1.  Wstęp 

1.1. Historyczny rozwój materiałów 
Człowiek od zarania dziejów wykorzystywał, a z czasem przetwarzał, materiały dla zdobycia 

pożywienia, zwiększenia swego bezpieczeństwa i zapewnienia sobie odpowiedniego poziomu 
życia. Śledząc dzieje cywilizacji ludzkiej można dojść do przekonania, że o jej rozwoju decyduje 
w dużej mierze rozwój materiałów i towarzyszący temu rozwój sił wytwórczych. Świadczy o 
tym niewątpliwie między innymi nazwanie różnych okresów w dziejach ludzkości od 
materiałów decydujących wówczas o warunkach życia, np. epoki: kamienia, brązu, żelaza. 
Również wdrożenie różnych wynalazków stało się możliwe dopiero po udostępnieniu 
odpowiednich materiałów. Przykładowo już w notatkach Leonardo da Vinci z piętnastego wieku 
znaleziono szkic helikoptera, lecz śmigłowiec wyprodukowano dopiero w latach czterdziestych 
dwudziestego wieku. Statki kosmiczne dawno opisano w literaturze, a niezbędnych obliczeń 
dokonano już w pierwszym dziesięcioleciu dwudziestego wieku, gdy pierwszy sztuczny satelita 
Ziemi wystartował z sukcesem dopiero pod koniec lat pięćdziesiątych, a pierwszy prom 
kosmiczny w latach siedemdziesiątych tego wieku. 

 
1.2. Materiały konstrukcyjne 
Metaloznawstwo jest nauką o budowie, właściwościach i metodach badań metalicznych 

materiałów konstrukcyjnych, tzn. używanych do produkcji maszyn, urządzeń i konstrukcji. 
Zadaniem tej dziedziny wiedzy technicznej jest określanie wpływu zmiany warunków 
zewnętrznych, w tym również wywołanej procesami technologicznymi, na budowę tworzywa 
oraz ustalanie zależności pomiędzy składem i budową tworzywa a jego właściwościami. 
Zrozumienie tych zależności wymaga znajomości elementarnych mikroprocesów zachodzących 
w materiale pod wpływem zmian temperatury, obciążenia i innych czynników zewnętrznych. 
Zdefiniowanie pojęcia struktury (budowy) materiału zależy od przyjętej skali obserwacji. 

W skali podmikroskopowej (atomowej) rozpatruje się strukturę krystaliczną, tj. przestrzenny 

rozkład cząstek materii (atomów, jonów, cząsteczek), typ i symetrię sieci przestrzennej, rozkład 
cząstek materii w komórce zasadniczej, jej wymiary wreszcie. Współczesne metody 
eksperymentalne w zasadzie nie umożliwiają bezpośredniej obserwacji poszczególnych atomów, 
a tylko pewnych ich zgrupowań (np. strefy G P). Jednak pośrednio metodami dyfrakcji 
rentgenowskiej lub elektronowej wymienione cechy struktury krystalicznej można określić i 
zmierzyć ze znaczną dokładnością. 

W skali mikroskopowej rozpatruje się podstrukturę, tj. strukturę rzeczywistą kryształu albo 

ziarna. Struktura rzeczywista obejmuje granice, orientację i rozmiary bloków oraz defekty 
struktury krystalicznej. Bezpośrednią obserwację podstruktury, zwłaszcza granic 
wąskokątowych lub dyslokacji, umożliwia mikroskopia elektronowa z wykorzystaniem techniki 
folii. 
Wreszcie w skali mikroskopowej albo makroskopowej mówi się odpowiednio o mikrostrukturze 
albo makrostrukturze. Jej opis obejmuje w materiałach jednofazowych kształt, wielkość i 
orientację poszczególnych ziarn, a w materiałach wielofazowych ponadto rodzaj, udział i 
wzajemne usytuowanie faz składowych. W obu przypadkach opis obejmuje również ewentualne 
wady materiałowe: wtrącenia niemetaliczne (kształt i rozkład wydzieleń), pęknięcia, pory itp. 
Metody makroskopii oraz mikroskopii świetlnej i elektronowej umożliwiają bezpośrednią 
obserwację makrostruktury i mikrostruktury materiału oraz przy wykorzystaniu odpowiednich 
wskaźników jej ilościowy opis. 

