczas, gdy stosunek obciążenia do kwadratu średnicy kulki jest stały. Stąd, wartość siły obciążającej F dla kulek o średnicy D uzależniono od stałej obciążenia K:

Zasada zapisu twardości:

Wartości liczbowe twardości uzyskane przy użyciu kulki stalowej uzupełnia się symbolami HB lub HBS, a wartości twardości uzyskane przy użyciu kulki z węglików spiekanych HBW. Symbole te uzupełnia się dalszymi liczbami określającymi warunki badania, wyrażającymi kolejno: średnicę kulki D, wielkość siły obciążającej (0,102 F) i czas działania siły obciążającej, o ile są one inne niż standardowe (D=10 mm, F=294 N, t=10-15 s).

• 220 HBS lub 220 HB - twardość Brinella 220 zmierzona przy użyciu kulki stalowej w warunkach standardowych,

• 540 HBW/5/750 - twardość Brinella 540 zmierzona przy użyciu kulki z węglików spiekanych o średnicy 5 mm przy obciążeniu 750 kG (7355 N) przez 10-15 s,

• 
  600 HBW 1/30/20 - twardość Brinella 600 zmierzona przy użyciu kulki z węglików spiekanych o średnicy 1 mm przy obciążeniu 30 kG przez 20 s.

POMIAR TWARDOŚCI METALI SPOSOBEM VICKERSA

Wgłębnikiem jest diamentowy ostrosłup o podstawie kwadratu i kącie dwuściennym przy wierzchołku równym 136°. Pomiar polega na wciskaniu w płaską, i dostatecznie gładką powierzchnię przedmiotu, pod obciążeniem F prostopadłym do tej powierzchni przez określony czas t. Po odciążeniu mierzy się długość przekątnych d₁ i d₂ odcisku powstałego na powierzchni próbki. Twardość Vickersa wyraża się stosunkiem siły F do pola powierzchni odcisku, obliczonego z średniej arytmetycznej wartości długości przekątnych d.

Wyraża się wzorem:

Przekątne odcisku d₁ i d₂ mierzy się z dokładnością do 0,001 mm. Pomiaru przekątnych dokonuje się za pomocą układu optycznego wbudowanego w twardościomierz.

Przygotowanie próbki:

• powierzchnia w miejscu pomiaru powinna być płaska,

• grubość próbki lub badanej warstwy powinna wynosić co najmniej 1,5 d.

Warunki pomiaru:

Zalecaną siłą obciążającą wgłębnik F jest 294 N. Czas działania obciążenia, liczony od momentu osiągnięcia całkowitej siły F obciążającej wgłębnik, powinien wynosić 10-15 s. Dla niektórych materiałów dopuszcza się przyjęcie dłuższych czasów. Na każdej próbce należy wykonać co najmniej 3 odciski. Odległość między środkami sąsiednich odcisków nie powinna być mniejsza niż 3d dla stali i stopów miedzi oraz 6d dla metali lekkich.

Zasada zapisu twardości:

Oznaczenie jednostkowe twardości Vickersa HV uzupełnia się liczbami określającymi wielkość siły obciążającej wgłębnik (w kG) i czas działania całkowitej siły obciążającej wgłębnik, jeśli jest inny niż standardowy 10-15 s, np.:

• 550 HV30 - twardość Vickersa 550 zmierzona przy obciążeniu wgłębnika siłą 294,2 N przez 10-15 s,

• 550 HV/1/20 - twardość Vickersa 550 zmierzona przy obciążeniu wgłębnika siłą 9,8 N przez 20 s.

