PODRĘCZNIKI AKADEMICKIE • MECHANIKA

Karol Przybyłowicz

metaloznawstwo

Wydawnictwa Naukowo-Techniczne

wytrzymałość ok. 5000 MPa, a wydłużenie ok. 0,1%), dzięki czemu znalazły zastosowanie w elektronice jako materiał magnetycznie miękki (głowice magneto­fonowe, wizyjne i cyfrowe, a także przy budowie transformatorów, silników elektrycznych, wzmacniaczy magnetycznych, cewek dławikowych, separatorów magnetycznych i innych). Mają też dużą odporność na korozję. Dzięki wysokiej twardości i małej grubości taśmy amorficzne zastosowano na ostrza do golenia.

Można również wywołać amorfizację przez naparowanie stopu na podłoże ochłodzone do temp. 80 K w próżni. Takim sposobem otrzymano szkło metaliczne ze stopu Cu-Ag (po 50% mas.).

Inna metoda wytwarzania szkieł metalicznych polega na elektroosadzaniu.

Do tworzenia szkieł metalicznych są szczególnie podatne stopy wieloskład­nikowe zawierające: bor, węgiel, krzem, fosfor, np. stop BNi-2 o składzie Ni82Cr7Fe3Si5B3, który w postaci taśmy jest stosowany do twardego lutowania. Czynnikiem sprzyjającym procesowi zeszklenia jest tworzenie się w stopie głębo­kiej eutektyki, gdyż zeszkleniu podlegają stopy, dla których TJT_m > 0,5.

Szkła metaliczne są termicznie nietrwałe, np. amorficzny stop Cu-Ag po wygrzaniu przez 30 min w temp. 380 K tworzy metatrwały roztwór stały o sieci Al, a dopiero po nagrzaniu do 500 K osiągnięta zostaje równowagowa struktura dwufazowa. Podobnym przemianom podlegają szkła metaliczne utworzone z innych stopów.

Szkła metaliczne są perspektywicznymi materiałami i przewiduje się moż­liwość, ze względu na wysoką wytrzymałość, wykorzystania ich do wytwarzania kompozytów, a także do wzmocnienia opon samochodowych, pasów transmisyj­nych i laminatów. Przez kontrolowane nagrzewanie można ze szkła metalicznego wytwarzać materiały nanokrystaliczne.

Odkształcenie plastyczne metali

1. Poślizg jako ruch dyslokacji

Możliwość odkształcenia plastycznego metale zawdzięczają swojej ciągliwości, która jest ściśle związana z łatwością generowania i ruchu dyslokacji. Obserwacje monokrystalicznych próbek wytrzymałościowych wykazały, że po przekroczeniu granicy plastyczności pojawiają się na ściankach równoległe linie, będące wynikiem wyjścia dyslokacji na powierzchnię, których gęstość nasila się w miarę wzrostu odkształcenia. Linie te zostały zinterpretowane jako ślady aktywnych płaszczyzn poślizgu i nazwane liniami poślizgu (rys. 8.1). Faktycznie, linie widoczne na mikrofotografii składają się z wielu subtelnych linii, które można ujawnić za pomocą mikroskopu elektronowego i dlatego słuszniej jest nazywać je pasmami poślizgu. Różnicę między linią a pasmem pokazano na rys. 8.2.

Jakkolwiek poślizg po gęsto obsadzonych płaszczyznach atomowych był od dawna uznanym mechanizmem odkształcenia plastycznego, to nie od razu rozumia­no, w jaki sposób on zachodzi. Początkowo uważano, że części kryształu po obu stronach płaszczyzny poślizgu przemieszczają się względem siebie przez jednoczes­ny przeskok atomów o jedną odległość międzyatomową w kierunku działającego naprężenia stycznego. Ponieważ z takiej koncepcji wynikały zbyt duże naprężenia konieczne do pokonania sił międzyatomowego przyciągania, zostały wprowadzone dyslokacje, jako defekty ułatwiające poślizg.

W ten sposób przy ruchu dyslokacji wiązania międzyatomowe są zrywane tylko w pobliżu dyslokacji, a po jej przejściu natychmiast odnawiane, dzięki czemu ruch dyslokacji wymaga stosunkowo małych naprężeń. Na rysunku 4.6 przed­stawiono szereg etapów przemieszczania się dyslokacji w krysztale. Widać, że efektem wyjścia dyslokacji na powierzchnię kryształu jest powstanie stopnia analogicznego do tego, jaki powstałby w przypadku sztywnego ścięcia kryształu względem płaszczyzny p-p. Łatwość odkształcenia kryształu będzie więc uzależ­niona od tworzenia i ruchu dyslokacji. Dyslokacje zawsze istnieją w kryształach metalicznych w dużych ilościach, gdyż wyżarzony metal zawiera 10¹⁰-t-10¹² m

linii dyslokacji w l m\ Pod wpływem naprężenia dyslokacje te mogą ulec dalszemu rozmnażaniu (patrz rys. 4.13).

Miarą łatwości ruchu dyslokacji jest tzw. krytyczne naprężenie styczne (t*_r), które jest cechą charakterystyczną każdego metalu. Jest to minimalne naprężenie, styczne do płaszczyzny i kierunku poślizgu, zdolne wywołać ruch dyslokacji. Naprężenie mniejsze od (x_kr) powoduje jedynie sprężyste odkształcenie metalu, które

Tablica 8.1. Systemy poślizgu i wartości t*_f dla wybranych metali

Metal	Typ sieci	Czystość	System poślizgu	Krytyczne naprężenia ścinające tir MPa
Cu	Al	99,999	{111} <110>	0,63
Ag	Al	99,999	{111} <110>	0,37
Au	Al	99,99	{111} <110>	0,90
Al	Al	99,996	{111} <110>	1,01
Zn	A3	99,999	(0001) <1120)	0,17
Cd	A3	99,996	(0001) <1120)	0,56
Mg	A3	99,95	(0001) <1120)	0,43
Ti	A3	99,99	{10Í0} <1120)	13,72
Zr	A3	99,0	{lolo} <1120)	6,20
Fe	A2	99,96	{110}, {112} {123} <111)	27,4

znika po zdjęciu naprężenia. W tablicy 8.1 zestawiono wartości (t_kr) dla metali najczęściej stosowanych w technice. Naprężenie krytyczne zależy silnie od zawarto­ści domieszek i ogólnie biorąc zmniejsza się ze wzrostem czystości, np. dla srebra ze zmianą czystości od 99,999 do 99,93% wzrasta ponad trzykrotnie. Naprężenie i_kr zależy od temperatury, przy czym z obniżeniem temperatury wzrasta. Zależność ta dla metali o sieci Al jest znacznie słabsza niż dla metali o sieci A2.

1. Płaszczyzny i kierunki poślizgu

Równoległość linii poślizgu na powierzchni odkształconych kryształów wskazuje na to, że poślizg występuje w uprzywilejowanych płaszczyznach krystalograficznych gęsto wypełnionych atomami. Płaszczyzny te cechują: duży odstęp między nimi i niskie wskaźniki Millera. Nie znaczy to, że w pewnych warunkach poślizg nie może nastąpić po płaszczyźnie o mniej gęstym wypełnieniu. Zależy to od łatwości przesuwania się dyslokacji w różnych płaszczyznach, czyli minimalnego naprężenia x_kr wywołującego ten ruch, a dyslokacje najłatwiej przesuwają się po płaszczyznach o najgęstszym ułożeniu atomów.

Płaszczyzny atomowe, po których następuje poślizg pod wpływem działania naprężeń w danym typie sieci krystalograficznej nazywają się płaszczyznami łatwego poślizgu. Badając mechanizm odkształcania kryształów, stwierdzono, że w danej płaszczyźnie poślizgu odkształcenie zachodzi łatwiej w pewnych określonych kierunkach niż w innych. Kierunki te są prawie wyłącznie kierunkami najgęstszego ułożenia atomów. Dzieje się tak dlatego, że w tych kierunkach są najmniejsze odległości między atomami i - co za tym idzie - najmniejsze wektory Burgersa dyslokacji (wektor Burgersa jest równy odległości między atomami w danym kierunku, czyli podstawowemu periodowi identyczności).

Ponieważ energia dyslokacji jest proporcjonalna do kwadratu wektora Burger- sa, jest jasne, że dyslokacje z wektorami Burgersa równoległymi do kierunku najgęstszego ułożenia mają najmniejszą energię odkształcenia i w związku z tym mogą być wprowadzone do kryształu przy minimalnym wydatku energii.

W tablicy 8.2 zestawiono odległości międzyatomowe dla głównych kierunków krystalograficznych sieci A0, Al i Al układu regularnego.

Tablica 8.2. Odległości międzyatomowe w kierunkach <100), <110) i <111) dla sieci A0,A1 ¡A2

Typ sieci	<100)	Odlej	»{ości międzyatomowe w <110)	kierunku <111)
A0	a		ajl	aji
Al	a		aj2 2	ajl
A2	a		ajl	aJŚ 2

Wartości minimalne podkreślono.

Wartości najmniejsze dla każdej sieci wyznaczają kierunek poślizgu w tej sieci, a więc w sieci A0 jest to kierunek <100), w sieci Al - <110), w sieci A2 - <111), w sieci A3 - <1120).

Zagadnienie płaszczyzn i kierunków poślizgu można również rozpatrywać intuicyjnie na podstawie „szorstkości” danej płaszczyzny lub kierunku. Jest oczywiste, że płaszczyzna lub kierunek są najbardziej „gładkie”, gdy atomy stykają się ze sobą. Ze wzrostem odległości między atomami będą pogłębiać się „dołki” między atomami, w które wchodzą atomy następnej warstwy i naprężenie konieczne do przesunięcia warstw atomów względem siebie wzrasta. Można to sprawdzić na modelach z piłeczek pingpongowych.

Kombinację płaszczyzny poślizgu i leżącego w niej kierunku poślizgu nazywa­my systemem poślizgu. Omówimy to zagadnienie na przykładzie.

Na rysunku 8.3 przedstawiono układ atomów w gęsto obsadzonej atomami płaszczyźnie w sieci Al (pł. {111}). W płaszczyźnie tej leżą trzy kierunki o najgęstszym ułożeniu oznaczone k_p, do których są równoległe wektory Burgersa i.

Rys. 8.3

Układ atomów w płaszczyźnie oktaedrycznej {111} sieci A1 i podstawowej (0001) sieci A3, w których atomy są najgęściej ułożone

Tak więc z tą płaszczyzną mogą być związane trzy systemy poślizgu, z których każdy odpowiada innemu kierunkowi < 110). W sieci A1 istnieją cztery równoważne płaszczyzny poślizgu: (111), (lii), (Tl 1) i (1 li), a w każdej z nich są trzy kierunki poślizgu. Tak więc w sieci A1 może działać 12 systemów poślizgu. Są one całkowicie krystalograficznie równoważne, ale przy danym stanie naprężeń łatwość zachodze­nia poślizgu w różnych systemach może być różna (patrz p. 8.4).

Płaszczyzny poślizgu i kierunki poślizgu w sieci regularnej ściennie centro­wanej A1 mogą być przedstawione za pomocą tak zwanego czworościanu standar­dowego. Na rysunku 8.4 pokazano sposób wyodrębnienia z komórki elementarnej standardowego tetraedru ABCD. Ściany tetraedru reprezentują płaszczyzny poślizgu {111}, a krawędzie kierunki poślizgu <110). Kąty między płaszczyznami i kierun­kami są zachowane.

W sieci A2 brak jest płaszczyzny o tak gęstym wypełnieniu atomami jak w sieci 41 lub43. Najgęściej wypełniona atomami jest płaszczyzna {110}, w której leżą dwa kierunki najgęściej obsadzone atomami <111) (rys. 8.5). Dlatego przy odkształceniu kryształów o sieci A2 brak jest jednoznacznej płaszczyzny poślizgu, co sprawia, że linie poślizgu są faliste i nieregularne. Jako czynne płaszczyzny poślizgu ziden­tyfikowano {110}, {112}, {123}, ale istnieją także dowody na to, że każda

Rys. 8.4

Wyodrębnienie tetraedru standardowego z komórki elementarnej A1

Rys. 8.5

Najgęściej wypełniona płaszczyzna w sieci A2 o wskaźnikach (110); leżą w niej dwa kierunki o najgęstszym wypełnieniu <111)

Tablica 8.3. Systemy poślizgu działające w sieciach Al, A2, A3

Typ sieci	System sieci	System dodatkowy
Al	{ni} <iio>	nie ma
A2	{110} <111)	{112}<111>, {123}<111), {hk(h + k)}<lll)
A3	(0001) <1120)	{1010}<1120),{1122}<1123)

płaszczyzna, w której leży kierunek <111), może być płaszczyzną poślizgu. Brak gęsto wypełnionej płaszczyzny powoduje, że x_kr dla tej sieci jest wysokie (np. dla żelaza x_kr = 28 MPa) i metale te trudniej się odkształcają niż metale o sieci Al.

