Stal NC11LV część trzecia. NIEstandardowa obróbka cieplna.

Skład chemiczny:

• 1,5-1,6%Węgla,
• 11-12%Chromu,
• 0,6-0,8%Molibdenu,
• 0,8-1,1%Wanadu.

„Obróbka cieplna tej stali jest banalna”:

„Hartowanie temp. 960 – 1030° C – olej / powietrze, Odpuszczanie temp. 220 – 550° C, w stanie ulepszonym 60 HRC.”

Stal Hartowana podczas Odpuszczania (wygrzewania w temperaturze powyżej 150° C) zaczyna zmniejszać swoją Twardość. Spowodowane jest to zmniejszaniem się zawartości Węgla w Martenzycie. Węgiel rozpuszczony w Martenzycie wydziela się i wiąże z Żelazem tworząc Węgliki Żelaza M₂C i M₃C (można przyjąć Fe₂C i Fe₃C).

Podczas Odpuszczania stali w temperaturach powyżej 200º C mogą zachodzić następujące procesy, przeciwdziałające obniżaniu się Twardości:

• przemiana Austenitu Szczątkowego w Bainit (maximum 200-250º C dla stali do o zawartości do 5% pierwiastków stopowych),
• przemiana Austenitu Szczątkowego w Bainit (maximum 450-520º C dla stali Wysokostopowych Chromowych),
• wydzielanie się Węglików Stopowych utwardzających odpuszczony Martenzyt (500-600° C).

Dużo ludzi słyszało o tzw. Twardości Wtórnej. Występuje ona w niektórych stalach, np. HSS (High Speed Steel).

Twardość Wtórna jest to zwiększenie się Twardości stali podczas Odpuszczania, wywołane przemianą Austenitu Szczątkowego oraz umocnieniem wywołanym wydzieleniami nowych Węglików Stopowych. W stalach HSS przeważający jest mechanizm wywołany przez wydzielanie się Węglików Stopowych typu MC i M₂C.

A w stali NC11LV może występować Twardość Wtórna?

  

Ja widać powyżej może! Warunki konieczne to wystarczająco wysoka temperatura Austenityzowania i odpowiednie Odpuszczanie.

Wraz z podwyższaniem temperatury Austenityzowania stali NC11LV zwiększa się ilość Austenitu Szczątkowego po Hartowaniu. Podobnie jest w stali D3 (mającej w swym składzie więcej Węgla, Molibden został zastąpiony Wolframem, mniej Wanadu).

Spowodowane jest to większą ilością rozpuszczonego Węgla i składników stopowych w Austenicie. Im bogatszy Austenit (w Węgiel i pierwiastki stopowe), tym bardziej przesuwają się pola w prawo na wykresie CTPc. Trudniej jest przemienić Austenit w Martenzyt podczas Hartowania. Wynik?

Coraz niższa twardość po Hartowaniu z coraz wyższych temperatur (>1050 st. C), bo coraz więcej miękkiego Austenitu Szczątkowego zostaje po zgaszeniu stali (Hartowaniu) w Oleju.

Tym razem dobra wiadomość: Im więcej Austenitu Szczątkowego, bogatszego w Węgiel i Molibden, Wolfram, Wanad, tym większą Twardość uzyskamy podczas Odpuszczania na Twardość Wtórną. Podobnie w stali D3.

Twardość Wtórna w stalach Wysokochromowych (i jednocześnie Wysokowęglowych) podczas Odpuszczania w temperaturach powyżej 450° C może być spowodowana:

• przemianą Austenitu Szczątkowego w Bainit,
• wydzielaniem się nowych Węglików Stopowych  M₇C₃ (Cr₇C₃).

Wystarczy Austenityzować stale Wysokochromowe w temperaturach powyżej 1020° C, szybko schłodzić (Hartować) i Odpuścić. Koniec, w wielu książkach opisane to jest.

Ale, może da się coś zrobić więcej dla stali NC11LV?

I co? Nic nie widać! Interesujący jest rysunek C) krzywa 4; rysunek D) krzywa 3. Ponadto trzeba się przyjrzeć rysunkom wyżej wstawionym. Wraz ze wzrostem temperatury Austenityzowania przesuwa się pik Twardości Wtórnej w stonę wyższych temperatur odpuszczania. Dlaczego?

W stali NC11 (2% Węgla, 12% Chromu) występuje podczas odpuszczania pik Twardości Wtórnej w temperaturze 500° C. A w stali NC11LV coś ta Twardość Wtórna stała nie jest. Spowodowane jest to przez Molibden i Wanad. Pierwiastki te, związane w większości w Węglikach M₇C₃ podczas Austenityzowania rozpuszczają się w Austenicie i za bardzo nie chcą tworzyć Węglików w temperaturach poniżej 500° C. Spowodowane jest to ich małą „ruchliwością” (małą szybkością Dyfuzji) w niższych temperaturach, dopiero podniesienie temperatury Odpuszczania daje im bodziec do uczestniczenia w tworzeniu Węglików Stopowych.

