BADANIE MOśLIWOŚCI POŁĄCZENIA TECHNOLOGII ...

ALEKSANDER CISKI 1 , ALEKSANDER NAKONIECZNY 1 , TOMASZ BABUL 1
BADANIE MOśLIWOŚCI POŁĄCZENIA
TECHNOLOGII DŁUGOOKRESOWEGO
WYMRAśANIA I KULOWANIA STALI
NARZĘDZIOWEJ DO PRACY NA GORĄCO W300
RESEARCH ON POSSIBILITY OF
COMBINATION OF CRYOGENIC TREATMENT
AND SHOT PEENING OF W300 HOT WORK
TOOL STEEL
STRESZCZENIE
W publikacji przedstawiono wybrane wyniki badań właściwości stali narzędziowej do pracy na gorąco
poddanej łączonym procesom głębokiego wymraŜania długookresowego i kulowania. Próbki ze stali Böhler
W300 poddano róŜnym wariantom obróbki polegającej na ulepszaniu cieplnym oraz dodatkowym kulowaniu,
głębokim wymraŜaniu długookresowym oraz kombinacji tych obróbek. Badania obejmowały obserwacje metalograficzne,
pomiary twardości powierzchni, wyznaczenie profili twardości na przekrojach, pomiary stanu i
wartości napręŜeń własnych oraz wyznaczenie odporności na zuŜycie przez tarcie w wysokiej temperaturze.
Wyniki badań laboratoryjnych wsparto badaniami eksploatacyjnymi rzeczywistych wkładek matrycowych,
przeprowadzonymi w warunkach przemysłowych.
Słowa kluczowe
WymraŜanie długookresowe, kulowanie, stal narzędziowa stopowa do pracy na gorąco, narzędzia,
odporność na zuŜycie.
SUMMARY
The influence of cryogenic treatment on properties of shot-peened hot work tool steel was studied and selected
results are presented. Various processing modes, consisted in shot-peening, cryogenic treatment or combinations
of the above treatments, were applied for Böhler W300 steel specimens. Surface hardness, crosssection
hardness profiles, state of internal stresses and wear at elevated temperature as basic material properties
were measured and evaluated. Results of the laboratory investigations were additionally supported by
industrial testing of the real hot working die inserts.
Key words
Cryogenic treatment, shot-peening, hot work tool steel, tools, resistance to wear.
1. WPROWADZENIE
Kulowanie, czyli proces dynamicznej powierzchniowej
obróbki plastycznej na zimno części metalowych
stosowany do podwyŜszania ich właściwości
wytrzymałościowych, jest obróbką powszechnie znaną
i dość szeroko stosowaną [1], [2]. Głębokie wymraŜanie
długookresowe natomiast jest dość słabo rozpowszechnionym
procesem obróbki cieplnej, polegającym
na długotrwałym (od kilku do kilkudziesięciu godzin)
wytrzymaniu wsadu w temperaturze w zakresie
od -175°C do -196°C, stosowanym głównie dla podwyŜszenia
trwałości eksploatacyjnej narzędzi do obróbki
plastycznej i skrawających. Połączenie kulowania
oraz głębokiego długookresowego wymraŜania jest
zagadnieniem poznawczym, a celem niniejszej pracy
1
Instytut Mechaniki Precyzyjnej, Warszawa
INśYNIERIA POWIERZCHNI NR 2 – 2009 3

yło zbadanie moŜliwości i celowości połączenia powyŜszych
obróbek w zastosowaniu do powszechnie
stosowanej w Polsce stali narzędziowej stopowej do
pracy na gorąco Böhler W300.
W światowych doniesieniach literaturowych brak
wzmianek o moŜliwości połączenia obydwu procesów
w jednym cyklu technologicznym. RównieŜ informacje
odnośnie samej technologii głębokiego wymraŜania
długookresowego są dość skąpe. Choć pierwsze doniesienia
na temat wpływu głębokiego wymraŜania
długookresowego na odporność na zuŜycie stali narzędziowej
pojawiły się juŜ w latach siedemdziesiątych,
nadal brak jednoznacznie zidentyfikowanych i potwierdzonych
w badaniach mechanizmów oddziałujących
na materiał podczas wymraŜania.