W sieci A3 płaszczyzna podstawowa (0001) ma taki sam układ atomów jak płaszczyzna oktaedryczna {111} w sieci A1. Ponieważ jest ona jednak jedyną płaszczyzną tego typu, liczba systemów poślizgu wynosi tylko 3. W metalach heksagonalnych o stosunku da > 1,663 poślizg zachodzi w systemie (0001) <1120) i x_kr ma bardzo małe wartości. W metalach o stosunku da < 1,663 (np. Ti, Zr) poślizg zachodzi łatwiej w systemie {10l0} < 1120), ale wartości x_kr są duże. Należy podkreślić, że w sieci A3 na skutek jej niższej symetrii niż sieci A1 mogą działać również inne systemy poślizgu wtedy, gdy płaszczyzna podstawowa jest równoległa lub prostopadła do kierunku rozciągającej siły, ale w tych systemach x_kr jest znacznie wyższe. W takich warunkach metal odkształca się łatwiej przez bliźniakowanie. Wynika stąd, że łatwość odkształcania kryształów o sieci A3 zależy w znacznym stopniu od ich orientacji względem działających naprężeń. W metalach o sieci Al uruchamianie innych systemów poślizgu poza {111} <110) nie zachodzi. W tablicy 8.3 zestawiono systemy poślizgu w sieciach Al, A2 i A3.

1. Odkształcenie przez bliźniakowanie

Drugim obok poślizgu mechanizmem odkształcenia niektórych metali jest bliź- niakowanie, które można scharakteryzować jako nagłe, poślizgowe przemieszczenie atomów zachodzące w małym, ale ściśle ograniczonym przez granice bliźniacze obszarze sieci. Bliźniakowanie nie zachodzi jednak z taką samą łatwością w każdym metalu i w każdych warunkach. Metale o sieci A1 praktycznie nie odkształcają się tym sposobem (wyjątek stanowią tu bardzo duże szybkości odkształcenia, np. przy wybuchu, i bardzo niskie temperatury). Jednak w stopach (np. mosiądzach) stwierdzono obecność bliźniaków odkształcenia po walcowaniu w temperaturze pokojowej. W metalach o sieci A2 (Fe-a, W, Mo, mosiądz fi) bliźniakowanie odgrywa małą rolę przy odkształceniu, natomiast w metalach o sieci A3 (heksagonal­nych) oraz o niższej symetrii sieci (Sn-/i, U), a także w As, Sb, Bi bliźniakowanie jest ważnym mechanizmem odkształcenia. Bliźniaki wpływają na ogół umacniająco na kryształ, zwiększając jednocześnie jego kruchość. Stwierdzono bowiem, że bliźniaki hamują ruch dyslokacji, a w wyniku spiętrzeń na ich granicach mogą powstawać zarodki pęknięć. Bliźniaki odgrywają rolę w procesie rekrystalizacji (patrz p. 9.2.2), gdyż przecięcia bliźniaków stanowią miejsca zarodkowania nowych ziarn.

Cahn, rozważając krystalografię bliźniaków, stwierdził, że przy bliźniakowaniu istnieją dwie płaszczyzny, które nie ulegają zniekształceniu: płaszczyzna bliźniacza oddzielająca obszar zbliźniaczony od osnowy Aj i tzw. druga płaszczyzna nie- zniekształcona K₂, oraz dwa kierunki, które nie ulegają zniekształceniu. Są to: kierunek zbliźniaczenia (ścinania) r\_x oraz kierunek powstający jako ślad przecięcia płaszczyzny ścinania z płaszczyzną K₂ osnowy oznaczony przez rj₂ (płaszczyzna ścinania jest więc“ prostopadła do Aj i K₂) (rys. 8.6). Jeśli są podane te cztery parametry, to można stwierdzić, że sposób bliźniakowania został zdefiniowany jednoznacznie.

Rys. 8.6

Krystalografia bliźniakowania; abcdefgh - bliźniak (wg Cahna)

Bliźniaki powstają, jeśli działa naprężenie styczne równoległe do rp. W cynku naprężenie konieczne do wywołania bliźniakowania wynosi 5-^35 MPa i jest znacznie mniejsze od teoretycznego naprężenia bliźniakowania (400 -r- 1200 MPa), a większe niż x_kr. To wskazuje na heterogeniczny charakter zarodkowania bliźniaków w miejscach o dużej koncentracji naprężeń w sieci. Z tego względu warunkiem ich powstawania jest uprzednie odkształcenie przez poślizg, które wywołuje spię­trzenie dyslokacji o dużym nagromadzeniu energii odkształcenia. Stwierdzono, że przy obciążeniach udarowych udział bliźniakowania wzrasta w stosunku do odkształcenia przez poślizg. Podobnie wpływa wzrost koncentracji pierwiastków stopowych.

Dla wyjaśnienia mechanizmu tworzenia bliźniaków omówmy schemat (rys. 8.7) ilustrujący powstawanie bliźniaka w sieci Al. Należy zauważyć, że przemieszczenie kolejnych warstw atomowych w kierunku r\_x na każdej następnej płaszczyźnie zwiększa się proporcjonalnie do jej odległości od płaszczyzny bliźniaczej Aj. Taki charakter przesunięć dają przemieszczające się dyslokacje

cząstkowe Shockley’a z wektorem Burgersa równoległym do [112], tj. b = ^ [112],

jeżeli na kolejnych płaszczyznach (111) oznaczonych 2, 3, 4 itd. ich ilości będą proporcjonalne do odległości danej płaszczyzny od A,. Wówczas uzyskamy odkształcenie takie, jak pokazano na rys. 8.7. Krystalograficzne parametry bliź­niakowania sieci A1 i A3 przedstawiono w tabl. 8.4.

Granica bliźniacza na rys. 8.7 jest płaska, więc jest granicą koherentną. Jednak w rzeczywistości większość bliźniaków odkształcenia ma kształt soczewkowaty i ich granice stanowią niekoherentne granice o większej energii, co tłumaczy trudność

Płaszczyzna rysunku II do (110)

Rys. 8.7. Mechanizm powstawania bliźniaka odkształcenia (wg Guya) [44]

Tablica 8.4. Krystalograficzne parametry bliźniakowania

Typ sieci		«2	»ii	ri2
Al	(111)	(nT)	(112)	(112)
A3	(1012)	(1012)	(1011)	(1011)

wzrostu bliźniaków odkształcenia. Soczewkowaty kształt ułatwia wytwarzanie dyslokacji koniecznych do dalszego wzrostu bliźniaka. W miarę wzrostu naprężeń zwiększają się wymiary bliźniaków i wzrasta ich ilość. Należy jednak podkreślić, że naprężenie konieczne do zarodkowania bliźniaka jest znacznie większe od na­prężenia potrzebnego do jego wzrostu. Czas potrzebny do utworzenia bliźniaka jest bardzo mały (rzędu kilku ps) i dlatego przy ich tworzeniu słychać niekiedy trzaski (np. przy zginaniu cyny). Przy rozciąganiu próbki w momencie utworzenia bliźniaka obserwuje się nagły spadek siły, w wyniku czego krzywa rozciągania przyjmuje kształt pilasty (rys. 8.8). I

Gdy soczewkowaty bliźniak wychodzi na powierzchnię, przyjmuje kształt ¹ połowy soczewki. W pobliżu takiego bliźniaka tworzy się dodatkowe zniekształcenie sieci zwane przegięciem akomodacyjnym. Przegięcia takie mogą być obserwowane po odkształceniu na wypolerowanych powierzchniach, gdyż wywołują charakterys­tyczny relief widoczny na rys. 8.9. Gdy bliźniak przechodzi przez cały kryształ (ziarno), jego granice stają się równoległe do płaszczyzny bliźniaczej K_u a więc koherentne. Po wyżarzeniu zbliźniaczonego materiału bliźniaki zanikają - kurczą się do wewnątrz, a ich ostre krawędzie ulegają stępieniu. Bliźniaki stają się płyt­kami.

Podsumowując, można stwierdzić, że między odkształceniem przez poślizg a bliźniakowaniem istnieją następujące różnice:

1. przy poślizgu orientacja wzajemnie przemieszczających się części kryształu nie ulega zmianie, natomiast po utworzeniu bliźniaka jego orientacja jest różna od osnowy kryształu i powstają granice bliźniacze;

2. przy poślizgu dyslokacje przemieszczają się w pojedynczych płaszczyznach poślizgu, przy bliźniakowaniu zaś w wielu sąsiednich płaszczyznach równoległych do płaszczyzny bliźniaczej;

3. odkształcenie postaciowe przy bliźniakowaniu jest znacznie większe od odkształcenia przy poślizgu;

4. naprężenie konieczne do zapoczątkowania poślizgu jest znacznie mniejsze niż do zarodkowania bliźniaków;

5. odkształcenie przez poślizg zachodzi we wszystkich metalach, podczas gdy bliźniakowanie jest uprzywilejowane w metalach o sieci A3 i sieciach o niższej symetrii, a w metalach o sieci A2 odgrywa niewielką rolę;

6. poślizgowe odkształcenie zachodzi łatwiej w wyższych temperaturach, natomiast bliźniakowanie w niższych.

1. Umocnienie kryształów w wyniku odkształcenia

W kryształach zawsze istnieje co najmniej kilka systemów poślizgu, w których możliwy jest ruch dyslokacji. Poślizg rozpoczyna się najpierw w systemie, w którym składowa styczna naprężenia osiągnie wartość wyższą od x_kr. Zachodzi więc konieczność obliczenia naprężenia stycznego działającego w wybranej płaszczyźnie
i kierunku, co jest możliwe, jeśli znane są ich kąty nachylenia do kierunku działającej siły. Zagadnienie to rozwiązali Schmid i Boas.

Przyjmijmy, że A_p na rys. 8.10 jest płaszczyzną poślizgu, a kierunek oznaczony przez k_p jest kierunkiem poślizgu. Do próbki została przyłożona siła F równoległa do jej osi. Kąt między normalną n do płaszczyzny A_p i kierunkiem działania siły F oznaczmy przez 0, a kąt między kierunkiem poślizgu k_p i siłą F - 0. Przekrój poprzeczny próbki oznaczono przez A_n. Można łatwo wykazać, że naprężenie styczne x_pk działające w płaszczyźnie A_p i kierunku k_p będzie wyrażone wzorem Schmida i Boasa

Naprężenie x_pk może wywołać poślizg tylko wtedy, gdy jego wartość jest większa od x_kr; jeżeli jest mniejsza, kryształ ulegnie jedynie odkształceniu sprężys­temu. Ze wzoru (8.1) można wyciągnąć interesujące wnioski. Gdy płaszczyzna poślizgu jest prostopadła do kierunku działającej siły (0 = 0, O = 90°), to = 0. Gdy siła działa równolegle do płaszczyzny poślizgu (0 = 90°, 0 = 0), to również x_pk = 0. W obydwóch przypadkach w danej płaszczyźnie poślizgu nie może nastąpić poślizg.

Rys. 8.10

Schemat monokrystalicznej próbki do rozciągania z oznaczoną płaszczyzną poślizgu A_p i kierunkiem poślizgu k_p (Reed-Hill) [108]

Iloczyn cos 0-cos 0 nazywamy współczynnikiem Schmida-Boasa. Nie może on przekroczyć wartości 0,5, kiedy to zarówno płaszczyzna, jak i kierunek poślizgu tworzą z działającą siłą kąty 45°. Przy kątach mniejszych lub większych od 45° współczynnik ten jest mniejszy od 0,5, a więc składowa styczna naprężenia jest mniejsza od wartości maksymalnej.

Jeżeli w krysztale działa wiele równoważnych systemów poślizgu, poślizg rozpocznie się w tym systemie, w którym naprężenie x_pk będzie największe (oczywiście musi być również większe od x_kr). Gdy naprężenie w kilku systemach
poślizgu jest jednakowe, poślizg wystąpi w nich równocześnie, powodując większe umocnienie kryształu na skutek wzajemnego blokowania ruchu dyslokacji.

Dla lepszego zrozumienia zagadnienia umacniania kryształów pod wpływem odkształcenia omówimy przebieg rozciągania monokryształów o sieci A1. Krzywą taką przedstawiono na rys. 8.11 w układzie naprężenie cr-odkształcenie e ¹. Krzywa a odnosi się do kryształu, w którym na początku działał tylko jeden system poślizgu (kąty 0 i 0 były równe po 45°), krzywa b - do kryształu, w którym działało kilka systemów. Odcinek OA na krzywej a odpowiada sprężystemu odkształceniu. Odcinek AB jest prostoliniowy o niewielkim nachyleniu (małym współczynniku umocnienia dcr/de). W zakresie tym działa tylko jeden system poślizgu i odkształ­cenie jest stosunkowo duże. Zakres AB nosi nazwę I stadium odkształ­cenia lub zakresu łatwego poślizgu.