POMIAR TWARDOŚCI METALI SPOSOBEM ROCKWELLA

Pomiar polega na dwustopniowym wciskaniu wgłębnika siłą wstępną F₀ i siłą główną F₁ w badaną próbkę przy określonych warunkach obciążenia. W metodzie stosuje się trzy rodzaje wgłębników: stożek diamentowy o kącie wierzchołkowym 120° (skale A, C, D), kulkę stalową o średnicy 1,588 mm (skale B, F, G), kulkę stalową o średnicy 3,175 mm (skale E, H, K). Podstawą określenia twardości Rockwella jest pomiar trwałego przyrostu głębokości odcisku (trwałego odkształcenia). Wynik odczytuje się w jednostkach twardości HR na odpowiednio wyskalowanym czujniku zegarowym.

Obciążenie wstępne F₀ powoduje dociśnięcie wgłębnika do próbki oraz skasowanie wszystkich luzów w układzie mechanicznym twardościomierza. Wgłębnik zajmuje pozycję na linii odniesienia na głębokości h­₀ od powierzchni próbki. Po ustawieniu wskazówki czujnika zegarowego w położeniu początkowym, przykłada się obciążenie główne F₁. Wgłębnik zostaje dociśnięty na głębokość h₁ od linii odniesienia. Po upływie określonego czasu podnosi się dźwignią obciążenie główne, pozostawiając wstępne. Na skutek zaniku odkształcenia sprężystego, wgłębnik unosi się i zajmuje pozycję na głębokości e - jest to trwały przyrost głębokości odcisku. Wartość e mierzy się w jednostkach odpowiadających wielokrotnościom 0,002 mm. Przyjęto, że maksymalna głębokość odcisku, odpowiadająca twardości równej zeru, wynosi 0,20 mm dla skal A, C, D, oraz 0,26 mm dla skal B, E, F, G, H, K, co odpowiada kolejno 100 i 130 jednostkom. Stąd twardość w skalach A, C, D określa zależność: HR=100-e, dla pozostałych: HR=130-e.

Próbka:

• kształt może być dowolny, pod warunkiem zastosowania do pomiarów twardościomierza ze stolikiem zapewniającym prostopadłość powierzchni pomiarowej do kierunku działania obciążenia. Badana powierzchnia próbki oraz przeciwległa powinna być oczyszczona ze zgorzeliny i zanieczyszczeń;

• grubość próbki lub badanej warstwy nie powinna być mniejsza niż 10-krotna wartość trwałego przyrostu głębokości e.

Zasada zapisu twardości:

Symbol jednostki Rockwella HR uzupełnia się literą, określającą skalę, wg której wykonano pomiar oraz na początku zapisu - liczbowym wynikiem pomiaru, np.:

• 62 HRC - twardość Rockwella 62 zmierzona w skali C (przy zastosowaniu wgłębnika diamentowego w postaci stożka),

• 88 HRB - twardość Rockwella 88 zmierzona w skali B (przy zastosowaniu wgłębnika w postaci kulki stalowej).

POMIAR TWARDOŚCI METALI SPOSOBEM POLDI

Najbardziej rozpowszechnionym dynamicznym sposobem pomiaru twardości metali jest sposób opracowany przez Hutę Poldi.

Młotek Poldi składa się z obudowy, w której jest umieszczony ruchomy sworzeń, oparty jednym końcem o płytkę wzorcową. Z drugiej strony płyta wzorcowa oparta jest na stalowej kulce o średnicy 10 mm. Pomiar twardości polega na równoczesnym wykonaniu odcisków w badanym materiale i płyty wzorcowej przez uderzenie młotkiem o masie 500 g w ruchom sworzeń. Po zmierzeniu średnic odcisków, d w badanej próbce i d­_w w próbce wzorcowej, szukana twardość może być liczona w skali Brinella z zależności:

Gdzie: HB_w - twardość płyty wzorcowej.

Młotek Poldi ma zastosowanie wszędzie tam, gdzie nie można zastosować statycznych metod pomiaru, np. w magazynach stali lub dla przedmiotów bardzo dużych.