Pełny opis struktury wymaga więc znajomości składu chemicznego materiału (faz 

składowych), struktury krystalicznej, podstruktury i mikrostruktury. Warto pamiętać, że 
struktura materiału jest stabilna w określonych warunkach zewnętrznych (temperatura, 
ciśnienie). Zmiana tych warunków może wywołać w materiale przemianę fazową i w 
konsekwencji zmianę struktury, a więc i właściwości. Analogiczny skutek można uzyskać 
poddając materiał odpowiednim procesom technologicznym; w tym zakresie szczególnie 
efektywne są obróbka plastyczna i obróbka cieplna. 

Do cech materiału o szczególnym znaczeniu użytkowym należą właściwości mechaniczne.  

 

 

  JW 

2

Rozumie się przez nie zespół cech (granica  sprężystości, wytrzymałość, twardość) 

określających wytrzymałość oraz (granica plastyczności, wydłużenie, przewężenie, udarność) 
charakteryzujących plastyczność materiału. Spośród nich najczęściej wytrzymałość albo granica 
plastyczności są podstawą obliczeń podczas projektowania. Decydując o wymiarach przekroju  
elementów, niezbędnych do przenoszenia przewidywanych obciążeń, wespół z ciężarem 
właściwym przesądza o gabarycie i ciężarze konstrukcji. 

Zespół cech umożliwiających zachowanie, niezmiennych w czasie, właściwości materiału, 

jak odporność na korodujące lub mechaniczne (erozja, kawitacja) działanie środowiska oraz 
mechaniczne działanie (ścieranie) współpracujących elementów, wreszcie odporność na 
działanie podwyższonej temperatury decydują o niezawodności i trwałości konstrukcji. 

Przez właściwości technologiczne rozumie się podatność materiału do określonych technik 

wytwarzania, jak odlewanie (lejność), spawanie (spawalność), obróbka plastyczna (ciągliwość, 
tłoczność), obróbka skrawaniem (skrawalność), obróbka cieplna (hartowność) itp. Właściwości 
te, przy uwzględnieniu wielkości produkcji, decydują o wyborze optymalnej technologii, a w 
połączeniu z ceną materiału o koszcie konstrukcji. 

Specjalne właściwości fizyczne, np. temperatura topnienia, rozszerzalność cieplna, 

przenikalność magnetyczna itp., czy chemiczne, np. odporność na utlenianie w wysokiej 
temperaturze, odporność na działanie określonej substancji chemicznej itp., w konkretnych 
przypadkach przesądzają wybór materiału, usuwając na dalszy plan właściwości mechaniczne, 
technologiczne oraz cenę. 

Ogromna liczba współcześnie stosowanych materiałów konstrukcyjnych stwarza wielorakość 

kryteriów klasyfikacyjnych. Jedną z najogólniejszych jest klasyfikacja oparta na charakterze 
dominującego wiązania działającego między cząstkami materii. Z tego punktu widzenia 
wyróżnia się materiały: 

ƒ  metaliczne o wiązaniu metalicznym, 
ƒ  ceramiczne o wiązaniu kowalencyjnym albo jonowym, 
ƒ  polimeryczne, w których działa wiązanie kowalencyjne (w obrębie makrocząsteczek) i 

siły Van der Waalsa (między makrocząsteczkami). 