Rys. 8.11

Krzywe rozciągania monokryształów; a-o sieci A1 z jednym systemem poślizgu działającym na początku, b - o sieci A1 z wieloma systemami poślizgu działającymi na początku, c - o sieci A3 z płaszczyzną poślizgu nachyloną pod kątem 45° do osi próbki (Lücke, Lange)

Od punktu B współczynnik umocnienia wzrasta, co ilustruje wzrost nachylenia krzywej rozciągania i zaczyna się II stadium odkształcenia zwane zakresem liniowego umocnienia. W tym stadium działa więcej niż jeden system poślizgu. Zakres ten kończy się w punkcie C, od którego zaczyna się III stadium odkształcenia, zwane zakresem parabolicznego umocnienia ze względu na kształt krzywej. W tym zakresie występuje poślizg poprzeczny dyslokacji śrubo­wych, co powoduje stopniowy spadek współczynnika umocnienia.

Na krzywej b brak jest zakresu łatwego poślizgu i zakres parabolicznego umocnienia rozpoczyna się bezpośrednio po przekroczeniu granicy plastyczności. Kształt krzywej rozciągania monokryształu, a więc i charakter umocnienia zależy od zorientowania kryształu względem siły rozciągającej. Przyjęto przedstawiać tę orientację za pomocą tzw. trójkąta podstawowego. Trójkąt taki jest utworzony na ścianie komórki elementarnej Al między punktami przebicia trzech osi krystalo­graficznych kryształu: [001], [011] i [111] (rys. 8.12a)². Całą powierzchnię komórki można pokryć krystalograficznie równoważnymi trójkątami podstawowymi. Jaki­kolwiek punkt wewnątrz trójkąta podstawowego, oznaczający ślad przebicia wektora

Rys. 8.12. Trójkąt podstawowy: a) usytuowanie w komórce elementarnej układu regularnego, b) w rzucie stereograficznym z oznaczeniem liczby działających systemów poślizgu

sity rozciągającej kryształ, wyznacza nam jednoznacznie kierunek działania tej siły względem osi kryształu (siła przechodzi przez środek komórki). Na rysunku 8.12b podano liczbę działających systemów poślizgu w zależności od miejsca usytuowania kierunku siły na powierzchni trójkąta podstawowego. Jeśli rzut kierunku siły jest w środku trójkąta, to działa jeden system poślizgu i krzywa rozciągania ma kształt zbliżony do krzywej a (rys. 8.11). Gdy rzut siły jest zlokalizowany na obwodzie trójkąta podstawowego, to kształt krzywej jest podobny do krzywej b (rys. 8.11). W wyniku tego systemy poślizgu, zorientowane początkowo mniej korzystnie, zmieniają swoje położenie (cos 6> • cos <P rośnie), aż wreszcie w pewnym momencie po przekroczeniu z_kr mogą zostać uruchomione. Powoduje to nagły wzrost współ­czynnika umocnienia kryształu.

Metale krystalizujące w sieci >43 mają nieco inną krzywą umocnienia (krzywa c na rys. 8.11). Gdy płaszczyzna podstawowa jest nachylona pod kątem 45° do siły, to odkształcenie w zakresie łatwego poślizgu może osiągnąć wartość kilkuset procent i umocnienie jest małe.

Wyraźnie inną postać ma krzywa odkształcenia monokryształu, w którym płaszczyzna podstawowa (0001) jest równoległa lub prostopadła do osi rozciągania. Wówczas obserwuje się zanik zakresu łatwego poślizgu i wzrost współczynników umocnienia (podobnie jak na krzywej b na rys. 8.11). Zachodzą wówczas korzystne warunki do bliźniakowania. W postaci polikrystalicznej metale te cechuje również mała ciągliwość i znaczna kruchość, gdyż przy jednej płaszczyźnie poślizgu istnieje małe prawdopodobieństwo ustawienia się ziam w najbardziej dogodnej pozycji w stosunku do działających naprężeń, a poza tym ziarna o mniej dogodnym ustawieniu hamują odkształcenie ziam, które mają bardziej dogodną orientację. Podobnie zresztą zachowują się polikrystaliczne metale o sieci >41, z tym że w tym przypadku ze względu na dużą liczbę systemów poślizgu plastyczność jest większa. Zwiększona wytrzymałość polikryształów jest efektem umacniającego działania granic ziarn, które mogą blokować ruch dyslokacji i skracać drogi ich swobodnego ruchu.

Odkształcenie kryształów o sieci A2 wykazuje pewną specyfikę w stosunku do kryształów o sieci A1 i A3 wynikającą z mniej gęstego wypełnienia sieci, a w związku z tym z braku ściśle zdefiniowanej płaszczyzny poślizgu i jej zależności od temperatury. Poza tym zaznacza się wpływ bliźniakowania zachodzącego zwłaszcza przy niższych temperaturach oraz domieszek międzywęzłowych (możliwość wy­stępowania nawet wyraźnej granicy plastyczności).

Należy jednak podkreślić, że kryształy A2 z materiału o dużej czystości mają podobne wykresy umocnienia jak kryształy o sieci A1 (krzywa a na rys. 8.11), jeśli ich orientacja stwarza możliwość działania na początku jednego tylko systemu poślizgu.

1. Umocnienie bikryształów - wpływ granicy ziarn na odkształcenie

Bikryształem nazywamy próbkę dwukrystaliczną, zwykle o założonej wzajemnej orientacji, z granicą ziarn równoległą do jej osi (patrz p. 7.4). Próba rozciągania bikryształu dostarcza informacji o wpływie granicy ziam na przebieg umocnienia (kształt krzywej <r-e). Badania wykazały wzrost granicy plastyczności i współczyn­nika umocnienia w miarę zwiększania kąta dezorientacji ziam. Gdy w obu ziarnach działa początkowo jeden system poślizgu, w pobliżu granicy występuje wtórny system poślizgu, który kompensuje niejednorodność odkształcenia obu ziam. Wpływ granicy zależy również w znacznym stopniu od symetrii orientacji względem granicy. Granica ziam w bikrysztale sama przez się nie wykazuje określonej wytrzymałości, lecz wpływa na mechanizm odkształcenia plastycznego przylegają­cych ziam. Świadczą o tym również zmiany tekstury obserwowane tylko w bezpo­średnim sąsiedztwie granic ziam.

1. Krzywa umocnienia miękkiej stali - wyraźna granica plastyczności

Wyraźna granica plastyczności, która została stwierdzona najpierw na wykresach rozciągania niskowęglowych stali, występuje również w polikrystalicznych stopach Mo, Ti, Al i niektórych monokryształach. Polega ona na tym, że do zapoczątkowania plastycznego płynięcia metalu konieczne jest wyższe naprężenie, po czym metal odkształca się przy mniejszym naprężeniu - fragment a (rys. 8.13a). Wahania naprężenia powtarzają się zwykle wiele razy, po czym następuje dalsze umocnienie. Jedna z teorii tłumaczy to zjawisko oddziaływaniem atmosfer Cottrella atomów międzywęzłowych (C, N) z dyslokacjami, przez co zostają one unieruchomione. Do oderwania dyslokacji od ich atmosfer wymagane jest większe naprężenie (górna granica plastyczności) niż do ich mchu (dolna granica plastyczności). Podczas płynięcia na próbce pojawiają się charakterystyczne prążki (zwane pasmami Liidersa-Czemowa) nachylone w przybliżeniu pod kątem 45° do kierunku roz-

Rys. 8.13. Wykres rozciągania miękkiej niskowęglowej stali: F_eH- górna granica plastyczności, F,,_L - dolna granica plastyczności, wg PN-EN (a), schemat pasma Ludersa-Czernowa (wg M. Blicharskiego) (b)

ciągania, które stopniowo pokrywają całą jej powierzchnię (rys. 8.13b). Do wystąpienia wyraźnej granicy plastyczności wystarcza bardzo mała koncentracja atomów domieszek. Stwierdzono bowiem jej wystąpienie już przy zawartości 5 • 10^_7% w temp. — 196°C. Całkowite usunięcie węgla i azotu likwiduje wyraźną granicę plastyczności. Podobnie wpływa dodanie do stali aluminium, które wiąże azot w trwałe azotki.

Pasma Liidersa-Czemowa powodują nierówności na powierzchni i są niepożą­dane zwłaszcza w blachach do głębokiego tłoczenia. Można im zapobiec, przesyca­jąc stal lub wprowadzając do stali dodatki wiążące atomy C i N w trwałe związki, np. Al, Ti. Z wystąpieniem wyraźnej granicy plastyczności wiąże się starzenie po zgniocie, polegające na ponownym pojawieniu się w materiale wyraźnej granicy plastyczności, jeśli po odkształceniu plastycznym zostanie on odłożony na dłuższy czas. Zagadnienie to omówiono w p. 9.2.5.

1. Nadplastyczność strukturalna metali

Nadplastycznością¹⁾ przyjęto nazywać zjawisko nadzwyczaj dużego odkształcania plastycznego, dochodzącego do 2000%, przy bardzo małych szybkościach, obser­wowanego w niektórych bardzo drobnoziarnistych stopach; najczęściej o składzie eutektycznym w temp. powyżej 0,4 T,_op. Przykładowo można wymienić stopy Mg-33% Al, Zn-22% Al, Pb-38% Sn, ale zjawisko to, jakkolwiek w mniejszym stopniu, stwierdzono również w żelazie i stalach. Podstawowym wskaźnikiem charakteryzującym stan nadplastyczności materiału jest parametr m określający

¹¹ Szersze informacje na ten temat znajdzie Czytelnik w artykule R. Nowosielskiego i Ł. Cieślak: Hutnik, 47, 1980, z. 6, s. 230.

Rys. 8.14

Schemat krzywej nadplastyczności (wg R. Nowosielskiego, Ł. Cieślak)

Uważa się, że głównym mechanizmem nadplastycznego płynięcia jest poślizg po granicach ziarn i dyfuzja wymuszona istnieniem pól naprężeń. Jest to tzw. nadplastyczność strukturalna. Mniejsze odkształcenie maksymalne osiąga się w wyniku nadplastyczności podkrytycznej, tj. zachodzącej tuż poniżej temperatury przemiany fazowej.

Dotychczas wykryto dużą ilość stopów nadplastycznych. Niektóre z nich zestawiono w tabl. 8.5. Jak widać, wiele stopów ma maksymalne wydłużenie przekraczające 1000%. Prędkości odkształcenia są zależne od rodzaju stopu i wynoszą 10~⁴-f10^-2 s^-1.

Tablica 8.5. Zestawienie wybranych stopów wykazujących nadplastyczność

Stop (% masowy)	Maksymalne wydłużenie %	Temperatura odkształcenia °C	Wielkość ziarna firn
Bi-44% Sn	1500	20-30	i
Pb-38% Sn	1500	20-70	3
Mg-33% Al	2000	350-400	2
Zn-22% Al	1500	250	0,5 -4- 4
Ti-6% Al-4% V	1000	810-1000
Stop Ni-Cr-Fe	1000	810-980	1-3
Stal węgl. 0,8% C	110	710	nadpl. podkrytyczna
Stal SW18	ok. 100	1073-1093	nadpl. podkrytyczna

Zjawisko odkszlałcenia nadplaslycznego można wykorzystać w praktyce w dwojaki sposób. Pierwszy polega na zastosowaniu małego naprężenia, np. w sto­pie NiCr39FelO wynosi ono ok. 2 MPa w temperaturze 980°C, przy szybkości odkształcenia 10^-3 s^_1. Umożliwia to powolne, ale bardzo dokładne wypełnienie matrycy, nawet o bardzo skomplikowanym wykroju, przy zachowaniu drobnoziar­nistej struktury. Drugi sposób wiąże się z odkształceniem blach i wykorzystuje się w nim podatność do dużych odkształceń pod wpływem naprężeń rozciągających. Można tu wymienić rozciąganie z podciśnieniem lub nadciśnieniem w matrycach, wytłaczanie i wyciskanie.

Wadą formowania z zastosowaniem nadplastycznego płynięcia jest mała prędkość odkształcenia i konieczność użycia narzędzi nagrzanych do temperatury płynięcia, co jest kłopotliwe, zwłaszcza w przypadku gdy jest ona wysoka.