BADANIA METALOGRAFICZNE

WPROWADZENIE

Podział badań metalograficznych

O zastosowaniu i wykorzystaniu praktycznym materiałów konstrukcyjnych oraz narzędziowych decydują ich właściwości, zależne od wielu czynników, przy czym najważniejsze są tu - skład chemiczny oraz ich budowa wewnętrzna czyli struktura. Do oceny struktury metali i stopów służą między innymi badania metalograficzne, przy czym w zależności od stosowanych urządzeń oraz powiększeń wyróżnia się kryteria:

a) makroskopowe przeprowadzone okiem nieuzbrojonym lub przy powiększeniach osiągalnych lupą (do 40x).

b) mikroskopowe z zastosowaniem:

- mikroskopu metalograficznego świetlnego (optycznego), na którym możliwe jest osiągnięcie powiększeń od 50 do 1500x.

- mikroskopu elektronowego: powiększenie powiększające nawet 100 000x.

Ogólna charakterystyka badań metalograficznych makroskopowych

Badania metalograficzne makroskopowe służą głównie do oceny jakości materiału. Obserwacji poddaje się naturalne powierzchnie wyrobów, naturalne lub odpowiednio przygotowane przełomy albo powierzchnie wyszlifowane i wytrawione odpowiednimi odczynnikami. Często badanie makroskopowe jest pierwszym etapem ekspertyz powypadkowych.

Na powierzchni przedmiotu można ujawnić między innymi:

• ślady oddziaływania środowiska (zgorzelina, produkty korozji…),

• nieciągłości materiałowe, takie jak pęknięcia, pęcherze, pory, nadlewy, niedolewy, rysy, zwalcowania.

Na przełomach obserwuje się:

• charakterystyczne cechy przełomu, określające jego rodzaj,

• większe wtrącenia niemetaliczne,

• wielkość i kształt ziaren,

• nieciągłości materiałowe,

• grubości charakterystycznych stref elementu, np. strefy zahartowanej.

Na zgładach metalograficznych makroskopowych określa się następujące cechy materiału:

• naruszenie spójności metali i stopów,

• strukturę pierwotną powstałą w wyniku krzepnięcia,

• strukturę wtórną powstałą w wyniku przeróbki plastycznej na gorąco (włóknistość) i na zimno (linie odkształceń),

• niejednorodność struktury i składu wywołaną obróbką cieplną, cieplno-chemiczną, procesem technologicznym,

• grubość charakterystycznych cech elementów.

Ogólna charakterystyka badań metalograficznych mikroskopowych na mikroskopie optycznym

Badania metalograficzne mikroskopowe na mikroskopie świetlnym przeprowadza się na specjalnie przygotowanych próbkach, zwanych zgładami (lub szlifami) mikro. Przeprowadzone na zgładach nietrawionych pozwalają na określenie:

• rodzaju wtrąceń (orientacyjnie) i stopnia zanieczyszczenia wydzieleń grafitu w żeliwie,

• obecności mikrospor, mikropęknięć i innych nieciągłości materiału.

Badania przeprowadzone na zgładach wytrawionych umożliwiają określenie:

• rodzaju struktury materiału,

• niekiedy przybliżonego składu chemicznego,

• kształtu i wielkości ziaren,

• rodzaju procesu technologicznego, obróbki cieplnej i cieplno-chemicznej,

• dokładnej grubości stref elementu o różnej strukturze oraz powłok,

• przebiegu nieciągłości (przez ziarna, po granicach ziaren).

PRÓBKI DO BADAŃ METALOGRAFICZNYCH

Próbki do badań makroskopowych

Badania makroskopowe powierzchni zewnętrznych przedmiotów zwykle nie wymagają wykonania specjalnych próbek. W przypadku zanieczyszczenia powierzchni olejem czy smołą, należy je usunąć, najlepiej przez przemycie rozpuszczalnikiem. Podobnie nie wymagają żadnego przygotowania przełomy elementów uszkodzonych w czasie pracy. Dla przeprowadzenia badań na przekrojach trzeba już przygotować odpowiednie próbki, nazywane zgładami. Pobiera się je często z całych przekrojów elementów lub - w zależności od celu badania - z wybranego fragmentu. Pobieranie próbek, chociaż jest czynnością prostą, wymaga jednak dużej staranności i uwagi, gdyż cięcie materiału może lokalnie zmienić jego strukturę, co z kolei prowadzi do błędnych wniosków. Cięcie materiału przeprowadza się różnymi sposobami:

• piłą ręczną lub mechaniczną,

• cienkimi tarczami szlifierskimi,

• ewentualnie palnikiem acetylenowo-tlenowym.