Prekursorem technologii głębokiego wymraŜania
jest R. F. Barron, który opublikował porównawcze
wyniki badań odporności na zuŜycie róŜnych gatunków
stali podanych wymraŜaniu metodą tradycyjną,
w temperaturze -84°C, oraz w temperaturze -190°C
[3]. Od tego czasu pojawiło się wiele publikacji dotyczących
wpływu głębokiego wymraŜania na parametry
uŜytkowe stali, lecz wciąŜ brakuje powszechnie akceptowanego
wyjaśnienia mechanizmów jego oddziaływania,
które mogą powodować tak znaczne podwyŜszenie
odporności na zuŜycie przez tarcie.
Oczywiste jest oddziaływanie głębokiego wymra-
Ŝania długookresowego na przemianę martenzytyczną
oraz relaksację napręŜeń i stabilizację wymiarową
stali, w zasadzie takie samo jak wymraŜania krótkookresowego,
z moŜliwością w niektórych przypadkach
większej skuteczności w wyniku niŜszej temperatury
procesu. Najlepiej udokumentowanym mechanizmem
oddziaływania głębokiego wymraŜania długookresowego
na stal, innym niŜ powodowanie przemiany austenitu
w martenzyt, jest wpływ na wydzielanie się faz
umacniających, zwłaszcza węglików. Dostępne dane
na ten temat dotyczą przede wszystkim stali narzędziowych
[4-9] i wymieniane są w kontekście podwyŜszonej
odporności na zuŜycie przez tarcie. W doniesieniach
literaturowych pojawiają się jednakŜe pewne
rozbieŜności dotyczące zasadniczych parametrów
samego procesu, czyli temperatury i czasu wytrzymania
obrabianego wsadu oraz w opisie zjawisk zachodzących
podczas przemiany austenitu szczątkowego,
wytrzymania martenzytu w zakresie niskich temperatur
i wydzieleń węglików powstających podczas odpuszczania
wymraŜanej stali. Przykładem rozbieŜności
występujących w wynikach badań moŜe być praca
Lala [4], w której dowiedziono, Ŝe istotny wpływ na
odporność na zuŜycie ma czas wytrzymania kriogenicznego,
a nie wysokość temperatury podczas obróbki,
oraz praca Hanga [5], który odnalazł liniową
zaleŜność pomiędzy temperaturą obróbki a odpornością
na zuŜycie materiału.
2. POŁĄCZENIE OBRÓBKI CIEPLNEJ
I KULOWANIA
W pracy do badań wytypowana została najczęściej
stosowana przez polskich wytwórców i uŜytkowników
narzędzi stal narzędziowa stopowa do pracy na
gorąco – stal WCL (wg dawnej PN-86/H-85021). Obserwując
coraz większe zainteresowanie kuźni stalami
o wysokiej jakości, produkowanymi przez huty
szwedzkie (Uddeholm) i austriackie (Böhler), zdecydowano
się na zastosowanie zamiennika stali WCL
– stali w gatunku Böhler W300. Skład chemiczny stali
W300 przedstawiono w tablicy 1.
TABLICA 1. Skład chemiczny stali W300
TABLE 1. Chemical composition of W300 steel
Typowy
skład,
% wag.
C Si Mn Cr Mo V Ni W
0,38 1,10 0,40 5,00 1,30 0,40 - -
Przeprowadzono szereg łączonych procesów
podstawowej obróbki cieplnej, głębokiego wymraŜania
długookresowego i procesów kulowania. Ulepszanie
cieplne próbek ze stali W300 przeprowadzone zostało
w piecu próŜniowym RVFOQ-424 z chłodzeniem
w oleju oraz w piecu do odpuszczania WILD
BARFIELD. Proces głębokiego wymraŜania długookresowego
i następującego po nim odpuszczania
przeprowadzono w specjalistycznej wymraŜarce Cryo-
Temper (rys. 1).
Rys. 1. WymraŜarka CRYO-TEMPER
Fig. 1. CRYO-TEMPER cryogenic chamber
Kulowanie powierzchni próbek prowadzono metodą
pneumatyczną stosując specjalne stanowisko do
kulowania (rys. 2), umoŜliwiające regulację energii
uderzenia strugi śrutu w umacnianą powierzchnię.