9

Zgniot i rekrystalizacja

1. Zgniot

Odkształcenie plastyczne wywołuje wzrost ilości defektów sieci, głównie punk­towych i liniowych, a tym samym nagromadzenie energii odkształcenia, które jest tym większe, im niższa jest temperatura tego procesu. Powoduje to zmniejszenie gęstości i zmianę własności fizycznych i mechanicznych metali i stopów, głównie wzrost twardości i wytrzymałości oraz spadek plastyczności, co przyjęto nazywać zgniotem lub umocnieniem odkształceniowym. Zmiany te są trwałe, jeśli odkształ­cenie zachodzi w zakresie temperatur, w którym szybkość procesów dyfuzyjnych jest mała. Ma to zwykle miejsce w temperaturze poniżej ok. 0,4 bezwzględnej tem­peratury topnienia; mówimy wówczas o odkształceniu na zimno.

Wielkość powstałych zmian strukturalnych w odkształconym w warunkach zgniotu metalu jest uzależniona od stopnia odkształcenia, który może być jednocześ­nie miarą zgniotu.

Względne odkształcenie (wyrażane zwykle w procentach) można określać w dwojaki sposób:

- albo jako względną zmianę długości próbki rozciąganej lub ściskanej

(9.1)

gdzie: Al - zmiana długości próbki, l₀ - długość początkowa,

- albo jako względną redukcję przekroju (w procesie walcowania, prze­ciągania)

£ = =P- 100%
Ó()

gdzie: AS - zmiana przekroju, S₀ - przekrój początkowy.

Wzory (9.1) i (9.2) określają przeciętne odkształcenie. Można również odnieść zmianę długości próbki (Al) do jej chwilowej długości

Tablica 11.5 (cd.)

Rodzaj i charakterystyka wady .	Przyczyny powstawania wady	Sposoby uniknięcia lub usunięcia wady
7 Miękkie plamy - strefy na po- wierzchni hartowanych elemen­tów, o małej twardości.	Para (bąbelki) tworząca się na powierzchni hartowa­nych elementów zmniejsza lokalnie szybkość chłodze­nia. Miejscowe odwęglenie. Nierównomierność począt­kowej struktury w wyniku krzepnięcia.	Zapobieganie: Ruch względny elementu w ką­pieli. Doprowadzenie do równomier­nej struktury (wyżarzanie, nor­malizowanie). Zapobieganie odwęgleniu. Usuwanie - normalizowanie, a na­stępnie hartowanie z zastosowaniem większej szybkości chłodzenia.
Zbyt duża twardość po odpusz­czaniu.	Zbyt niska temperatura lub zbyt krótki czas odpuszczania.	Ponownie odpuścić we właściwej temperaturze i (lub) czasie.
Erozja - zmniejszenie wymia­rów elementów lub zniekształ­cenie kształtu będące wynikiem straty materiału na powierzchni.	Reakcje chemiczne soli chlor­kowych i utlenianie metalu nagrzewanego w stopionych solach.	Zapobieganie: Odtlenienie kąpieli solnej borak­sem lub żelazo-krzemem. Właściwe umieszczenie elemen­tu względem elektrod grzew­czych.
Korozja punktowa lub rowkowa na powierzchni elementu.	Przy grzaniu w kąpielach sol­nych: Wysoka zawartość siarcz­ków (ponad 0,7—0,8%). Utleniona kąpiel. Przy grzaniu w piecach gazo­wych nierównomierne tworze­nie się zgorzeliny.	Zapobieganie: Kontrola składu kąpieli. Odtlenienie kąpieli. Eliminowanie utleniającej atmo­sfery i zastąpienie jej redukcyjną.
Kruchość po wyżarzeniu.	Rozrost ziarna. Powstanie siatki ferrytu lub cementytu.	Obniżenie temperatury, skróce­nie czasu obróbki. Zwiększenie szybkości chłodze­nia między temp. Ac} (Acm) a Aci lub skrócenie czasu wy­grzewania w tych temperaturach.
Kruchość po ulepszaniu.	Przyczyny jak wyżej. Kruchość odpuszczania.	Normalizowanie przed hartowa­niem i dobór właściwej tempera­tury i czasu austenityzowania. Zwiększenie szybkości chłodze­nia po odpuszczaniu.

12

Obróbka cieplno-plastyczna¹*

1. Sposoby obróbki

Obróbką cieplno-plastyczną nazywamy połączenie odkształcenia plastycznego z obróbką cieplną w taki sposób, aby przemiana fazowa zachodziła w warunkach wzrostu gęstości defektów sieci wywołanych odkształceniem. Badania wykazały, że tą drogą można uzyskać wzrost wytrzymałości bez jednoczesnego spadku plastycz­ności.

Najprostszymi rodzajami obróbki cieplno-plastycznej są: hartowanie elemen­tów bezpośrednio po kuciu lub walcowaniu, prowadzenie ostatnich operacji walcowania w obniżonej temperaturze lub wreszcie przyspieszone chłodzenie wodą po walcowaniu (tzw. regulowane walcowanie). Przykładem takich obróbek są: metoda Stelmor, polegająca na szybkim schłodzeniu walcówki natryskiem wody, a następnie nadmuchem powietrza do temp. 730 —850°C, oraz metoda ED- Sumitomo stosowana do walcówki zwiniętej w kręgi, polegająca na ich zanurzeniu we wrzącej wodzie. Opracowano również specjalne stale mikrostopowe z dodatkami V, Nb, Ti, N (patrz p. 13.3.2), które bezpośrednio po obróbce plastycznej poddaje się przyspieszonemu chłodzeniu, wskutek czego następuje ich utwardzenie cząstkami węglików lub azotków, wydzielającymi się na defektach sieci. Pozwala to na eliminację ulepszania. Takie proste sposoby umożliwiają zwiększenie wytrzymało­ści wyrobów o 20 -r- 30% i mogą być stosowane do wszystkich stali.

Opracowano też nowe metody zwiększenia wytrzymałości obrabianych stali oparte na wykresach CTP (rys. 12.1 i 12.2), przeznaczone dla stali stopowych. W zależności od temperatury odkształcania można je podzielić na: 1 - wysokotem­peraturową OCP, 2 — niskotemperaturową OCP, 3 — kombinowaną OCP oraz 4 - wielostopniową OCP. Schematy tych obróbek przedstawiono na rys. 12.1; linia zygzakowata na krzywych chłodzenia oznacza odkształcenie plastyczne.

Jest stosowana również nazwa obróbka cieplno-mechaniczna od ang. mechanical heat treatment, ros. termomechaniceskaja obrabotka, ale jest ona niezgodna z PN.

Rys. 12.1

Schemat obróbki cieplno-plastycznej: 7 - WTOCP, 2 - NTOCP, 3 - KOCP, 4 - wielostopniowa OCP (wwwww oznacza odkształcenie) (Prokoszkin) [89]

Na rysunku 12.2 pokazano schemat izotermicznych obrobek cieplno-plastycz- nych: 1 - z odkształceniem w zakresie przemiany perlitycznej (zwanej izoformin-

Rys. 12.2. Schemat obróbki cieplno- -plastycznej z przemianą izotermiczną: 7 - perlityczną (izoforming),

2 - bainityczną (wwwww oznacza odkształcenie): a) z odkształceniem bainitu, b) z odkształceniem austenitu (Prokoszkin) [89]

Ze schematów wynika, że do OCP nadają się w zasadzie stale o dużej stabilności przechłodzonego austenitu, a więc stopowe. Wysokotemperaturowa OCP polega na odkształceniu austenitu w zakresie wysokich temperatur (powyżej temperatury rekrystalizacji), gdy opór deformacji jest mały, i zahartowaniu na martenzyt, a następnie odpuszczeniu. Niskotemperaturowa OCP polega na szybkim ochłodze­niu stali do temperatury leżącej powyżej M„ ale poniżej temperatury początku rekrystalizacji i poddaniu przechłodzonego austenitu odkształceniu. Zanim roz­pocznie się przemiana dyfuzyjna, stal chłodzi się, w wyniku czego powstaje silnie zdefektowany martenzyt.

Obróbki CP z przemianą izotermiczną polegają na zastąpieniu przemiany martenzytycznej perlityczną lub bainityczną. Można również realizować OCP z uprzednim odkształceniem (na zimno) i następnym hartowaniem po krótkotrwa­łym austenityzowaniu, np. po grzaniu indukcyjnym. Taka obróbka nazywa się wstępną OCP.

Dla stopów metali nieżelaznych OCP jest związana z utwardzaniem wy­dzieleniowym i odkształcenie przeprowadza się albo przed przesycaniem, tj. w wysokiej temperaturze, albo po przesyceniu, tj. na zimno - przed starzeniem. Można również stosować kombinowaną OCP, przeprowadzając odkształcenie zarówno przed, jak i po przesyceniu. Na rysunkach 12.3 i 12.4 przedstawiono

Rys. 12.3. Klasyfikacja niskotemperaturowej obróbki cieplno-plastycznej stopów metali nieżelaznych: pole A - a) nagrzewanie, b) wygrzewanie, c) odkształcenie na gorąco; pole B - niskotemperaturowa obróbka cieplno-plastyczna: 1 - wygrzewanie do przesycania,

2 - odkształcenie w temperaturze otoczenia, 3 - odkształcenie w temperaturze podwyższonej, 4 - starzenie naturalne, 5 - starzenie sztuczne jedno- lub dwustopniowe,

6 - zakres temperatury ujednorodnienia stopu, 7- zakres temperatury plastyczności stopu (A. Latkowski, M. Bronicki) [71]

Rys. 12.4. Klasyfikacja wysokotemperaturowej obróbki cieplno-plastycznej stopów metali nieżelaznych: 7 - wygrzewanie do przesycania, 2 - wysokotemperaturowe odkształcenie, 3 - chłodzenie do temperatury odkształcenia, 4 - szybkie chłodzenie,

5 - powtórne szybkie nagrzewanie do przesycenia, 6 - starzenie naturalne, 7- starzenie sztuczne, 8 - zakres temperatury ujednorodnienia, 9 - zakres temperatury plastyczności stopu (A. Latkowski, M. Bronicki) [71 ]

schematy klasyfikacji nisko- i wysokotemperaturowej obróbki cieplno-plastycznej stopów metali nieżelaznych, opracowane przez A. Latkowskiego i M. Bronickiego, z których wynikają różne możliwe warianty OCP tych stopów. Zagadnienie to omówiono szerzej w p. 15.2.2.

Należy jeszcze wspomnieć o możliwości dziedziczenia własności uzyskanych w wyniku OCP przy następnej obróbce cieplnej, pod warunkiem że nagrzewanie do hartowania będzie szybkie, a czas austenityzowania krótki.

1. Wpływ OCP na własności

Porównanie efektów WTOCP i NTOCP wskazuje, że NTOCP daje większą wytrzymałość, ale małą odporność na kruche pękanie, natomiast WTOCP - lepszą plastyczność. W stalach po NTOCP struktura dyslokacyjna jest mniej trwała. Kombinowana OCP polega na odkształceniu austenitu w wysokiej temperaturze, jego szybkim ochłodzeniu do temperatury leżącej powyżej M_s i ponownym

odkształceniu w tej temperaturze, po czym stal zostaje ochłodzona, zanim roz­pocznie się przemiana bainityczna. Taka obróbka prowadzi do uzyskania dużej wytrzymałości i plastyczności wyrobów.

Wielostopniowa OCP (rys. 12.1 - krzywa 4) może być np. realizowana przy walcowaniu blach lub drutu, kiedy kolejne przepusty następują w coraz niższej temperaturze. Dobre efekty daje również OCP z przemianami izotermicznymi (rys. 12.2). Na przykład w wyniku OCP z przemianą perlityczną uzyskuje się subtelną podstrukturę ferrytu (z wymiarem podziarn poniżej 1 pm) i sferycznymi cząstkami węglików 0 10~²-h10^_i pm. Wywołuje to wzrost wytrzymałości i ciągliwości, a odporności na rozprzestrzenianie się pęknięć nawet o rząd wielkości w stosunku do stali po zwykłej obróbce.

Na rysunku 12.5 pokazano wpływ stopnia odkształcenia w temp. 320°C na własności stali 37H2NGSM. Jak już wspomniano, do OCP nadają się głównie stale konstrukcyjne stopowe. Lepsze wyniki osiąga się, poddając OCP stale o mniejszej zawartości węgla. Istotny jest również stopień odkształcenia plastycznego. Przy WTOCP zaleca się niezbyt duże odkształcenia, aby nie wywołać rekrystalizacji, lecz jedynie poligonizację. Większy wzrost własności mechanicznych następuje dopiero po dużych stopniach odkształcenia (powyżej 20-h30%), ale musi nastąpić szybkie ochłodzenie. Widać to na wykresie na rys. 12.6. Niskie odpuszczanie po OCP

poprawia własności plastyczne stali. Przy NTOCP, jak również przy izoformingu (rys. 12.2 - krzywa 1), stopień odkształcenia nie powinien być mniejszy od 70%. Dodatkową zaletą OCP jest znaczne zmniejszenie skłonności stali do kruchości odpuszczania.