Lokalne przegrzanie materiału występuje najwyraźniej przy cięciu palnikiem, natomiast przy innych wymienionych sposobach cięcia może być zmniejszone przez użycie odpowiednich chłodziw. Odcinanie próbek za pomocą palnika jest stosowane przy większych przedmiotach, jakimi są np. konstrukcje spawane. W celu uniknięcia wpływu nagrzania materiału przewiduje się naddatek, który następnie usuwa się skrawaniem. Po wycięciu próbek powierzchnie mające być przedmiotem badania szlifuje się, najlepiej na szlifierce do płaszczyzn. Następnie próbki szlifuje się na płótnach i papierach ściernych o coraz drobniejszym ziarnie. „Ziarnistość” papieru lub płótna jest podana przez liczbę określającą ilość oczek w sicie na cm², przez które przesiewany jest materiał ścierny przed połączeniem z podłożem, np.:

• papier gruboziarnisty ma oznaczenie 100,

• papier drobnoziarnisty - oznaczenie 600.

Szlifowanie można również wykonywać ręcznie. Próbkę trzyma się w palcach szlifując płaszczyznę zgładu ruchem posuwisto-zwrotnym. Po uzyskaniu na powierzchni obrabianej rys przebiegających tylko w jednym kierunku próbkę płucze się strumieniem wody, suszy i kontynuuje szlifowanie na papierze o drobniejszym ziarnie, po obróceniu płytki o 90°. Zgład szlifuje się tak do zniknięcia rys z poprzedniego papieru. Czynności szlifowania i płukania powtarza się dochodząc do papieru o najdrobniejszym ziarnie. Zgłady do badań makroskopowych wymagają obróbki na papierach o średniej ziarnistości lub drobnej, a czasem nawet dodatkowego polerowania.

Wykonanie badań metalograficznych:

1. Właściwe cięcie. Nie zmieniać temperatury, bo mogą wystąpić zmiany strukturalne.

2. Inkludowanie - zabezpieczenie w żywicach części materiału, które mogą w procesie szlifowania się wykruszyć.

3. Szlifowanie i polerowanie powierzchni próbki oraz ewentualne trawienie wypolerowanej powierzchni zgładu. Ma to na celu usunięcie warstwy materiału zdeformowanego podczas cięcia i inkludowania.

OBRÓBKA CIEPLNA

Obróbka cieplna jest to zespół odpowiednio dobranych zabiegów cieplnych prowadzących do zmiany właściwości stali poprzez zmiany struktury w stanie stałym w wyniku zmian temperatury i czasu.

Ze względu na czynniki wpływające na kształtowanie struktury oraz właściwości metali i stopów można wyróżnić następujące rodzaje obróbki cieplnej:

• obróbkę cieplną zwykłą,

• obróbkę cieplno-chemiczną,

• obróbkę cieplno-mechaniczną (cieplno-plastyczną),

• obróbkę cieplno-magnetyczną.

Każdy proces obróbki cieplnej składa się z operacji i zabiegów. Operacja obróbki cieplnej jest to część procesu technologicznego (np., hartowanie, wyżarzanie) wykonywana w sposób ciągły, przeważnie na jednym stanowisku roboczym, natomiast zabiegiem nazywamy część operacji (np. nagrzewanie, wygrzewanie, chłodzenie).