Materiały metaliczne, tj. metale techniczne i ich stopy, należą do grupy tworzyw 

krystalicznych. Charakteryzują się bardzo dobrymi właściwościami wytrzymałościowymi i 
plastycznymi, dobrą przewodnością elektryczną i cieplną oraz zróżnicowaną odpornością na 
korozję. Odznaczają się na ogół dobrymi właściwościami technologicznymi oraz łatwością 
nadawania im (stopy metali) bardzo różnorodnych właściwości fizycznych i chemicznych. Wadą 
materiałów metalicznych jest na ogół duży ciężar właściwy. Stanowią one podstawowe 
tworzywo na wyroby przemysłu maszynowego oraz na konstrukcje metalowe. 

Materiały ceramiczne należą w zasadzie do tworzyw krystalicznych, jakkolwiek mogą mieć 

pewien udział fazy amorficznej. Cechuje je duża twardość i kruchość. Przeważnie są izolatorami 
elektrycznymi i cieplnymi, o znacznej odporności na korozję. Wadą ich są złe właściwości 
technologiczne, przez co wymagają specjalnych technik przetwarzania. Właściwości 
predystynują materiały ceramiczne do specjalnych zastosowań, np. do wyrobu elementów 
żaroodpornych, elektroizolacyjnych, termoizolacyjnych oraz jako specjalne materiały 
narzędziowe (ostrza narzędzi skrawających, środki ścierne i polerskie). 

Materiały polimeryczne, tj. tworzywa sztuczne, należą do grupy tworzyw amorficznych. 

Odznaczają się stosunkowo dobrymi właściwościami mechanicznymi, są elektroizolatorami oraz 
są bardzo odporne na działanie czynników chemicznych. Zaletą ich jest mały ciężar właściwy, a 
wadą - mała odporność na działanie temperatur przekraczających 200-300° C (organiczne 
związki węgla z wodorem i tlenem). Aktualnie obserwuje się ogromny wzrost zastosowań 
tworzyw sztucznych, coraz skuteczniej konkurujących z materiałami metalicznymi w zakresie 
elementów maszyn i zdecydowanie wypierających metale i szkło w zakresie opakowań, albo 
metale i drewno w zakresie elementów wystroju wnętrz i taboru komunikacyjnego. Jednym z 
powodów wzrostu produkcji tworzyw sztucznych jest możliwość wydatnego powiększenia ich 
cech mechanicznych przez tzw. zbrojenie kompozyty), np. włóknami metalicznymi lub 
ceramicznymi (szkło, węgiel). 

 3 

JW 

2.  Struktura materiałów 

2.1. Budowa atomu 

Każdy przedmiot, zarówno wytworzony przez przyrodę, jak i będący dziełem pracy ludzkiej, 

utworzony jest z materii, która za pomocą procesów chemicznych lub fizycznych można 
rozłożyć na proste składniki, zwane pierwiastkami. Składniki te nie ulegają zmianie w żadnych 
reakcjach chemicznych. 

Najmniejsza cząstka pierwiastka jest atom, będący skupieniem jeszcze drobniejszych cząstek 

materii, zwanych elementarnymi. Cząstkami tymi są elektrony, protony i neutrony. Teorię 
budowy pojedynczego izolowanego atomu opracowano z wykorzystaniem mechaniki falowej. 
Mechanika falowa umożliwia opisanie zachowania się elektronów w atomach i kryształach. 

Każdy atom składa się z części wewnętrznej, tj. tzw. jądra i części zewnętrznej - powłok 

elektronowych. Średnice wszystkich atomów są bardzo małe i zawierają się w granicach od 
0,106 nm dla azotu do 0,58 nm dla fransu. Znacznie mniejsze rozmiary maja jądra atomów 
zbudowane z protonów i neutronów (średnice rzędu 0,0001 nm), a najmniejsze są średnice 
elektronów, które zawsze wynoszą 0,000 002 8 nm, czyli 2,8 • 10

-12

 mm. 