Tablica 12.1. Wpływ NTOCP i WTOCP na własności stali po odkształceniu e = 85%(Prokoszkin)

Rodzaj obróbki	Gatunek stali	Rm MPa	Ro,2 MPa	A %
NTOCP	40HSNBF	2760 (2000)	2260(1660)	5,9 (5,5)
	40HGSNMF	2800 (2110)	2250(1840)	7,1 (8,0)
WTOCP	40HSNBF	2370 (2000)	2150(1660)	8,1 (5,9)
po odpuszcz.	40H2NSMF	2300 (1910)	2140(1590)	9,1 (6,4)
200°C	50S2G	2700 (2250)	2350 (1920)	7,0 (6,0)

W nawiasach podano własności po ulepszeniu.

W tablicy 12.1 przedstawiono wpływ NTOCP i WTOCP na własności stali po odkształceniu 85%. Dla porównania podano w nawiasach wartości uzyskane po zwykłym ulepszeniu cieplnym. Jak widać prawie we wszystkich przypadkach zwiększają się nie tylko własności wytrzymałościowe (R_m i R_e), ale również ciągliwość stali (A, %) po OCP w stosunku do stali poddawanych ulepszaniu.

1. Wpływ OCP na strukturę

W stalach poddanych OCP zachodzą złożone procesy prowadzące do wytworzenia się charakterystycznej struktury, cechującej się wysokimi własnościami wytrzyma­łościowymi i plastycznymi. Przede wszystkim następuje rozdrobnienie struktury i zwiększenie gęstości defektów. W wyniku WTOCP uzyskuje się spoligonizowaną strukturę austenitu ze zwiększoną ilością defektów, które dziedziczy martenzyt. Z drugiej strony odkształcenie austenitu w zakresie do ok. 30% powoduje obniżenie M„ a tym samym utrudnia powstawanie martenzytu i zwiększa ilość austenitu szczątkowego. Austenit ten można rozłożyć, stosując wymrażanie. Przy dużych stopniach odkształcenia (>30%) ilość austenitu szczątkowego maleje, co jest wynikiem wydzielania się z sieci austenitu węgla pod wpływem naprężeń ścis­kających. Ze wzrostem stopnia odkształcenia linia GOS na wykresie żelazo- -cementyt ulega przesunięciu w lewo-dół, co wywołuje przesycenie stali węglem i sprzyja wydzielaniu węglików. Stan taki jest nietrwały i jeśli temperatura jest dostatecznie wysoka, a czas długi, to wydzielone węgliki zostają ponownie rozpuszczone. Stąd istotne jest szybkie chłodzenie, aby utrwalić strukturę zawierają­cą dyslokacje i dyspersyjne węgliki.

Stwierdzono, że im czas od zakończenia odkształcenia do zahartowania jest większy, tym uzyskana twardość martenzytu jest mniejsza. Po NTOCP austenit nie może rekrystalizować. Pozostaje w tym przypadku duża ilość dyslokacji, w których segregują atomy węgla i azotu, a następnie wydzielają się dyspersyjne węgliki lub węgliko-azotki, hamując ruch dyslokacji.

Badania rentgenograficzne po odpuszczaniu w temp. 200°C wykazały bowiem, że szerokości linii (110) i (211) ulegają zmniejszeniu po OCP w stosunku do zwykłej obróbki cieplnej, a jednocześnie maleje opór elektryczny, co jest dowodem zmniejszania zawartości atomów międzywęzłowych (C, N) w martenzycie i wy­dzielania się dyspersyjnych węglików.

wiór). Jest 7 gatunków o twardościach 1380— 1650 HV. Węgliki typu U służą do skrawania materiałów dających zarówno krótki, jak i długi wiór. Jest tylko jeden gatunek o składzie: WC - 84,8%, TiC, TaC, NbC - 9,7%, resztę stanowi kobalt. Twardość wynosi 1600 HV. W skład węglików spiekanych typu G wchodzi WC (75 h- 94%) i kobalt (6-h25%) (tylko jeden gatunek zawiera 0,2% węglików TiC, TaC, NbC). Jest 8 gatunków o twardościach 870-1-1400 HV. Służą do wyrobu narzędzi do obróbki plastycznej lub urabiania kopalin. Węgliki typu B o składzie 89-e-93% WC i 7-i-ll% Co stosuje się do urabiania kopalin.

Narzędzia z węglików spiekanych umożliwiają osiąganie dużych szybkości skrawania dzięki trwałości ostrza w wysokiej temperaturze. Dodatkowy wzrost żywotności płytek osiąga się przez pokrycie ich cienką warstwą (do 10 pm) węglika TiC (oznaczenie TC) lub przez zastosowanie pokryć dwuwarstwowych TiC + TiN (oznaczenie NT25) albo wielowarstwowych (związki Ti i A1₂0₃ - oznaczenie NT15). Do pokrywania stosuje się metody CVD (p. 14.3.6).

Ze wzrostem zawartości kobaltu zmniejsza się twardość spieków, ale maleje również ich kruchość. Twardość węglików spiekanych wynosi, w zależności od ich składu, 870 h-1650 HV. Wykonane z nich płytki nakłada się na noże tokarskie, głowice frezerskie itp., umożliwiając osiąganie dużej wydajności skrawania.

Oprócz węglików spiekanych na ostrza narzędzi skrawających mogą być stosowane stopy na osnowie kobaltu, zwane stellitami. Zawierają one 2-h3% C, 35 -r- 55% Co, 25 -h 33% Cr, 10 25% W oraz do 10% Fe. Struktura tych stopów jest zbliżona do węglików spiekanych; składa się z węglików rozmieszczonych w osno­wie kobaltowej. Mają one niską temperaturę topnienia (ok. 1270°C), mogą więc być napawane na ostrza narzędzi i nie wymagają już potem żadnej obróbki cieplnej. Bywają również wytwarzane w postaci płytek, a niektóre narzędzia można z nich bezpośrednio odlewać. Ich twardość dochodzi do 62 HRC, a w temp. 600°C - ok. 50 HRC. Produkuje się również stopy stellitopodobne na osnowie żelaza (np. 3-h4% C, 1% Mn, 33% Cr), które mają dobrą odporność na ścieranie w temperaturach niższych od 300°C. Ich twardość wynosi 57 HRC.

Innymi materiałami narzędziowymi, których żywotność może być nawet do 20 razy większa niż stali narzędziowych, są węglikostale. Wytwarza się je, podobnie jak węgliki spiekane, metodą metalurgii proszków. Składają się z fazy twardej o udziale objętościowym 45 h-60% i osnowy metalowej, którą może być stal niskostopowalub wysokostopowa (narzędziowa, kwasoodpoma, szybkotnąca, mara- ging). Najczęściej stosowaną fazą twardą jest TiC, rzadziej TiCN, WC, VC. Węglikostale mogą być hartowane i odpuszczane (twardość po hartowaniu do 1100 HV zachowują do temp. 500^-800°C). Po wyżarzaniu można je skrawać. Znajdują zastosowanie na wykrojniki, matryce, stemple, walce, sprawdziany. Należy także wspomnieć o narzędziach metalowo-diamentowych, które wytwarza się z diamen­tów syntetycznych lub naturalnych przez spiekanie ich w osnowie z brązu cynowego lub kobaltu, rzadziej ze stali wysokostopowej.

Do najtwardszych materiałów narzędziowych zalicza się diament i spiekane związki nie zawierające w ogóle fazy metalicznej, takie jak azotek boru (borazon), węglik krzemu (karborund), węglik boru, a także Si₃N₄, Zr0₂ i A1₂0₃. Wysokiej twardości tych materiałów towarzyszy także bardzo duża odporność na ścieranie, erozję i korozję chemiczną, w związku z czym są stosowane na narzędzia do skrawania twardych materiałów, a także do obróbki szkła, ceramiki i minerałów. Można tu wymienić Sialon, który pozwala na skrawanie bardzo twardych materiałów ze znacznie większą wydajnością niż węgliki spiekane (nazwa pochodzi od symboli chemicznych Si, Al, O, N). Większość tych materiałów (poza diamentem) wykazuje także dużą odporność na działanie wysokiej temperatury, stąd są stosowane m.in. w przemyśle rakietowym¹’.

Inne materiały, jak metaliczno-diamentowe i węglikostale, są omówione w rozdz. 16.

13.5. Stale o szczególnych własnościach fizycznych i chemicznych

Współczesna technika stawia przed materiałami bardzo różnorodne, a jednocześnie coraz wyższe wymagania. Burzliwy rozwój takich dziedzin, jak energetyka klasycz­na i jądrowa, technika rakietowa, chemia i petrochemia, elektronika, wymaga stosowania tworzyw żaroodpornych i żarowytrzymałych, kwasoodpomych, stopów o szczególnych własnościach elektrycznych, magnetycznych itp. Metalurgia dostar­cza wiele takich materiałów, ale trzeba podkreślić, że na ogół są bardzo drogie, a technologie wytwarzania i przetwarzania są złożone i wymagają dobrej podbudowy teoretycznej. W wielu przypadkach chodzi już nie tylko o wytwarzanie materiałów o dobrych parametrach jakościowych, ale o komponowanie nowych tworzyw.

Jako przykład można podać wzrost wymagań, jaki nastąpił w energetyce w okresie XX w. Ciśnienie w kotłach wzrosło z 2 do 30 MPa, a temp. z 350 do 580°C. Wynika z tego, że konieczne jest masowe wytwarzanie materiałów spełniających współczesne, dużo wyższe wymagania. Znacznie lepsze własności powinny cechować materiały przeznaczone do budowy silników rakietowych i turbin gazowych, które muszą wykazywać wysoką wytrzymałość i odporność na pełzanie w temp. ok. 1000°C.

Materiały o specjalnych własnościach są z reguły stalami wysokostopowymi lub nawet nie zawierają żelaza.

1. Stale odporne na korozję

Oprócz odporności na korozję (o.n.k.) od stali nierdzewnych jest wymagana odporność na działanie atmosfery powietrza, wilgoci i słabych roztworów soli lub kwasów, natomiast od stali kwasoodpomych odporność na działanie stężonych kwasów i ługów. Należy jednak podkreślić, że stale kwasoodpome nie są w jednakowym stopniu odporne na wszystkie kwasy i w związku z tym granica między stalami nierdzewnymi i kwasoodpomymi nie jest sztywna. Odporność korozyjna stopów jest związana z ich zdolnością do pasywacji, a ta zależy od składu chemicznego stopu.

¹¹ Dokładniejszy opis tych materiałów znajdzie Czytelnik w pracach [28] i [29].

Jest wiele rodzajów korozji, np. równomierna, wżerowa, międzykrystaliczna, naprężeniowa, erozyjna, zmęczeniowa, chemiczna i elektrochemiczna. Szczególnie niebezpieczna jest międzykrystaliczna, gdyż jest niewidoczna, zachodzi nierów­nomiernie i na dużych głębokościach. Najbardziej odporne na korozję elektro­chemiczną są materiały jednofazowe, dlatego też stale nierdzewne i kwasoodpome są przeważnie stalami ferrytycznymi lub austenitycznymi. W materiale dwufazowym istnieją warunki do powstawania tzw. ogniw lokalnych przyspieszających korozję.

Stale ferrytyczne i martenzytyczne. Wprowadzenie do żelaza min. 10,5% Cr wywołuje nagły wzrost potencjału elektrochemicznego, a tym samym skokowo zwiększa się odporność tych stopów na korozję. Stopy żelaza z chromem o więk­szych zawartościach chromu przy bardzo małej zawartości węgla mają strukturę ferrytyczną (wykres - rys. 13.12). Przy zawartości 17% Cr i C < 0,05% ferryt jest stabilny, aż do temperatury topnienia. Jeśli stale zawierają ok. 13% Cr i mały dodatek węgla lub azotu, to w zakresie temp. 1000—1100°C pojawia się pole dwufazowe (ferryt + austenit), które rozszerza się ze wzrostem zawartości węgla. Dzięki temu stale te można hartować na martenzyt.