Klasyfikacja obróbki cieplnej zwykłej:

ZABIEGI JAKO CZĘŚCI OPERACJI OBRÓBKI CIEPLNEJ

Operacja obróbki cieplnej jest częścią procesu technologicznego, wykonywaną w sposób ciągły, przeważnie na jednym stanowisku roboczym. Częściami obróbki cieplnej są zabiegi obróbki cieplnej. Do najważniejszych należą zabiegów obróbki cieplnej:

• nagrzewanie,

• wygrzewanie,

• chłodzenie.

Nagrzewanie jest ciągłym lub stopniowym podwyższaniem temperatury elementu obrabianego cieplnie. Wygrzewanie polega na wytwarzaniu elementu obrabianego cieplnie w docelowej lub pośredniej temperaturze. Chłodzenie to ciągłe lub stopniowe obniżanie temperatury elementu. Chłodzenie z małą szybkością jest nazywane studzeniem, natomiast z szybkością dużą - oziębieniem. Wytwarzanie elementu obrabianego cieplnie w pośredniej lub docelowej temperaturze podczas chłodzenia jest nazywane wychładzaniem.

Podstawowymi parametrami, które decydują o przemianach fazowych są:

• szybkość nagrzewania,

• temperatura wygrzewania,

• czas wygrzewania i chłodzenia,

• szybkość chłodzenia w zależności od temperatury wygrzewania.

Nagrzewanie i chłodzenie materiału może przebiegać w sposób ciągły lub stopniowy. Podczas nagrzewania stopniowego rozróżnia się:

• podgrzewanie

- podgrzewanie do temperatury pośredniej i dogrzewanie,

- nagrzewanie do temperatury wygrzewania.

Podobnie podczas chłodzenia stopniowego wyróżniamy pojęcia:

• odchładzanie

- chłodzenie do temperatury pośredniej oraz wychładzanie,

- chłodzenie do temperatury końcowej

Chłodzenie powolne (w piecu, spokojnym powietrzu) nazywamy studzeniem, natomiast chłodzenie szybkie (w wodzie, oleju) nazywamy oziębianiem. Ochłodzenie i wytrzymanie materiału w temperaturze poniżej 0°C nazywamy wymrażaniem.

Zabiegi obróbki cieplnej:

TWORZENIE SIĘ AUSTENITU PODCZAS NAGRZEWANIA

Dyfuzja - proces samorzutnego rozprzestrzeniania się cząstek lub energii w danym ośrodku, będący konsekwencją chaotycznych zderzeń cząsteczek dyfundującej substancji między sobą lub z cząsteczkami otaczającego ją ośrodka.

Nagrzewanie stali do temperatury zapewniającej wystąpienie struktury austenitu jest zabiegiem stosowanym w większości operacji obróbki cieplnej. Warunkiem rozpoczęcia procesu tworzenia się austenitu z mieszaniny ferrytu i cementytu jest nagrzanie stali do temperatury wyższej od Ac₁ (727°C). Po nagrzaniu do tej temperatury, na granicach międzyfazowych ferrytu i cementytu następuje niejednorodne zarodkowanie austenitu. Przemiana ma charakter dyfuzyjny, gdyż rozrastające się zarodki tej fazy rozpuszczają się zarówno cementyt, jak i ferryt. Ziarna powstające w pierwszej fazie procesu mają jednak bardzo zróżnicowane stężenie węgla. Szybkość procesu tworzenia się z austenitu perlitu zwiększa się wraz ze zwiększeniem szybkości nagrzewania oraz zwiększeniem ogólnej powierzchni granic międzyfazowych cementyt-ferryt.

W kolejnych fazach procesu tworzenia się austenitu z perlitu lub z mieszanin cementytu i ferrytu, po utworzeniu austenitu niejednorodnego, następuje rozpuszczanie węglików i ujednorodnienie składu chemicznego austenitu. Przemiana ferrytu w austenit o małym stężeniu węgla przebiega z dużą szybkością. Natomiast rozpuszczanie się cementytu w austenicie, wymagające dyfuzji węgla na znaczne odległości, zachodzi z niewielką szybkością. Dlatego ujednorodnienie austenitu jest procesem długotrwałym, nawet przy znacznym przegrzaniu stali powyżej temperatury Ac₁.