Podstawowa cecha atomu jest jego masa atomowa (ciężar atomowy), wyrażona jednostką 

względna w stosunku do 1/16 masy atomu tlenu (umownie przyjęto masę jednego atomu tlenu 
na 16 jednostek). Praktycznie za masę atomu przyjmuje się masę jego jądra (tj. protonów i 
neutronów) gdyż masa elektronów jest bardzo mała i wynosi 9,009 • 10

-28

 g, tzn. 0,000 55 część 

masy atomu wodoru. Masa protonów wynosi 1,6 • 10

-24

 g, tzn. jest równa masie atomu wodoru 

(w jednostkach względnych ma masę równa 1), masa neutronów jest zbliżona do masy 
protonów. 

Elektrony krążą dookoła jądra z bardzo duża prędkością po ściśle określonych eliptycznych 

orbitach (torach) i zawierają w sobie jeden elementarny ładunek elektryczności ujemnej, 
równoważąc w ten sposób dodatnio naładowane jądro o ładunku równym sumie ładunków 
wszystkich elektronów, tak że atom jako całość jest elektrycznie obojętny. Trzeba jednak 
podkreślić, że elementarne ładunki dodatnie, równe co do wielkości elementarnym ładunkom 
ujemnym zawartym w elektronach, mają tylko protony, toteż ich liczba w atomie zawsze 
odpowiada liczbie elektronów. Natomiast liczba neutronów nie zawierających ładunku 
elektrycznego jest różna. 

Obecnie znanych jest 105 różnych pierwiastków chemicznych, przy czym ostatnich 

trzynaście zostało wytworzonych sztucznie. Wszystkie te pierwiastki można uszeregować w tzw. 
układ okresowy

1)

 wg wzrastających (z małymi wyjątkami) ciężarów atomowych, od 

najlżejszego wodoru do pierwiastków najcięższych. Każdy z nich ma swoją kolejną liczbę 
porządkową określającą zarówno wielkość ładunku elektrycznego jądra, a więc liczbę protonów, 
jak i miejsce w układzie okresowym, co jednocześnie ustala własności chemiczne pierwiastka i 
większość własności fizycznych (temperaturę topnienia, przewodnictwo elektryczne, budowę 
wewnętrzną, własności magnetyczne itd.). 

Okresowy układ pierwiastków w postaci obecnie najczęściej stosowanej przedstawiono na 

rys. 2.1. Jak widać, w niektórych przypadkach pierwiastek następny ma niższą masę atomową od 
poprzedniego (np. potas i argon, nikiel i kobalt itd.). Dzieje się tak dlatego, że większość 
pierwiastków jest mieszaniną swych izotopów

2)

 o różnych masach atomowych równych liczbom 

całkowitym. Występujący np. w potasie w największej ilości izotop ma masę atomową 39, 
odpowiedni izotop argonu - 40, w wyniku czego mieszanina izotopów argonu ma większą masę 
atomową, niż mieszanina izotopów potasu. 

 Z tego samego powodu masa atomowa pierwiastków mających izotopy wyraża się 

przeważnie liczbą ułamkową (izotopy występują w różnych stosunkach). 

Układ okresowy w pionowych kolumnach grupuje pierwiastki o podobnych własnościach. W 

wierszach poziomych, zwanych okresami, umieszczone są z lewej metale, z prawej niemetale; 

 

1) Pierwszy zauważył to chemik rosyjski Dymitr Mendelejew (1834 — 1907). 
2) Izotopy — odmiany tego samego pierwiastka, rożnącę się tylko ilością neutronów w jądrze, np. nikiel ma 5 
izotopów o masach atomowych równych 58, 60, 61, 62 i 64, tzn. zawierających po 28 protonów i odpowiednio 30, 
32, 33, 34 i 36 neutronów. 

 4 

JW 

do metali zalicza się wszystkie pierwiastki znajdujące się w układzie okresowym na lewo od 
galu, indu i talu, do niemetali — pierwiastki znajdujące się na prawo od arsenu, antymonu i 
bizmutu. 
 