Zwiększona znacznie temperatura Austenityzowania stali NC11LV spowoduje przecież znaczny rozrost ziarn i zwiększona kruchość! Okazuje się, że pilnując czasu Austenityzacji można uniknąć znacznego rozrostu ziarn:

Nie znalazłem informacji o wydzielaniu się Węglików Stopowych typu MC i M₂C w stali NC11LV, tak więc przesunięcie się piku Twardości Wtórnej podczas Odpuszczania (po Austenityzowaniu w temperaturach pow. 1050° C) może byc spowodowane wydzielaniem się bogatszych w Molibden i Wanad Węglików. Wcześniej przyjąłem, że za przesunięcie się piku Twardości Wtórnej w stali HSS odpowiada taki sam mechanizm jak w stalach HSS – wydzielanie się węglików Stopowych MC i M₂C. Nie znam więc dokładnie mechanizmu, ale sposób działa.

Dobra, ale po co wszystko?

W przemyśle chcąc zwiększyć odporność na ścieranie i twardość w wysokich temperaturach w stali NC11LV poddaje się ją Azotowaniu. Wynik: bardzo twarda i odporna na ścieranie powierzchnia. Zazwyczaj twardość na poziomie 55HRC stali NC11LV pod warstwą Azotowaną jest wystarczająca, by narzędzie dobrze pracowało.

A jak ktoś chce podnieść jeszcze bardzie odporność na ścieranie, a nie chce płacić za Azotowanie? Proponuję zastosować obróbkę cieplną tu opisaną poniżej. Wynik: znaczne podniesienie odporności na ścieranie w porównaniu z:

• Hartowaniem połączonym z niskim Odpuszczaniem
• Hartowaniem z temperatur poniżej 1050° C połączonym z wysokim Odpuszczaniem.

Ha! Ale czy to działa? Działa, już sprawdzone w zaprzyjaźnionych hartowniach.

Podsumowując. Jak zapewnić większą niż standardowo odporność na ścieranie stali NC11LV:

Austenityzowanie w temperaturach 1080-1100° C,
Hartowanie w gorącym Oleju (min. 100° C, nawet do 150-200° C),
trzykrotne Odpuszczanie w temperaturze 540-555° C.

Zachęcam do wypróbowania mych zaleceń, dzięki temu można jeszcze bardziej zwiększyć odporność na ścieranie stali NC11LV (bez potrzeby Azotowania czy pokrywania z użyciem metod PVD).

Wynik:

• dużo miękkiego Austenitu: mniejsze naprężenia hartownicze, mniejsza skłonność do paczenia się detali, większa możliwość wyprostowania detalu (nawet czasem w dłoniach),
• większa odporność na ścieranie (pomimo otrzymania podobnej Twardości jak przy niskim Odpuszczaniu, czy Austenityzowaniu w temperaturach poniżej 1050° C),
• więcej rozpuszczonych dużych Węglików, zastąpionych przez małe Węgliki wydzielone podczas wysokiego Odpuszczania,
• mniej dużych Węglików = mniejsza skłonność do wykruszania się Krawędzi Tnącej w narzędziu.

Jest też wada w proponowanej tu obróbce cieplnej stali NC11LV: trudno jest wyliczyć dokładnie czas Austenityzacji dla dużych detali, by nie spowodować nadmiernego rozrostu ziarn i obnizenia ciągliwości (Udarności). Ale jak ktoś ma duże detale, wnien też mieć hartownika na usługach.

Literatura:

• Berkowski, J. Borowski: Wpływ struktury na skutki azotowania chromowych stali ledeburytycznych
• Hryniewicz, T. Nykiel: FLUCTUATIONS IN CHEMICAL COMPOSITION OF M7C3 CARBIDES IN THE SOFT ANNEALED NC11LV/D2 STEEL
• www.knives.pl/forum
• http://www.bohler-edelstahl.com/files/K110DE.pdf
• H. Leda: Wybrane metalowe materiały konstrukcyjne ogólnego przeznaczenia.. WPP 1997
• Charakterystyki stali, Seria F Tom I, Katowice 1981
• Z. Głowacki: Przemiany weglików podczas austenityzowania i odpuszczaniawysokochromowych stali narzędziowych o różnych zawartościach azotu, zawierajacych 2%C i 12%Cr. Poznań 1964
• Edward Żmihorski: Stale narzędziowe i obróbka cieplna narzędzi. Warszawa 1970
• PN_EN_ISO_4957_2004
• http://www.tppinfo.com/
• http://www.interlloy.com.au/
• Z. Zurecki: Cryogenic Quenching of Steel Revisited
• Pod redakcją F. Staub: Atlas mikrostrukur stali Mikroskop elektronowy, katowice 1970