1. Krzywe Czas-Temperatura-Przemiana dla nagrzewania izotermicznego stali węglowej o stężeniu 0,7% (wg. A. Rose i W. Strassburga) CTP_i.

2. 
   Krzywe Czas-Temperatura-Przemiana dla nagrzewania ciągłego stali węglowej o stężeniu 0,7% (wg. A. Rose i W Strassburga) CTP_c.

STALE GRUBO I DROBNOZIARNISTE

Przemiana perlitu w austenit jest związana z rozdrobnieniem ziarna. Średnia wielkość ziaren nowo utworzonego austenitu jest mniejsza od wielkości ziaren perlitu, z którego powstała faza γ. Zwiększenie temperatury lub czasu wygrzewania powoduje z reguły rozrost ziaren austenitu w stalach gruboziarnistych. W przypadku chłodzenia austenitu praktycznie nie obserwuje się w nich rozdrobnienia ziaren. W warunkach powolnego chłodzenia wielkość nowo utworzonego ziarna perlitu jest zbliżona do wielkości pierwotnego ziarna austenitu.

Schemat zmian wielkości ziarna w wyniku nagrzewania do temperatury wyższej od Ac₁ i następnego chłodzenia:

PRZEMIANY W STALI PODCZAS CHŁODZENIA

KLASYFIKACJA PRZEMIAN

W stali nagrzanej do temperatury austenizowania, podczas wolnego chłodzenia zachodzą przemiany zgodnie z wykresem równowagi faz żelazo-cementyt. Znacznie większe szybkości chłodzenia stosowane w praktyce powodują przesunięcie przemian do niższej temperatury. W czasie chłodzenia austenitu, w zależności od szybkości chłodzenia i temperatury przechłodzenia, mogą zachodzić przemiany:

• martenzytyczna,

• bainityczna,

• perlityczna.

Przemiana austenityczna

Podczas nagrzewania stali, powyżej temperatury Ac₁ (727°C), rozpoczyna się przemiana perlitu w austenit, nazywana przemiana austenityczną. W stalach podeutektoidalnych po przekroczeniu temperatury Ac₃ rozpoczyna się przemiana ferrytu w austenit, a w stalach nadeutektoidalnych po osiągnięciu temperatury Ac_cm (727-1147°C) proces rozkładu cementytu.

Przemiana austenityczna rozpoczyna się zarodkowaniem austenitu na granicach międzyfazowych ferryt - cementyt i ma charakter dyfuzyjny. Szybkość zachodzenia przemiany austenitycznej zależy głównie od stopnia przegrzania perlitu (ferrytu) powyżej temperatury Ac₁, (Ac₃ 727-912°C) przy grzaniu izotermicznym lub od szybkości nagrzewania przy grzaniu ciągłym oraz od ogólnej powierzchni granic międzyfazowych ferryt-cementyt. Przemianę tę można rozważać w trzech następujących etapach:

• utworzenie austenitu niejednorodnego,

• utworzenie austenitu jednorodnego,

• rozrost ziaren austenitu.

Bezpośrednio po zakończeniu przemiany austenitycznej otrzymany austenit jest niejednorodny i do pełnego wyrównania koncentracji węgla i innych pierwiastków stopowych konieczne jest dalsze wygrzewanie.

Przemianie perlitu w austenit towarzyszy rozdrobnienie ziarna, jednak dalszy wzrost temperatury lub czas austenizowania sprzyja rozrostowi ziaren. Skłonność do rozrostu ziaren austenitu zależy w znacznym stopniu od rodzaju stali, które możemy podzielić na dwie grupy:

- stale drobnoziarniste o małej skłonności do rozrostu ziaren austenitu w zakresie temperatur do 900-950°C,

- stale gruboziarniste, w których rozrost ziaren austenitu następuje bezpośrednio po zakończeniu przemiany austenitycznej.