Stale o wysokich zawartościach chromu cechuje duża hartowność, mogą być hartowane na powietrzu, nie mają w ogóle zakresu przemiany bainitycznej, lecz perlityczną z maksimum w temp. 700°C. W celu otrzymania struktury perlitycznej należy je po obróbce plastycznej wygrzać w temp. 700°C przez

Tablica 13.11. Wybrane stale ferrytyczne odporne na korozję (wg PN-EN 10088-1:2007)

Znak stali	Średni skład. %	Temperatura	Rm
	C	Cr	Mo
X6Crl3 (OH 13)	<0,08	13	-
X2CrTil2 (0H13T)	<0,03	113	-
X6CrA113 (0H13J)	<0.08	13,0	-
X6Crl7 (OH 17)	<0,08	17,0	-
X3CrTil7^l> (0H17Ti)	<0.05	17,0	-
X6CrMol7-l^2>	<0,08	17,0	1,15
X2CrMoTil7-l^5'	<0,025	17,0	1,25
X2CrMoTi29-4^4>	<0,025	29,0	4,0

W nawiasach są podane oznaczenia odpowiedników wg PN.

¹¹ Zamiast Ti może być stal z Nb (np. X3CrNbl7), o tych samych własnościach.

²¹ Jest stal z dodatkiem S (0,35%) i o mniejszej zawart. Mo (0,4%) (X6CrMoS17).

» Jest stal: 18% Cr, 2,15% Mo. do 0,8% Ti i ewent. S (ok. 0,25%) (X2CrMoTil8-2).

Są też stale z Ni (1,4%) - (X6CrNil7-l); z Mo i Nb (do 1%) - (X6CrMoNbl7-l); z Nb i Zr - (X2CrNbZrl7); z Mo i Ti - (X2CrMoTil8-2): z Ti i Nb - (X2CrTiNbl8).

P < 0,04%, S < 0,015% (bez S w znaku); z S do 0,035%.

^4> P < 0,03%, S< 0,01%.

Tablica 13.12. Wybrane stale martenzytyczne odporne na korozję (wg PN-EN 10088-1:2007)

Znak stali	Średni skład, %
	C	Cr
X12Crl3 (1H13)°	0,12	12,5
X39CrMol7-l^2)	0,39	16,5
X50CrMoV15	0,50	14,5
X17CrNil6-2^3) (H17N2)	0,17	16,0
X3CrNiMol3-4	<0,05	13,0
X29CrS 13^4’	0,29	13,0
X105CrMol7 (~H18 bez Mo)	1,08	17,0

W nawiasach są podane oznaczenia odpowiedników wg PN; stal oznaczona ma zbliżony skład.

¹¹ Są stale o zawart. 0,2+0,46% C (X20Crl3, X29Crl3, X39Crl3 oznaczane wg PN: 2H13, 3H13,

4H13).

2. Są stale Cr-Mo o zawart. 14,5 + 18% Cr, 0,4+1,1% Mo i 0,39+0,9% C (np. X70CrMol5).

3. Są stale o <zawart. C (ok. 0,05%) i >zawart. Ni (4+5%) z Mo (0,5 + 1,15%) i N (0,02%) o najwyższej wytrzymałości (R_m = do 1100 MPa) (np. X4CrNiMol6-5-l).

4. Są inne stale z S (ok. 0,25%): (X12CrS13, X14CrMoS17).

okres 2 h. Po zahartowaniu stale te zawierają duże ilości austenitu szczątkowego. Tworzeniu się martenzytu w tych stalach można zapobiec przez wprowadzenie tytanu w ilości koniecznej do związania węgla i azotu. Również aluminium stabilizuje ferryt i wiąże azot.

Znakowanie stali ferrytycznych i martenzytycznych przeprowadzano wg PN podobnie jak konstrukcyjnych. Cyfra na początku znaku wskazywała na zawartość węgla w dziesiątych częściach procentu, cyfra po literze oznaczającej składnik stopowy podawała jego ilość w procentach. W przypadku dodatku tytanu lub aluminium na końcu dodawano literę T lub J. Według PN-EN stale te oznacza się wg zasad przedstawionych w p. 13.3.1. Wybrane gatunki stali ferrytycznych zestawiono w tabl. 13.11, a martenzytyczne w tabl. 13.12.

Stale ferrytyczne wykazują dobrą odporność na działanie kwasów utleniających (np. azotowego), nie są odporne na kwasy redukujące (solny, siarkowy), są spawalne. Stale martenzytyczne nie są kwasoodpome, lecz nierdzewne. Hartuje się je od 950-i- 1000°C i odpuszcza w zakresie 600-h700°C. Do temperatury ok. 500°C nie tracą twardości i wytrzymałości. Stale o większej zawartości chromu (np. X100CrTi25) mogą wykazywać kruchość 475 i spowodowaną wydzielaniem fazy a. Stale martenzytyczne są stosowane na: łopatki turbin, zawory, artykuły gospodarstwa domowego, noże, sprężyny. Stal X2CrNil7-2 jest odporna na działanie wody morskiej, a stal X1 (X)CrTi25 stosuje się na łożyska odporne na korozję oraz narzędzia chirurgiczne.

Stale austenityczne należą do nierdzewnych i spawalnych. Strukturę austeni­tyczną uzyskuje się w stalach prawie bezwęglowych (C<0,1%), zawierających chrom i nikiel. Ten ostatni może być zastąpiony częściowo manganem i azotem.

Rys. 13.19. Wpływ zawartości Cr i Ni na strukturę stali zawierającej C«0,2%, chłodzonej od 1100°C na powietrzu (Strauss, Maurer) [75]

Tablica 13.13. Wybrane stale austenityczne odporne na korozję (wg PN-EN 10088-1:2007)

Znak stali	Średni skład, %	Temperatura przesycania °C	Rm MPa
	C	Cr	Ni
X10CrNil8-8' (1H18N9)	0,1	17,5	8
X2CrNil9-l 1^2) (00H18N9T)	<0,03	19,0	11,0
NóCrNiTilS-lO^3’ (1H18N9T)	<0,08	18,0	10,5
X1 CrNMoN25-22-2	<0,02	25	22
X12CrMnNiN 18-9-5^4) (1H18N4G9)	<0,15	18	5
X6CrNiCuS 18-9-2	<0,08	18	9
XI NiCrMoCu25-20-5^S) (0H22N 24M4TCu)	0,02	20	25

W nawiasach są podane oznaczenia odpowiedników wg PN.

¹¹ Są stale o mniejszej zawart. C < 0,03% z >zawart. Ni (X2CrNil8-9) (9% Ni) i N (0,15%) (np. X2CrNiN18-7).

2. Sąstaleo <zawart. C lub z N i ewent. S, np. X2CrNiN 18-10 (0,17% N), X5CrNil8-10 (do 0,07% C), X8CrNiS18-9 (0,25% S, do 0,11% N i do 1% Cu).

3. Jest stal z Nb - X6CrNiNbl8-10 - (0H18N12Nb wg PN) o analogicznych własnościach.

4. Są stale z Mn (6,5—9%) i obniżoną zawart. Ni (6,5+9%) (np. X12CrMnNiN17-7-5) i z obniżoną zawart. C (< 0,03%) (np. X2CrMnNiN 17-7-5).

5. Jest kilka stali o zawart. 20^27% Cr i 25 + 31% Ni z N (0,11 4-0,21%), Cu (1-3,3%) i Mo (2,25-6,5%) (np. XlNiCrMoCu25-20-5 (0H22N24M4TCu wg PN), XlCrNiMoCuN25-25-5, XlNiCr- MoCuN25-20-7 i najwyżej stopowa XlNiCrMoCu31-27-4).

Wpływ składu na strukturę stali Cr-Ni jest pokazany na rys. 13.19. Zawartość niklu konieczna do uzyskania struktury austenitycznej wynosi ok. 8%. Stąd szeroko jest stosowana stal 18-8 (18% Cr i 8% Ni) i np. udział stali X5CrNil 8-10 w produkcji stali odpornej na korozję wynosi ok. 50%. Połowa niklu może być zastąpiona podwójną zawartością manganu. Oprócz wymienionych dodatków wprowadza się do tych stali niekiedy molibden (0,6 + 6,5%) oraz małe ilości tytanu (do 0,7%) lub niobu (do 1%) w celu związania węgla, co zapobiega korozji międzykrystalicznej. Dodatek azotu do 0,22% zapobiega rozrostowi ziarna i podwyższa granicę plastyczności (jest wprowadzany do prawie wszystkich stali austenitycznych).

Skład chemiczny najczęściej stosowanych stali austenitycznych odpornych na korozję wg PN-EN jest zestawiony w tabl. 13.13. Stale Cr-Ni-Mn mają gorszą odporność na korozję w roztworze chlorków niż stale Cr-Ni, ale są tańsze. Stosuje się je w przemyśle spożywczym i do wyrobu artykułów gospodarstwa domowego. Stale austenityczne wykazują dobrą odporność na działanie kwasu azotowego, nie są natomiast odporne na kwasy redukujące (HC1, H₂S0₄) i na korozję naprężeniową w obecności jonów Cl, Mo, Ni i Cu polepszają odporność na działanie H₂S0₄; stąd np. stal XlNiCrMoCu25-20-5 nie koroduje w stężonym kwasie siarkowym w temp. pokojowej. Stale austenityczne są odporne na działanie roztworów alkalicznych, ale nie wytrzymują działania stężonych zasad w wyższych tem­peraturach. Sole chlorkowe wywołują korozję wżerową, której zapobiega się dodatkami Mo i N. Wytrzymałość stali austenitycznych zwiększają dodatki azotu (nawet do 950 MPa), a dodatkowo można ją poprawić przez zgniot (60% odkształcenie zwiększa R_m do 1100 MPa), zwłaszcza jeśli zawierają dodatki Nb i N, zachowując ciągliwość nawet do ok. 40%. Azot zwiększa poza tym trwałość austenitu, oszczędzając nikiel.

Z profili giętych i spawanych punktowo można wytwarzać lekkie i wytrzymałe konstrukcje.

Korozja międzykrystaliczna stali nierdzewnych jest istotnym problemem, gdyż jest prawie niewidoczna¹’ i działa na dużej głębokości, nawet na wskroś, osłabiając spójność ziam. Jest ona wywołana powstaniem na granicach ziam węglików chromu (Cr₂₃C₆), które wyciągają chrom ze strefy przygranicznej. Jeśli zawartość chromu w roztworze spadnie poniżej 10,5%, ulega ona korozji jak zwykła stal. Zapobiegać jej można przez:

• ograniczenie zawartości węgla do 0,02 — 0,03%;

• stosowanie przesycenia stali od temp. 1000+1100°C, przez co osiąga się równomierne rozłożenie węgla w roztworze;

• unikanie nagrzewania stali do temp. 500 + 800°C, w której wydzielają się węgliki chromu (jest to niemożliwe, jeśli stale te muszą być spawane);

• wprowadzenie do stali tytanu lub niobu co najmniej w ilości 5- lub 10-krotnej zawartości węgla. Dodatki te tworzą trwałe węgliki MC, usuwając węgiel z roztworu stałego i uodporniają całkowicie stal na korozję międzykrystaliczną. Stale są

^ł) Można ją często wykryć na podstawie zmiany wysokości dźwięku po uderzeniu (głuchy dźwięk).

spawalne bez konieczności ich przesycania. Niob, chociaż droższy, daje lepsze efekty, gdyż nie obniża odporności na korozję i nie wypala się przy spawaniu.

Stale ferrytyczno-austenityczne (zwane duplex) są bezwęglowe (<0,03% C) i zawierają 22h-27% Cr i 4h-7% Ni. Ponieważ zawartość pierwiastków austenito- twórczych jest zbyt mała do utworzenia stabilnego ferrytu, powstaje struktura złożona z ferrytu i austenitu (optymalny jest stosunek 1:1). Innymi dodatkami mogą być N, Mo, W, Si, Cu. Azot jest szczególnie ważny, gdyż jest tani, poprawia odporność na korozję (zwłaszcza nierównomierną), zwiększa także wytrzymałość i polepsza spawalność, a poza tym ułatwia zarodkowanie i tworzenie ziam austenitu ze względu na dużą szybkość dyfuzji składników stopu w ferrycie. Dlatego jego zawartość wynosi do 0,22%. Powoduje to, że granica plastyczności tych stali jest wyższa niż ferrytycznych i austenitycznych. Mają też większą odporność na pękanie naprężeniowo-korozyjne w obecności jonów Cl niż stale austenityczne, ale ich T_pk jest pośrednia między stalami ferrytycznymi i austenitycznymi. Są jednak skłonne do kruchości typowej dla stali ferrytycznych (475, <r). Nie po­winny więc być stosowane poniżej temp. — 60°C i powyżej 300°C. Ich zaletą jest niższa cena niż austenitycznych. Dla utworzenia właściwej struktury celowe jest wytrzymywanie stali przez pewien czas w temp. 1050 h-1150°C, a następnie oziębienie w wodzie. Do stali ferrytyczno-austenitycznych należą: X2CrNiN23-4, X3CrNiMoN27-5-2, X2CrNiMoCuN25-6-3 i najwyżej stopowa X2CrNiMo- CuWN25-7-4.