4 INśYNIERIA POWIERZCHNI NR 2 – 2009

Kulowanie zrealizowano zgodnie z parametrami kulowania
dobranymi dla tego typu materiału pod kątem
jego zastosowania na matryce bądź wkładki matrycowe
do kucia na gorąco. Granulację śrutu i parametry
procesu (ciśnienie powietrza i czas ekspozycji) dobrano
eksperymentalnie tak, aby chropowatość powierzchni
po kulowaniu nie uległa znaczącej zmianie
w porównaniu ze stanem wyjściowym. W procesie
kulowania próbki były nieruchome, a śrut padał prostopadle
do ich osi.
Rys. 2. Stanowisko do kulowania
Fig. 2. Shot-peening device
Zastosowane kombinacje procesów obróbczych
oraz parametry procesów obróbki cieplnej i kulowania
przedstawiono na rysunku 3.
Wariant 1 H ► O1
Wariant 2 H ► O1 ► K
Wariant 3 H ► O1 ► W ► O2
Wariant 4 H ► O1 ► W ► O2 ► K
Wariant 5 H ► O1 ► K ► W ► O2
H
O1
O2
W
K
Austenityzacja – 1040°C/30min, chłodzenie – olej
Odpuszczanie dwukrotne – 525°C/2h
Odpuszczanie – 250°C/2h
Głębokie wymraŜanie długookresowe – -180°C/32h
Kulowanie – intensywność kulowania f A = 0,25 mm
Rys. 3. Warianty połączeń oraz parametry obróbki cieplnej i kulowania
Fig. 3. Variants and parameters of the heat treatment and shot peening
combinations
3. METODYKA BADAŃ
Wyniki badań porównawczych próbek obrobionych
według poszczególnych wariantów technologicznych
porównywane były między sobą oraz z parametrami
próbek po ulepszeniu cieplnym (bez dodatkowej
obróbki). Badania obejmowały obserwacje metalograficzne,
pomiary twardości powierzchni HV1 i HV5,
wyznaczenie profili twardości HV0,1 i HV0,5 na przekroju
warstwy wierzchniej materiału, określenie odporności
na zuŜycie oraz pomiary napręŜeń własnych.
Badania twardości powierzchni dokonywano na
twardościomierzu Zwick, wykonując po 5 odcisków na
próbce. Profile mikrotwardości wyznaczano równieŜ
przy uŜyciu twardościomierza Zwick, na zgładach
metalograficznych. Pomiarów dokonywano pod obcią-
Ŝeniem 100 i 500 gramów, na głębokościach od 20 do
200 µm, w odstępach co 20 µm.
Obserwacji metalograficznych przygotowanych
zgładów (trawionych 2-% nitalem) dokonywano przy
uŜyciu skaningowego mikroskopu elektronowego
JEOL ze zmienną próŜnią, przy powiększeniach
w zakresie od 1 000 do 15 000 x.
Badanie odporności na zuŜycie w wysokiej temperaturze
wykonywano przy uŜyciu testera T-21 ze skojarzeniem
kula-tarcza, w temperaturze 600°C, przy
prędkość poślizgu v = 0,1 m/s i obciąŜeniu styku 10 N.
Jako przeciwpróbka (kula) wykorzystywana była kulka
ceramiczna. Podczas cyklu badań wykorzystano po 3
próbki na kaŜdy wariant technologiczny testowanych
kombinacji obróbki cieplnej i kulowania. Po przeprowadzonych
testach wykonywano badania profili śladów
zuŜycia próbek na profilografie T-2000 firmy
HOMMEL. Wyznaczano po 3 profile powierzchni dla
kaŜdej próbki (przesunięte względem siebie o kąt 120
stopni).