 

 

Rys. 2.1 Układ okresowy pierwiastków 

 

. Natomiast pierwiastki znajdujące się w kolumnach IIIb, IVb i Vb zajmują miejsce pośrednie, 

gdyż bez zastrzeżeń nie można ich zaliczyć ani do jednej, ani do drugiej grupy. 
Jak wspomniano, elektrony poruszają się wokół jądra atomu po określonych torach, tworząc tzw. 
powfoki i podpowfoki elektronowe. Pierwiastki pierwszego okresu (H, Hę) mają tylko jedną 
powłokę elektronową, która nie może zawierać więcej niż 2 elektrony (podpowłoka s). 
Pierwiastki drugiego okresu (Li, Be, B itd.) mają dwie powłoki elektronowe; pierwsza zawiera 2 
elektrony, druga — 1-8 (1-2 na podpowłoce s i 0-6 na podpowłoce p). Pierwiastki trzeciego 
okresu (Na, Mg, Al itd.) pierwszą i drugą powłokę mają taką samą, jak ostatni pierwiastek 
drugiego okresu — neon, ale poza tym mają jeszcze trzecią powłokę elektronową, złożoną z 
dwóch podpowłok: s, na której znajduje się 1-2 elektronów, i p, na której znajduje się 0-6 
elektronów, przy czym maksymalną ilość elektronów zawiera atom ostatniego pierwiastka tego 
okresu - argonu, którego liczba atomowa wynosi 18. 

Strukturę elektronową atomów omówionych pierwiastków zapisuje się następująco: 

1. H- 1s

1 

2. He – 1s

2 

3. Li – 1s

2

2s

1

 

……………… 

 7. N – 1s

2

2s

2

2p

3

 

………………. 

10. Ne - 1s

2

2s

2

2p

6

 

11. Na- 1s

2

2s

2

2p

6

3s

1

 

……………………. 

18. Ar - 1s

2

2s

2

2p

6

3s

2

3p

6

, 

gdzie: l, 2, 3 ... są głównymi liczbami kwantowymi, określającymi poszczególne powłoki 
elektronowe K, L, M, ...; s, p, ... poboczne liczby kwantowe określające podpowłoki 
elektronowe; indeksy górne oznaczają liczbę elektronów w danej pod-powłoce elektronowej. 

Rozbudowa zewnętrznych powłok elektronowych atomów pierwiastków czwartego okresu 

przebiega nieco inaczej. Rozpoczynający ten okres potas ma zewnętrzny elektron umieszczony 

 5 

JW 

w podpowłoce 4s zamiast 3d: 

19. K - 1s

2

2s

2

2p

6

3s

2

3p

6

4s

1

 

podobnie  

20. Ca- 1s

2

2s

2

2p

6

3s

2

3p

6

4s

2 

Dopiero poczynając od skandu następuje rozbudowa podpowłoki 3d (mieszczącej maksymalnie 
10 elektronów), poprzedzona całkowitym lub częściowym (chrom) zapełnieniem podpowłoki 4s: 

21. Sc - 1s

2

2s

2

2p

6

3s

2

3p

6

3d

1

4s

2

 

22. Ti - 1s

2

2s

2

2p

6

3s

2

3p

6

3d

2

4s

2 

……………………………… 
26. Fe - 1s

2

2s

2

2p

6

3s

2

3p

6

3d

6

4s

2

 

27. Co - 1s

2

2s

2

2p

6

3s

2

3p

6

3d

7

4s

2 

28. Ni - 1s

2

2s

2

2p

6

3s

2

3p

6

3d

8

4s

2 

29. Cu - 1s

2

2s

2

2p

6

3s

2

3p

6

3d

10

4s

1

  

Pierwiastki o rozbudowującej się podpowłoce d nazywają się pierwiastkami przejściowymi 

lub metalami przejściowymi. 

Pozostałe pierwiastki tego okresu po wypełnieniu podpowłok 3d i 4s rozbudowują 

podpowłokę 4p, osiągając dla kryptonu konfigurację 4s

2

 4p

6

, charakterystyczną dla gazu 

szlachetnego. Struktury elektronowe atomów pierwiastków piątego okresu rozbudowują się tak 
jak czwartego, tzn. w kolejności 5s, 4d i 5p. 