Biostale. Do stali odpornych na korozję o szczególnym zastosowaniu należą biostale, wykorzystywane w medycynie w charakterze elementów zastępujących tkanki albo organy lub używane do wyrobu narzędzi stosowanych w medycynie. Głównym warunkiem ich stosowania jest obojętność w zetknięciu z tkankami lub płynami fizjologicznymi, co nazywa się biotolerancją. Stosuje się stale Cr-Ni-Mo o strukturze austenitycznej. Na wszczepy (implanty) są stosowane stale X2CrNiMo 18-14-3, X2CrNiMoN18-13-3 lub X2CrNiMol8-15-3 (wg PN-ISO 5832-1:1997/Apl: 1999) w stanie walcowanym lub przesyconym. W stanie wal­cowanym na zimno osiągają wytrzymałość R_m = 860 MPa.

Narzędzia wytwarza się ze stali ujętych w normie PN-EN ISO 7153-1:2002 (U) o strukturze martenzytycznej (0,09% C, 11,519% Cr, Oh-1,5% Mo, Oh-0,15% V, Si, Mn i Ni < 1% - są to gatunki A-hR), ferrytycznej (gat. L o składzie: C < 0,08%, Cr 16h- 18%, Si, Ni < 1%, Mn < 1,5%) lub austenitycznej (gatunki Mh-Po zawar­tości: ^ 0,07h-015% C, 16h- 19% Cr, 6h- 13,5% Ni i gat. P- 2h-2,5% Mo). Ze stali tych wyrabia się nożyce, kostołomy, dłuta, skrobaki, kleszcze, haki, skalpele, pincety, noże i in.

Własności stali martenzytycznych po ulepszaniu mieszczą się w granicach: R_m = 650H-900 MPa, R_p0a ^450^ 600 MPa i A ^ 13h- 15%. Dla stali austenitycz­nych są nawet wyższe: R_m do 1200 MPa, R_p0i2 ^ 350 h- 750 MPa i A ^ 12 h- 20%. Przy stosowaniu biostali należy pamiętać o konieczności unikania stosowania w jednym organizmie materiałów metalicznych o różnym składzie chemicznym, ze względu na możliwość zachodzenia korozji elektrochemicznej materiału o niższym potencjale korozyjnym.

2. Stale do utwardzania wydzieleniowego

Interesujące własności mają stale odporne na korozję, w których wysoka wytrzymałość jest wynikiem utwardzania wydzieleniowego. Ich zaletą jest to, że po przesyceniu są stosunkowo miękkie, a dużą twardość można im nadać przez starzenie już po ostatecznym uformowaniu. Ponieważ jest przeprowadzane w niezbyt wysokiej tem­peraturze (500 — 600°C), nie powoduje już żadnej deformacji. Poza tym stale te zawie­rają małe ilości C (< 0,1%), co pozwala na ich spawanie; są też odporne na korozję.

Znane są stale martenzytyczne utwardzane miedzią PH17-7 (X7CrNiA117-7 wg PN-EN 10088-1 h- 3:2007) o składzie: C< 0,07%, Cr - 16%, Ni -4%, Cu-4%, Nb - 5 C — 0,45% lub półaustenityczne utwardzane związkami międzymetalicznymi Mo lub Al. Te ostatnie mają następujące oznaczenia i składy: PH17-7 (X7CrNiA117-7 wg PN-EN jak wyżej) (<0,09% C, 17% Cr, 7% Ni, ok. 1% Al) oraz PH15-7Mo (X8CrNiMoAl 15-7-2 wg PN-EN jak wyżej) (<0,1% C, 15% Cr, 7% Ni, 2,5% Mo, 1% Al). Ich obróbka cieplna polega na hartowaniu od temp. ok. 1050°C i na­stępnie starzeniu w zakresie ok. 500°C (stal PHI7-4) lub destabilizacji austenitu (700-i- 800°C) i starzeniu w ok. 500°C (stale półaustenityczne). Po starzeniu stale te osiągają wytrzymałość 1500 MPa i wydłużenie ok. 10%.

Innym typem stali przeznaczonych do starzenia jest stal maraging^l) o składzie: 0,02% C, ok. 18% Ni, ok. 9% Co, 3h-5% Mo, ok. 0,5% Ti, która osiąga po przesyceniu i starzeniu wytrzymałość ok. 2000 MPa przy bardzo dużym stosunku RJR_m. Stal o wyższych zawartościach Co i Mo (odpowiednio 15 i 6,5%) i 1,1% Ti osiąga bardzo wysoką wytrzymałość 2800 MPa przy zachowaniu dobrej odporności na kruche pękanie. Obróbka cieplna polega na przesycaniu od temp. 1000°C i starzeniu w temp. 500°C przez 4h-5 h. Stale typu maraging utrzymują wysokie własności do temp. starzenia, tj. 500h-600°C i dlatego mogą być stosowane jako narzędziowe do pracy na gorąco.

Wytwarzane są też specjalne gatunki na narzędzia do obróbki plastycznej na gorąco i do skrawania (np. o zawartości 18% W, 4% Mo i 25% Co), które wykazują znacznie większą żywotność niż inne stale. Zaletą tych stali jest możliwość obróbki (plastycznej, skrawania) po przesyceniu, gdy są stosunkowo miękkie, i mała zmiana wymiarów podczas starzenia, które nadaje stali wysoką twardość. Można ją wielokrotnie regenerować przez obróbkę cieplną i napawanie. Przeszkodą w ich szerokim stosowaniu jest wysoka cena, ale można je stosować po wielokrotnym przetapianiu zużytych elementów, co obniża koszty.

2. Stale i stopy żaroodporne i żarowytrzymałe

Zaroodporność jest to odporność na działanie gazów utleniających w temp. wyższych od 500°C, natomiast żarowytrzymałość - odporność na odkształcenia w wysokich temperaturach (pełzanie).

¹¹ Nazwa tych stali pochodzi od ang. martensite aging - starzenie martenzytu. Szersze omówienie tych stali można znaleźć w pracy: Z. Bojarski, P. Matyja: Stale maraging - tworzywo narzędziowe. Wyd. UŚ 1983.

Stale żaroodporne. Żaroodpomość wiąże się ściśle ze skłonnością stali do tworzenia zgorzeliny. Warstwa zgorzeliny powinna być zwarta i ściśle przylegająca do podłoża, a szybkość dyfuzji jonów metalu i tlenu w zgorzelinie powinna być mała. Warunki takie spełniają jednofazowe stale austenityczne lub ferrytyczne o małej zawartości węgla, oparte na stalach ferrytycznych lub austenitycznych z większymi dodatkami Si (1 -h-2%) i Al (0,5 -3-2%), a niektóre także Ti, Nb (do 0,8%) lub Ce (ok. 0,55%). Wprowadza się także zwiększone ilości Cr i Ni.

Odporność na korozję gazową zależy również od składu atmosfery. Gazy redukujące (np. H₂S) są bardziej szkodliwe niż utleniające (np. powietrze lub S0₂), przykładowo obecność związków siarki działa korodująco na stale zawierające nikiel.

Stale żaroodporne są ujęte w normie PN-EN 10095:2002 i PN-EN 10088:2005. Najczęściej stosowane zestawiono w tabl. 13.14.

Gatunki niżej stopowe mają strukturę ferrytyczno-perlityczną (np. X15CrMo5) i zakres temperatury ich pracy jest najniższy. Stale wyżej stopowe, chromowe (np. X20Crl7, X10CrAlSil3, X15CrTi25) są ferrytyczne i mogą być stosowane od 850-H- 1200°C. W zależności od gatunku stale chromo-niklowe o strukturze austeni­tycznej z dodatkiem krzemu (X18CrNiSil8-9, X20CrNiSi25-20-2), wolframu i molibdenu (X15CrNiWM14-14-2) mogą być również stosowane od 850 -h 1150°C,

Tablica 13.14. Wybrane stale żaroodporne (wg PN-EN 10095:2002)

Znak stali	Skład stali, %	R’/J\00000 MPa	Maksymalna temperatura
	C	Si	Cr
X10CrAlSil3 (H13JS)	F	<0,12	1,1
X10CrAlSil8 (H18JS)	F	<0,12	1,1
X10CrAlSi25 (H24JS)	F	<0,12	U
X8CrNiTil8-10 (0H18N10T)	A	<0,1	<1,0
X15CrNiSi2012 (H20N12S2)	A	<0,2	2,0
X15CrNiSi25-21 (H25N20S2)	A	<0,2	2,0
X12NiCrSi35-16 (H16N36S2)	A	<0,15	1,5

Stale tej grupy wywodzą się ze stali chromowych - ferrytycznych o zawart. 13-^24% Cr lub austenitycznych typu 18-8, z dodatkami Si (ok. 1 -4-2%) i Al (0,5 h-2%), niektóre także Ti, Nb (do 1,25%) lub Ce (ok. 0,08%), a austenityczne z N (0,1 -h0,3%), np. X9CrNiSiNCe21-l 1-2, X10NiCrAlTi32-21, X6NiCrNbCe32-27, X25CrMnNi25-9-7 (z Mn i N - 0,3%).

W nawiasach są podane oznaczenia odpowiedników wg PN. W PN były ujęte stale H25T i 1H14N14W2M, które mogą być stosowane odpowiednio do 1200°C i 1150°C.

F: struktura ferrytyczna.

A: struktura austenityczna.

przy czym zarówno stale ferrytyczne, jak austenityczne wykazują tym większą żaroodpomość, im więcej zawierają pierwiastków stopowych.

Stale żarowytrzymałe. Żarowytrzymałość jest zależna od odporności stali na pełzanie, a więc sprzyjają jej takie czynniki, jak zmniejszenie współczynników samodyfuzji składników stopu, wydzielenia dyspersyjnych faz o małej skłonności do rozpuszczania i koagulacji, zwłaszcza na granicach ziarn, oraz duże ziarno.

W stalach austenitycznych współczynniki dyfuzji są znacznie mniejsze niż w ferrytycznych, a więc dlatego są one bardziej odporne na pełzanie. Stale żarowytrzymałe są ujęte w normie PN-EN 10302:2005 i PN-EN 10088-1 +3:2007. Najczęściej stosowane zestawiono w tabl. 13.15. Są to stale niskowęglowe (^0,2% C), Si ^ 1 %, Mn < 2%, poza tym ferrytyczne zawierają 9+12% Cr, 0,75 + 1 % Mo, 0,3-i-0,7% Ni (jedna X12CrNiMoV12-3 - 2,5% Ni, 1,75% Mo i 0,3% V). Pozostałe z mikrododatkami Ti, Nb, V, N, Al, B. Niektóre z W (do ok. 1%), Co (do 6%). Austenityczne: 15 + 21% Cr, 10 h- 32% Ni, niektóre 1,25 + 3% Mo, ok. 3% W, 20% Co i mikrododatki N, Ti, Nb, V, Al, B.

Tablica 13.15. Wybrane stale żarowytrzymałe (wg PN-EN 10302:2005)

	Własności, MPa
Znak stali	Rpoa
Martenzytyczne
X10CrMoVNb9-l	450
XI lCrMoWVNb9-l-l	450
X8CrCoN i Mo 10-6	850
X19CrMoNbVN 11-1	750
X20CrMoW V12-1	500
X12CrNiMoV12-3	760
Austenityczne
X3CrNiMoBN 17-13-3	260
X6CrNiTiB 18-10	195
X6CrNi WNbN 16-16	250
X5NiCrAlTi31-20	170
X8CrNiNbl6-13	195
X12CiCoNi21-20	300
X6NiCrTiMoVB25-15-2	600
X8CrN i Mo VNb 16-13	255

Są to stale niskowęglowe (do 0,2% C), z Si (do 1 %), Mn (do 2%) z mikrododatkami Ti, Nb, V, N, Al, B (N - w niektórych stalach austenitycznych ok. 0,1 +0,15%, w martenzytycznych 0,075%, V do ok. 0,3% w mart. i do 0,73% w aust., Nb - do 0,4% w mart. i do 1,2% w aust.; Ti do 2,1% w aust. i B - 0,003 + 0,0065% w aust. i do 0,003% w mart.).

Stale martenzytyczne: 9+ 12% Cr, do ok. 0,5% Ni (w jednej 2,5%), Mo 0,65 — 1,75%, Al do 0,04% i V (do 0,33%) (X12CrNiMoV 12-3). Niektóre z W (do 1%), Co (do 6%) (X8CrCoNiMol0-6). Austenityczne: < 0,12% C, 15-4-21% Cr, 10+32% Ni, niektóre z Mo (1+3%), W (ok. 3%), Co (20%).