Badania przeprowadzone na testerze umoŜliwiły
ilościową ocenę odporności na zuŜycie w podwyŜszonej
temperaturze warstw wierzchnich próbek. Oceny
odporności za zuŜycie w wysokiej temperaturze dokonano
na podstawie pomiarów profili wytarć, powstałych
na powierzchni próbek, wyznaczonych przy uŜyciu
profilografu. Na ich podstawie wyliczono objętość
materiału usuniętego w wyniku tarcia i wykorzystując
zaleŜność (1) wyznaczono wskaźniki zuŜycia warstwy
wierzchniej:
gdzie:
V ⎡ ⎤
W = ⎢ ⎥
N ⋅ s ⎣ N ⋅ m ⎦
mm 3 (1)
W - wskaźnik zuŜycia warstwy,
V - objętość zuŜytej (usuniętej) warstwy
[mm 3 ],
N - obciąŜenie [N],
s - długość ścieŜki tarcia [m].
Pomiary napręŜeń własnych wykonano przy
uŜyciu aparatu rentgenowskiego do pomiaru naprę-
Ŝeń firmy RIGAKU. Zastosowano metodę sin 2 ψ oraz
lampę Cr.
INśYNIERIA POWIERZCHNI NR 2 – 2009 5

4. ANALIZA WYNIKÓW BADAŃ
4.1. Pomiary twardości powierzchni
Pomiary twardości powierzchni wykazały, Ŝe
w przypadku wariantu polegającego na kulowaniu
próbek ulepszonych cieplnie nastąpił znaczny wzrost
twardości powierzchni HV1 i HV5. Równie wyraźny
wzrost twardości HV1 i HV5 zauwaŜalny był takŜe
w przypadku połączenia procesów kulowania i następującego
po nim głębokiego wymraŜania długookresowego.
W przypadku odwrotnego umiejscowienia
tych operacji w cyklu obróbczym próbek wzrost twardości
był niŜszy. W przypadku zastosowania jako obróbki
dodatkowej samego procesu wymraŜania długookresowego
zmiany twardości powierzchni były nieznaczne,
jednak ich występowania nie moŜna pominąć
(rys. 4).
Twardość
1000
800
600
400
200
0
896,6
913,0
790,2
829,2
778,8 773,6
692,2 723,4
677,0 712,4
HV1
HV5
Ulepszanie cieplne
Ulepszanie cieplne + Kulowanie
Ulepszanie cieplne + WymraŜanie + Odpuszczanie
Ulepszanie cieplne + WymraŜanie + Odpuszczanie + Kulowanie
Ulepszanie cieplne + Kulowanie + WymraŜanie + Odpuszczanie
Rys. 4. Wartości średnie wraz z 95% przedziałami ufności twardości
powierzchni HV1 i HV5 próbek ze stali W300 ulepszonych
cieplnie oraz poddanych dodatkowo róŜnym wariantom obróbczym
Fig. 4. Averages and 95% confidence intervals of surface hardness
HV1 and HV5 of W300 tool steel specimens after hardening and
tempering and after various types of additional treatment
4.2. Wyznaczenie profili twardości
na przekroju
Profile mikrotwardości HV0,1 na przekroju próbek
poddanym poszczególnym wariantom obróbki (rys. 5)
wskazywały na znaczny wzrost mikrotwardości (do ok.
Mikrotwardość
HV0,1
800
750
700
650
600
550
500
0 20 40 60 80 100 120 140 160 180 200 220
Odległość od powierzchni [µm]
Ulepszanie cieplne
Ulepszanie cieplne + Kulowanie
Ulepszanie cieplne + WymraŜanie + Odpuszczanie
Ulepszanie cieplne + WymraŜanie + Odpuszczanie + Kulowanie
Ulepszanie cieplne + Kulowanie + WymraŜanie + Odpuszczanie
Rys. 5. Profile twardości HV0,1 próbek ze stali W300 ulepszonych
cieplnie oraz poddanych dodatkowo róŜnym wariantom obróbczym
Fig. 5. HV0,1 hardness profiles of W300 tool steel specimens after
toughening and after various types of additional treatment
750 HV0,1) po kulowaniu lub głębokim wymraŜaniu
długookresowym, bądź teŜ po zastosowaniu kombinacji
tych procesów, następujący przy samej powierzchni
próbek. Profil mikrotwardości próbek poddanych samemu
ulepszaniu cieplnemu charakteryzował się niŜszą
wartością mikrotwardości w tym obszarze (o ok.