Głównym czynnikiem hamującym rozrost ziaren austenitu są dyspersyjne cząstki obcych faz, uniemożliwiające migrację granic ziaren. Do stali charakteryzujących się małą skłonnością do rozrostu ziaren należą m.in. stale odtleniane za pomocą aluminium oraz stale nadeutektoidalne i stopowe zawierające trudno rozpuszczalne węgliki. Stale drobnoziarniste umożliwiają stosowanie szerszego zakresu temperatury austenityzowania podczas obróbki cieplnej oraz wyższej temperatury obróbki plastycznej na gorąco. Drobnoziarnista struktura austenitu pierwotnego wpływa na poprawę właściwości mechanicznych i eksploatacyjnych stali normalizowanych, hartowanych i ulepszanych cieplnie.

Przemiany podczas chłodzenia

Austenit jest fazą trwałą tylko w pewnym zakresie temperatur i po ochłodzeniu poniżej temperatury A_R, ulega przemianie perlitycznej, bainitycznej lub martenzytycznej. Dane dotyczące zależności struktury i właściwości od stali od temperatury i czasu przemiany przechłodzonego austenitu zawierają wykresy CTP (Czas-Temperatura-Przemiana). W zależności od sposobu chłodzenia dla różnych gatunków stali opracowywane wykresy:

1. CTP_i - przy chłodzeniu izotermicznym,

2. CTP_c - przy chłodzeniu ciągłym.

Schematyczne wykresy przemian austenitu przechłodzonego stali węglowej podeutektoidalnej:

Gdzie: γ - austenit, α - ferryt, P - perlit, B - bainit, M - martenzyt.

Przemiana perlityczna

Przemiana perlityczna zachodzi po ochłodzeniu austenitu do zakresu temperatur między Ar₁, a temperaturą minimalnej trwałości austenitu 500-550°C. W jej wyniku z austenitu powstaje mieszanina eutektoidalna złożona z płytek ferrytu i cementytu zwana perlitem. Przemiana perlityczna jest przemianą dyfuzyjną, związaną z przegrupowaniem atomów węgla i zachodzi przez zarodkowanie oraz rozrost zarodków. Zarodkowanie perlitu przebiega homogenicznie na granicach ziaren austenitu czy nierozpuszczonych cząstkach innych faz, przy czym z danych doświadczalnych wynika, że w pierwszej kolejności powstaje płytka cementytu, powodując zubożenie zawartości węgla w otaczającym ją austenicie. Gdy stężenie węgla w austenicie spadnie do poziomu odpowiadającego jego zawartości w ferrycie - powstaje płytka ferrytu, co prowadzi do wzbogacenia sąsiednich obszarów austenitu w węgiel do zawartości wymaganej dla powstania płytki cementytu. Kolonia perlitu rośnie poprzez dobudowywania nowych płytek ferrytu i cementytu oraz wzrost czołowy, który zachodzi na drodze dyfuzyjnego przegrupowywania atomów węgla.

W warunkach chłodzenia izotermicznego odległość między płytkami ferrytu i cementytu zmniejsza się wraz z przechłodzeniem austenitu.

Przemiana bainityczna

Przemiana bainityczna zachodzi w stalach pomiędzy temperaturą najmniejszej trwałości austenitu a temperaturą początku przemiany martenzytycznej. Podczas chłodzenia izotermicznego w zależności od temperatury przemiany rozróżnia się bainit górny, tworzący się w zakresie temperatury poniżej minimalnej trwałości austenitu a temperaturą 350-400°C a temperaturą początku przemiany martenzytycznej. W zależności od temperatury przechłodzenia rozróżnia się:

• bainit górny,

• bainit dolny.

Bainit górny składa się z ziaren przesyconego węglem ferrytu o nieregularnych kształtach z nieregularnymi wydzieleniami węglików oraz z austenitu szczątkowego.