Temp. hartowania (przesycania) tych stali: 1050+1200°C i odpuszczania (starzenia) 600+880°C.

Rys. 13.20

Zależność wytrzymałości na pełzanie różnych stali od temperatury;

/ - X15CrNiWM14-14-2,

2 - X18CrNiSi18-9, 3 - X20Cr17,

4 - X15CrSi6-2 (K. Wesołowski) [133]

W celu porównania żarowytrzymałości różnych stali na rys. 13.20 przed­stawiono wpływ temperatury na wytrzymałość na pełzanie. Jak widać, również żarowytrzymałość wzrasta ze zwiększeniem zawartości pierwiastków stopowych, co objawia się przesunięciem linii wykresu ku wyższym wartościom temperatury.

W stalach ferrytycznych o zawartości chromu powyżej 13% wygrzewanych w zakresie 400 — 500°C powstaje kruchość zwana kruchością 475. Można ją usunąć przez krótkie wygrzewanie powyżej 650°C. W stalach wysokochromowych wy­grzewanych w zakresie 600 — 850°C następuje spadek plastyczności na skutek wydzielania się fazy o. Tę kruchość usuwa przesycenie od temp. 1100°C.

W celu zwiększenia wytrzymałości stali żaroodpornych i obniżenia ich ceny wprowadza się ostatnio stale dwufazowe austenityczno-ferrytyczne, zwane duplex. Strukturę dwufazową osiąga się przez zwiększenie udziału pierwiastków ferryto- twórczych i zmniejszenie zawartości Ni. W PN-EN jest to stal X15CrNiSi25-4, zawierająca 25% Cr, 4% Ni i ok. 0,1% N. Jej maksymalna temp. pracy wynosi 1100°C. Niekiedy wprowadza się także do 0,8% Ti. Stale te wykazują bardzo dobrą odporność na korozję naprężeniową i lepszą niż stale ferrytyczne zdolność do pasywacji, a także niniejszą skłonność do rozrostu ziarna i większą udarność. Wartość R₀,2 tych stali przekracza 450 MPa, a R_m - 6(X) — 700 MPa. Ze względu na korzystne własności stale te znajdują coraz szersze zastosowanie głównie w przemyś­le chemicznym, spożywczym i okrętowym.

Dodatkowym sposobem na zwiększenie odporności na pełzanie jest dodatek do stali ok. 0,5% tlenku itru. Są to tzw. stale ODS (ang. oxide dispersion strengthenedj¹¹. Są one także produkowane metodą metalurgii proszków.

Stale zaworowe. Od stali zaworowych wymaga się oprócz odporności na korozję gazową i pełzanie, również odporności na ścieranie w wysokich tem­peraturach (np. temp. grzybka zaworu wydechowego dochodzi do 900°C). Jedno­cześnie stale te powinny dawać się łatwo kształtować i skrawać. Spełnienie

'* Szerokie omówienie tych stali można znaleźć w pracy: A. Czyrska-Filemonowicz i in. Żaroodporne i żarowytrzymałe stopy ODS umacniane cząstkami tlenków. Kraków, Fotobit 2004.

wszystkich wymagań w jednej stali jest trudne, dlatego niekiedy stosuje się zawory zgrzewane (grzybek z innej stali niż trzonek).

Stale zaworowe mają zbliżone składy jak stale żarowytrzymałe, z tym że zawartość węgla dochodzi w nich do 0,55%. Ujęte w PN-EN 10090:2001 gatunki są zestawione w tabl. 13.16.

Tablica 13.16. Wybrane stale zaworowe (wg PN-EN 10090:2001)

Znak stali	Struktura	Średni skład, %	RpQ,2 (600°C) MPa
		C	Si
X45CrSi9-3	M	0,45	3,0
X40CrSiMol0-2	M	0,40	2,5
X85CrMoV18-2	M	0,85	<1,0
X55CrMnNiN20-8	A	0,55	<0,25
X50CrMnNiNbN21-9	A	0,50	<0,45
X33CrNiMnN23-8	A	0,33	0,75

M - martenzytyczne, A - austenityczne.

Temp. hartowania stali M ok. 1050°C, odpuszczania ok. 750°C; temp. przesycania stali A ok. 1150°C, starzenia ok. 800°C.

Stale martenzytyczne zawierają 0,45 — 0,85% C; 1-^3% Si, 0,6 -=- 1,5% Mn, 9-h 17,5% Cr, niektóre 1 -r-2% Mo i 0,45% V; austenityczne: ok. 0,33-^0,55% C, ok. 9% Mn (jedna 2,5%), 20-^23% Cr, ok. 2-^8% Ni, a poza tym N (0,3 -h0,5%) i niektóre ok. 1% lub <0,5% W, 0,5% Mo i ok. 2% (Nb + Ta).

W normie PN zawarto także stale: 4H14N14W2M (X40CrNiWMol4-14-2) i 50H21G9N4 (X50CrMnNiN21-9-4) z dodatkiem 0,45% N - austenityczne z zawar­tością węglików, stosowane na szczególnie obciążone zawory wydechowe. Ich o.c. polega na przesycaniu od ok. 1000°C i starzeniu w temp. 700-h800°C. Po takiej obróbce R_e = ok. 750 MPa i R_m = ok. 1100 MPa. Szczególną zaletą drugiej stali jest dobra odporność na korozję wywołaną przez tlenki ołowiu. Stale austenityczne Cr-Ni nie mają tej odporności, czemu można zapobiec napawaniem stellitem.

Stale i stopy na elementy grzewcze. Stale na elementy grzewcze pieców powinny cechować się następującymi własnościami: dużą opornością właściwą, odpornością na utlenianie i rozrost ziam oraz pewną minimalną wytrzymałością zapobiegającą odkształcaniu elementów. W tym celu stosuje się stopy austenityczne, tzw. nichromy, zawierające ok. 80% Ni i 20% Cr (są ujęte w normie PN-83/H-92336). Temperatura ich pracy wynosi 1200°C. Dodatek żelaza do tych stopów (do 50%) obniża temp. pracy do 1050°C.

Druga grupa stopów to niskowęglowe stale chromowe z dodatkiem 5% Al, ferrytyczne (Crl5A15 i Cr20A15) lub ewentualnie z kobaltem (do 3%) - typu kanthal (w normie PN-87/H-92610 zwane baildonalem). Mają temperaturę pracy 1200- — 1300°C. Oprócz wymienionych stosuje się jeszcze stopy wieloskładnikowe, np. magapyr (30% Cr, 5% Al; Si i Mn po 0,5%) lub alchrom (20% Cr, 6,5% Al, 0,5% Si i 1% Mn) mające temp. pracy 1300°C. Wprowadza się także dodatki MZR, które zwiększają przyczepność zgorzeliny i itru, hamującego rozrost ziarna. Należy wspomnieć, że plastyczność stopów oporowych maleje ze wzrostem zawartości Cr i Al i dlatego przy ich dużych zawartościach elementy grzewcze wytwarza się metodą odlewania.

Stopy o szczególnie wysokiej żarowytrzymałości i żaroodporności. Stopy tego rodzaju nazywane nadstopami są stosowane w temp. wyższych od 750°C, np. na łopatki turbin gazowych. Mogą również być umacniane dyspersyjnie tlenkami itru. Znanych jest kilka rodzajów tych stopów:

1. Na osnowie Fe-Cr-Ni (np. tinidur - 0,1% C, 14% Cr, 30% Ni, 2,5% Ti z dodatkami Si, Mn i Al). W innych stopach tego typu stosuje się również dodatek W, Mo, Nb, N. Temperatura pracy tych stopów nie powinna przekraczać 800°C.

2. Złożone stopy Cr-Ni-Co-Fe, gdzie część żelaza zastąpiono kobaltem, np. multimet zawiera po ok. 20% Cr, Ni i Co z dodatkiem W, Mo, Nb, reszta (ok. 30%) - Fe. Elementy ze stopów o większej zawartości węgla (do 0,4%) wytwarza się przez odlewanie. Materiały te mogą pracować w temp. 800-^850°C.

3. Całkowite zastąpienie żelaza kobaltem pozwoliło na dalszą poprawę własności tych stopów. Zawartość kobaltu wynosi 40 — 60%, a prócz tego zawierają Cr, Ni, Mo, W (np. HS-31 zawiera 0,5% C, 25% Cr, 10% Ni, 54% Co, 8% W, reszta - Fe, Si, Mn). Temperatura pracy tych stopów dochodzi do 980°C.

4. Ostatnią grupę stopów stanowią tzw. nimoniki i inconele (o podobnym składzie) na bazie 20% Cr i 80% Ni (nikiel może być zastąpiony częściowo kobaltem) z dodatkiem Mo, Ti, Al, Zr, B. Mogą być obrabiane plastycznie lub odlewane. Są stosowane na łopatki turbin w silnikach lotniczych w temp. pracy do 1000°C. Gotowe łopatki turbin poddaje się obróbce cieplno-chemicznej (alumi­niowaniu), która istotnie poprawia ich żywotność.

2. Staliwa stopowe

Staliwa stopowe mogą być konstrukcyjne (PN-H-83156:1997) i o specjalnym przeznaczeniu, np. do pracy pod ciśnieniem w normalnej, podwyższonej lub obniżonej temperaturze (PN-EN 10213-1-2:1999) i odporne na ścieranie (PN-EN 10213-3:1999), a także odporne na korozję i narzędziowe. Staliwa konstrukcyjne stopowe oznacza się (wg PN-H-83156:1997) literą L. Dwucyfrowa liczba (po literze L) oznacza zawartość węgla w setnych częściach procentu, po czym literami określa się zawarte pierwiastki stopowe, a liczbami ich zawartości procentowe, podobnie jak w stalach (patrz p. 13.3.1). Przykłady: niskostopowe - L20G (G20Mn6), L15GM (G15MoMn4), L30GS (G30MnSi5-3), L40H (G40Cr4), L17HM (G17CrMo2-5), L30HGNM (G30CrMoNi2-2,5) i wysokostopowe - L0H13N4M (GXCrNiMol3-4),

L12H13 (GX12Crl3) (w nawiasach podano oznaczenia wg PN-EN). Poza tym wg PN-EN każda marka stali może być przeznaczona na odlewy i stawia się wówczas na początku literę G.

Staliwo odporne na ścieranie jest to staliwo manganowe, zwane od nazwiska wynalazcy staliwem Hadfielda. Jego skład jest następujący: 1,0-r 1,4% C, 12-ł 14% Mn, 0,3 h- 1,0% Si. Stosunek C/Mn powinien wynosić 1:10. Struktura stopów o zawartości 13% Mn w zależności od zawartości C i temp. jest pokazana na przekroju pionowym układu Fe-Mn-C na rys. 13.21. Wynika z niego, że stopy o zawartościach 1,1 -f-1,3% C mają stabilną strukturę austenityczną dopiero powyżej 900— 1000°C.

Szybkie ochłodzenie przez przesycenie w wodzie od temp. 1050-h1100°C pozwala na zachowanie struktury austenitycznej do temp. pokojowej. Cechą charakterystyczną tego staliwa jest duża skłonność do umocnienia odkształceniowe­go w wyniku tworzenia się mikrobliźniaków. Przykładowo, po przesyceniu jego twardość wynosi ok. 220 HB, a w wyniku zgniotu wzrasta do ok. 500 HB, zachowując jednocześnie dużą udarność. Do obróbki mechanicznej można zastosować izoter- miczne wyżarzanie w temp. 600°C, w czasie którego następuje najpierw wydzielenie węglików z austenitu, a następnie częściowa przemiana perlityczna. Podobny efekt można uzyskać przez powolne chłodzenie lub nagrzanie staliwa do temp. najmniej­szej trwałości austenitu.

Zdolność do umacniania zadecydowała o zastosowaniu staliwa H. na elementy narażone na ścieranie przy dużych naciskach powierzchniowych, np. na rozjazdy kolejowe lub tramwajowe, elementy młynów kulowych, szczęki łamaczy kamienia, kasy pancerne. Bez zgniotu zużycie ścierne następuje szybko. Staliwo H. jest ujęte w normie PN-88/H-83160 (ma znak L120G13). Norma ta zawiera jeszcze gatunki L120G13H i L120G13T (z Cr i Ti), L100H6M (z Cr i Mo) i wiele niżej stopowych

---

1. ^ł) Zwykle, zmierzony przyrost siły przelicza się na naprężenie styczne w działającym systemie poślizgu i przedstawia w funkcji odpowiadającego mu odkształcenia postaciowego (stycznego).↩

2. Ściśle biorąc, trójkąt podstawowy przedstawia się za pomocą projekcji stereograficznej (patrz: Podstawy teoretyczne metaloznawstwa, tegoż autora).↩