50 HV0,1 poniŜej mikrotwardości w rdzeniu próbek),
związaną prawdopodobnie z udziałem austenitu
szczątkowego w mikrostrukturze próbek, pozostałym
po procesie hartowania, a którego przemianę w martenzyt
uzyskano właśnie dzięki zastosowaniu kulowania
bądź wymraŜania. W odległości większej niŜ 60
µm od powierzchni próbek mikrotwardość osiągała
zbliŜony poziom dla wszystkich wariantów obróbczych
(ok. 600 HV0,1).
Podobne zaleŜności występowały w przypadku
profili twardości wyznaczanych pod obciąŜeniem 500
gramów (rys 6).
Twardość
HV0,5
800
750
700
650
600
550
500
0 20 40 60 80 100 120 140 160 180 200 220
Odległość od powierzchni [µm]
Ulepszanie cieplne
Ulepszanie cieplne + Kulowanie
Ulepszanie cieplne + WymraŜanie + Odpuszczanie
Ulepszanie cieplne + WymraŜanie + Odpuszczanie + Kulowanie
Ulepszanie cieplne + Kulowanie + WymraŜanie + Odpuszczanie
Rys. 6. Profile twardości HV0,5 próbek ze stali W300 ulepszonych
cieplnie oraz poddanych dodatkowo róŜnym wariantom obróbczym
Fig. 6. HV0,5 hardness profiles of W300 tool steel specimens after
toughening and after various types of additional treatment
4.3. Pomiary napręŜeń własnych
Pomiary napręŜeń własnych wykazały istnienie
napręŜeń ściskających we wszystkich próbkach obrobionych
według poszczególnych wariantów technologicznych.
NajniŜsze wartości napręŜeń uzyskały próbki
poddane ulepszaniu cieplnemu, głębokiemu wymra-
Ŝaniu i odpuszczaniu. Porównywalne wartości naprę-
Ŝeń, lecz nieco wyŜsze, stwierdzono w próbkach tylko
NapręŜenia własne [MPa]
-1200
-1000
-800
-600
-400
-200
0
-517,53
-932,77
-427,52
-893,17
-795,14
Ulepszanie cieplne
Ulepszanie cieplne + Kulowanie
Ulepszanie cieplne + WymraŜanie + Odpuszczanie
Ulepszanie cieplne + WymraŜanie + Odpuszczanie + Kulowanie
Ulepszanie cieplne + Kulowanie + WymraŜanie + Odpuszczanie
Rys. 7. Wartości średnie wraz z odchyleniami standardowymi
napręŜeń własnych próbek ze stali W300 ulepszonych cieplnie oraz
poddanych dodatkowo róŜnym wariantom obróbczym
Fig. 7. Averages and standard deviations of residual stresses of W300
tool steel specimens after hardening and tempering and after various
types of additional treatment
ulepszanych cieplnie. NajwyŜsze wartości napręŜeń
uzyskały próbki poddane wariantowi technologicznemu
polegającemu na ulepszaniu cieplnym i kulowaniu.
6 INśYNIERIA POWIERZCHNI NR 2 – 2009

Podobne wartości napręŜeń, lecz o nieco niŜszej wartości,
stwierdzono natomiast w próbkach wymraŜanych
przed kulowaniem oraz w próbkach, które były
wymraŜane po kulowaniu (rys. 7).
Ulepszanie cieplne + Kulowanie
4.4. Badanie odporności na zuŜycie
przez tarcie
Badania odporności na zuŜycie przez tarcie przeprowadzone
w wysokiej temperaturze, pozwoliły na
obliczenie wskaźników zuŜycia dla próbek obrobionych
według poszczególnych wariantów. Przedstawione
na rysunku 8 wskaźniki zuŜycia wykorzystano
do oszacowania spadków zuŜycia próbek poddanych
dodatkowej obróbce cieplnej i kulowaniu, w odniesieniu
do wariantu technologicznego polegającego na
samym ulepszaniu cieplnym.