Bainit dolny składa się z przesyconego węglem ferrytu o postaci listwowej zbliżonego do martenzytu, płytkowych węglików w równoległych rzędach, ściśle zorientowanych względem listew ferrytu oraz z austenitu szczątkowego.

Przemiana martenzytyczna

Nazywana przemianą bezdyfuzyjną lub ścinającą. Zachodzi w stalach po przechłodzeniu austenitu poniżej temperatury M_S z prędkością równą lub większą prędkości krytycznej. W wyniku powyższej przemiany powstaje martenzyt, tj. przesycony roztwór węgla w żelazie, o strukturze tetragonalnej, powstającej przez zniekształcenie komórki sieci A2.

Przemiana martenzytyczna rozpoczyna się po przekroczeniu temperatury M_s i zachodzi z bardzo dużą prędkością 1000-7000 m/s. Czas tworzenia jednej płytki martenzytu wynosi ok. 10^-7 s. Warunkiem przebiegu przemiany jest ciągłe obniżanie temperatury aż do osiągnięcia temperatury M_f, poniżej której przemiana nie zachodzi, pomimo pozostania w strukturze pewnej ilości austenitu.

Przyczyną pozostawiania w strukturze pewnej ilości austenitu (zw. austenitem szczątkowym) jest znaczny wzrost objętości martenzytu w porównaniu z austenitem o około 3-4%, co powoduje wzrost naprężeń ściskających w strukturze i zahamowanie dalszej przemiany austenitu.

Zależność temperatury początku M_s i końca M_f przemiany martenzytycznej od stężenia węgla w stalach węglowych.

Wpływ stężenia pierwiastków stopowych na temperaturę początku przemiany martenzytycznej M_s.

HARTOWNOŚĆ I ODPUSZCZALNOŚĆ STALI

Podatność stali na hartowanie, zwana hartownością, jest wyrażana zależnością przerostu twardości w wyniku hartowania w wyniku hartowania od warunków austenizowania i szybkości chłodzenia. O hartowności stali współdecydują:

• utwardzalność,

• przehartowalność.

Utwardzalność - podatność stali na hartowanie, miarą której jest zależność największej (możliwej do uzyskania po hartowaniu) twardości do warunków austenizowania. Utwardzalność jest uzależniona od warunków austenizowania oraz stężenia węgla w austenicie.

Przez przehartowalność rozumie się podatność stali na hartowanie jako zależność przyrostu twardości w wyniku hartowania od szybkości chłodzenia. Na przehartowalność w sposób znaczący wpływają stężenie podczas austenizowania, stopień jednorodności austenitu oraz wielkości jego ziaren.

Miarą przehartowalności stali jest krytyczna szybkość hartowania lub średnica krytyczna Dn. tj. średnica pręta, w którym po zahartowaniu w ośrodku o określonej intensywności chłodzenia osi przekroju poprzecznego obrabianego elementu uzyskuje się strukturę złożoną z co najmniej n% martenzytu (indeks n odpowiada udziałowi martenzytu w strukturze podanemu w %, np. D80 lub D50). Średnica D50 jest nazywana średnicą półmartezytycznej.

WSPÓŁCZYNNIK INTENSYWNOŚCI CHŁODZENIA

Wartość średnicy krytycznej zależy od zdolności chłodzącej ośrodka oziębiającego, której miarą jest współczynnik intensywności chłodzenia H. Współczynnik ten określa względną zdolność chłodzenia ośrodka w porównaniu z wodą, dla której przyjmuje się H=1. Wielkość ta może zmieniać swą wartość od H=0 dla ośrodka, który jest idealnym izolatorem, czyli zupełnie nie odbiera ciepła, do H=
, dla idealnego ośrodka chłodzącego, w którym powierzchnia przedmiotu chłodzonego natychmiast oziębiałaby się do temperatury ośrodka.

---