Wskaźnik zuŜycia
[10 -5 mm 3 /Nm]
6,0
5,0
4,0
3,0
2,0
1,0
5,891 5,697
Wariant
odniesienia
Spadek
zuŜycia o
3%
4,466
Spadek
zuŜycia o
24%
5,201
Spadek
zuŜycia o
12%
3,768
Spadek
zuŜycia o
36%
Ulepszanie cieplne + Kulowanie + WymraŜanie + Odpuszczanie
0,0
Ulepszanie cieplne
Ulepszanie cieplne + Kulowanie
Ulepszanie cieplne + WymraŜanie + Odpuszczanie
Ulepszanie cieplne + WymraŜanie + Odpuszczanie + Kulowanie
Ulepszanie cieplne + Kulowanie + WymraŜanie + Odpuszczanie
Rys. 8. Wartości średnie wraz z odchyleniami standardowymi
wskaźników zuŜycia próbek ze stali W300 ulepszonych cieplnie oraz
poddanych dodatkowo róŜnym wariantom obróbczym
Fig. 8. Averages and standard deviations of wear rate factors of W300
tool steel specimens after hardening and tempering and after various
types of additional treatment
Przeprowadzone badanie pozwoliło na zaobserwowanie
znacznego zmniejszenia się zuŜycia (36%)
próbek poddanych obróbce według wariantu polegającego
na kulowaniu i następującym po nim głębokiemu
wymraŜaniu długookresowemu i odpuszczaniu. Odwrotne
umiejscowienie kulowania i wymraŜania
w cyklu obróbczym pozwoliło na uzyskanie znacznie
mniejszego spadku zuŜycia próbek (12%). W przypadku
wariantu obróbki polegającej na ulepszaniu
cieplnym i kulowaniu zmiany zuŜycia był pomijalnie
małe (3%), natomiast w przypadku samego głębokiego
wymraŜania długookresowego zuŜycie zmniejszyło
się o 24%.
Obserwacje makroskopowe i analiza profili powierzchni
zdają się potwierdzać powyŜsze wyniki uzyskane
w badaniu metodą kula-tarcza. Znaczne rozwinięcie
powierzchni próbek poddanych łączonemu
procesowi kulowania i wymraŜania, widoczne poza
obszarem wytarcia, moŜe sugerować, Ŝe zuŜycie materiału
następowało głównie w obszarze wierzchołków
chropowatości, nie powodując większego zuŜycia
poniŜej linii średniej powierzchni (rys. 9).
Rys. 9. Przykładowe makrofotografie oraz zarejestrowane odcinki
pomiarowe profili powierzchni AB próbek ze stali W300 poddanych
róŜnym wariantom obróbki
Fig. 9. Example macro-photographs and measuring sections AB of
surface profiles of W300 tool steel specimens after different types of
treatment
4.5. Badania metalograficzne SEM
Na rysunkach 10 i 11 pokazano wybrane fotografie
mikrostruktur uzyskane przy uŜyciu mikroskopu
skaningowego. Podczas badań nie dostrzeŜono istotnych
róŜnic pomiędzy mikrostrukturami próbek z poszczególnych
wariantów obróbczych. Na obydwu fotografiach
widoczna jest mikrostruktura martenzytu wysokoodpuszczonego.
Na powierzchni próbek widoczna
jest niewielka warstwa odkształcona podczas kulowania.
INśYNIERIA POWIERZCHNI NR 2 – 2009 7

Ulepszanie cieplne + Kulowanie
Rys. 11. Wkładki matrycowe ze stali WCL
Fig. 11. Forging die inserts made of WCL steel
5. PODSUMOWANIE
Ulepszanie cieplne + Kulowanie + WymraŜanie + Odpuszczanie
Rys. 10. Przykładowe mikrostruktury próbek ze stali W300 poddanych
róŜnym wariantom obróbczym
Fig. 10. Sample microstructures of W300 tool steel specimens after
different types of treatment
4.6. Badania eksploatacyjne matryc
Przeprowadzono eksperymentalne połączenie kulowania
z głębokim wymraŜaniem długookresowym w
zastosowaniu do wkładek matrycowych ze stali narzędziowej
WCL. Przedmiotem obróbki i badań były dwie
sztuki wkładek matrycowych do kucia na gorąco (rys.
11), wykorzystywane przy kuciu „na gotowo” odkuwek
ze stali 41Cr4, przy sile nacisku 1500 T i temperaturze
materiału kutego wynoszącej 1150°C. Ulepszone
cieplnie wkładki matrycowe poddano łączonemu procesowi
obróbczemu, polegającemu na kulowaniu,
głębokim wymraŜaniu długookresowym i następnym
odpuszczaniu. Parametry wymraŜania i kulowania były
identyczne, jak w przypadku próbek ze stali W300
(rys. 3 – wariant 5). Przeprowadzone badania eksploatacyjne
wkładek wykazały 40% wzrost ich trwałości w
porównaniu z ulepszaniem cieplnym stosowanym
dotychczas przez uŜytkownika.
Stwierdzono, iŜ najkorzystniejszym pod względem
uzyskanych paramentów materiału po cyklu obróbki,
a zarazem pod względem jego właściwości uŜytkowych
wariantem obróbczym jest wariant polegający na
ulepszaniu cieplnym, kulowaniu i następnym głębokim
długookresowym wymraŜaniu z niskim odpuszczaniem.
Próbki ze stali narzędziowej stopowej do pracy
na gorąco Böhler W300, obrobione w ten właśnie
sposób, charakteryzowały się najwyŜszą odpornością
na zuŜycie w wysokiej temperaturze. Materiał posiadał
najwyŜszą twardość powierzchni i korzystny rozkład
mikrotwardości na przekroju warstwy wierzchniej oraz
odpowiedni stan napręŜeń ściskających, wytworzonych
przy powierzchni materiału. Podczas badań metalograficznych
z wykorzystaniem mikroskopu elektronowego
skaningowego nie dostrzeŜono istotnych róŜnic
pomiędzy mikrostrukturami próbek z poszczególnych
wariantów obróbczych. Brak widocznych róŜnic
pomiędzy mikrostrukturami wynikać moŜe ze zbyt
niskiej rozdzielczości zastosowanego mikroskopu przy
wysokich powiększeniach.
Wyniki zuŜyciowych badań laboratoryjnych próbek
potwierdzone zostały badaniami eksploatacyjnymi
rzeczywistych wkładek matrycowych, które w zastosowanym
wariancie obróbczym osiągnęły 40% wzrost
trwałości w stosunku do matryc tylko ulepszanych
cieplnie przez ich wytwórcę i uŜytkownika. Z tego
względu, spośród przebadanych w niniejszej części
pracy wariantów, połączenie obróbek polegające na
ulepszaniu cieplnym, kulowaniu oraz następnym głębokim
wymraŜaniu długookresowym i niskim odpuszczaniu,
oceniono jako wariant rekomendowany do
obróbki matryc i wkładek matrycowych do pracy na
gorąco, wykonanych ze stali W300 i WCL.
Autorzy zdają sobie sprawę z konieczności ukierunkowania
dalszych prac na znalezienie przyczyn
i dokonanie identyfikacji zjawisk, które mogły wpłynąć
na wzrost odporności na zuŜycie stali poddanej łączonemu
procesowi kulowania i głębokiego wymraŜania
długookresowego. Zadanie to wymagać moŜe zastosowania
bardziej zaawansowanych technik badawczych,
np. mikroskopii transmisyjnej.
Szczególną rolę w procesie umacniania materiału
zdają się odgrywać procesy wydzieleniowe drobnych
8 INśYNIERIA POWIERZCHNI NR 2 – 2009

węglików, występujące podczas odpuszczania stali
poddanej głębokiemu wymraŜaniu długookresowemu.
W opracowaniu [6] wydzielanie się zarodków bardzo
drobnych węglików w martenzycie spowodowane jego
głębokim długookresowym wymraŜaniem, nazwano
"niskotemperaturowym kondycjonowaniem martenzytu".
Według [6] długotrwałe oddziaływanie niskiej temperatury
moŜe prowadzić do niestabilności martenzytu,
polegającej na powolnej kontrakcji jego sieci, migracji
dyslokacji i powstawaniu skupień atomów węgla,
które podczas następującego po wymraŜaniu odpuszczania
stają się zarodkami bardzo drobnych wydzieleń
węglików. Temu mechanizmowi, inaczej niŜ przemianie
szczątkowego austenitu w martenzyt, wg [6] nie
towarzyszy zwiększenie twardości, natomiast jego
skutkiem moŜe być podwyŜszenie innych własności
stali, szczególnie odporności na zuŜycie przez tarcie.
Badania naukowców japońskich [7] prowadzone nad
stalami narzędziowymi poddanymi głębokiemu wymraŜaniu
długookresowemu wskazują na powstawanie
podczas niskiego odpuszczania węglika η, zamiast
identyfikowanego dotychczas węglika ε. Badania dyspersji
i zawartości procentowej węglików η wykazywały,
Ŝe jest ich więcej niŜ węglików ε, a wydzielenia są
drobniejsze. Autorzy uwaŜają to za główną przyczynę
wzrostu twardości oraz trwałości narzędzi wykonanych
z tej stali. Podobne spostrzeŜenia moŜna znaleźć
w pracy [8]. W pracy tej zaobserwowano większą niŜ
podczas tradycyjnej obróbki ilość bardzo drobnych
i równomiernie rozłoŜonych węglików wydzielonych
podczas niskiego odpuszczania. Autorzy uwaŜają, Ŝe
węgliki te trudniej wykruszają się podczas pracy narzędzi
i zwiększają ich odporność na ścieranie podczas
przeciąŜeń. W pracy [9] autor zaprezentował
zdjęcia wykonane przy uŜyciu skaningowego mikroskopu
elektronowego. W prezentowanym artykule
dotyczącym chłodzenia stali A2 (~NCLV), próbka poddana
austenityzowaniu, hartowaniu w oleju, 24-
godzinnemu wymraŜaniu w temperaturze ciekłego
azotu oraz niskiemu odpuszczaniu, ujawniła w swej
mikrostrukturze obecność wydzieleń węglików jasnych
(o rozmiarze od 0,5 do 1,2 µm) oraz drobniejszych
węglików ciemnych (o rozmiarze od 0,1 do 0,25 µm).
Autor postawił tezę, Ŝe prawdopodobnie węgliki ciemne
są węglikami η (Fe 2 C lub M 2 C), natomiast węgliki
jasne są węglikami stopowymi ε i/lub węglikami M 3 C.
W powyŜszej pracy, obecnością znacznej ilości drobnych
węglików η, rozłoŜonych równomiernie i przylegających
do granic ziaren, wytłumaczony został spadek
zuŜycia i zmniejszenie się udarności próbek.
LITERATURA
[1] Nakonieczny A.: Dynamiczna powierzchniowa
obróbka plastyczna, Wyd. IMP, Warszawa, 2002.
[2] Nakonieczny A.: Właściwości eksploatacyjne wyrobów
metalowych obrobionych cieplnie, Wyd. IMP, Warszawa,
1999.
[3] Barron R.F.: How cryogenic treatment controls wear,
21st InterPlant Tool and Gage Conference. Shreveport,
LA, USA, 1982. (wg ASM Handbook, t.4, s.205)
[4] Lal D.M.: Cryogenic treatment to augment wear resistance
of tool and die steels, “Cryogenics”, 2001, nr 41,
s.149-155.
[5] Huang M. C. i in.: Study on Cryogenic Phase Change
and Wear Characteristics of High Speed Steel, “Acta
Metallurgica Sinica”, Vol. 16, 2003, s.524-530
[6] Collins D.N.: Deep cryogenic treatment of tool steels:
a review, Heat Treatment of Metals, 1996, nr 2, s.
40-42.
[7] Meng F. i in.: Role of eta-carbide precipitations in the
wear resistance improvements of Fe12Cr-Mo-V1.4C
tool steel by cryogenic treatment, ISIJ International,
vol. 34, 1994, nr 2, s. 205-210.
[8] Wierszyłłowski I., Szcześniak L.: Wpływ obróbki kriogenicznej
po hartowaniu na przemiany zachodzące
podczas odpuszczania wybranych stali narzędziowych.
Badania dylatometryczne i DTA, “Obróbka Plastyczna
Metali”, 2005, nr 1, s.31-36
[9] Zurecki Z.: Cryogenic Quenching of Steel Revisited,
Air Products and Chemicals, 2005, Inc., Pennsylvania,
USA
INśYNIERIA POWIERZCHNI NR 2 – 2009 9