Okres szósty zawiera 32 pierwiastki. Cez, bar i lantan mają elektrony zewnętrzne 

rozmieszczone kolejno w podpowłokach 6s i 5d:  

57. La - 1s

2

2s

2

2p

6

3s

2

3p

6

3d

10

4s

2

4p

6

4d

10

5s

2

5p

6

5d

1

6s

2 

  

Kolejne jednak pierwiastki rozbudowują podpowłokę 4f, mieszczącą 14 elektronów. Te 

pierwiastki (od ceru do lutetu) nazywa się lantanowcami lub pierwiastkami ziem rzadkich. 
Dopiero po wypełnieniu podpowłoki 4f następuje uzupełnienie podpowłoki 5d, a później 6p. 
Ostatni pierwiastek tego okresu radon jest gazem szlachetnym, gdyż ma konfigurację elektronów 
zewnętrznych 6s

2

6p

6

. 

W okresie siódmym trzy pierwsze pierwiastki frans, rad i aktyn mają zewnętrzne elektrony 

rozmieszczone kolejno w podpowłokach 7s i 6d. Począwszy od toru następuje rozbudowa 
podpowłoki 5f. Pierwiastki zawierające tę podpowłokę nazywają się aktynowcami, 

Od struktury elektronowej, a zwłaszcza od konfiguracji elektronów powłoki zewnętrznej 

zależą własności chemiczne pierwiastków. Atomy z powłoką zewnętrzną całkowicie wypełnioną 
elektronami mają kulistą chmurę elektronów, są chemicznie obojętne i w przyrodzie występują 
jako jednoatomowe. Atomy z powłoką zewnętrzną niecałkowicie wypełnioną elektronami mają 
mniej symetryczną powłokę elektronową i są skłonne do łączenia się w cząsteczki (np. wodór). 

Elektrony krążące w zewnętrznej powłoce nazywa się elektronami walencyjnymi lub 

wartościowości. Od nich zależą wiązania atomowe. Atom z niecałkowicie wypełnioną 
zewnętrzną powłoką, dążąc do uzyskania struktury elektronowej zbliżonej do struktury gazu 
szlachetnego, oddaje swoje lub przyłącza elektrony walencyjne innego atomu. Pierwiastki 
oddające swe elektrony walencyjne nazywa się elektrododatnimi, przyłączające elektrony - 
elektroujemnymi. 

Metale mają l lub 2 elektrony w zewnętrznej powłoce elektronowej i są zawsze pierwiastkami 

elektrododatnimi. Najbardziej typowe metale, jak sód, potas, miedź, srebro i złoto, mają tylko 
jeden elektron walencyjny. Do metali zalicza się także pierwiastki przejściowe i pierwiastki ziem 
rzadkich. Szczególna struktura elektronowa pierwiastków przejściowych wyjaśnia m.in. ich 
wysoką temperaturę topnienia oraz zdolność tworzenia trwałych związków z węglem i azotem. 

Pierwiastki mające trzy, cztery lub pięć elektronów walencyjnych (np. aluminium, cyna, 

bizmut) mają własności amfoteryczne i mogą zarówno oddawać, jak i przyłączać elektrony 
walencyjne. Pierwiastki o sześciu lub siedmiu elektronach walencyjnych są typowymi 
niemetalami. 

 

 6 

JW 

2.2. Siły spójności 
W zbiorach atomów tworzących większe skupienia materii występują określone siły 

przyciągania i odpychania. Bardzo trafną hipotezę co do natury tych połączeń postawił jeszcze 
Newton (1704 r.), który napisał: „ja raczej wnoszę ze spójności tych ciał, że cząstki przyciągają, 
się wzajemnie pewną silą, która jest niezwykle duża, gdy cząstki się stykają przy małych 
odległościach... Są więc w przyrodzie czynniki, które powodują, ze cząstki zlepiają się wskutek 
bardzo silnego przyciągania". Twierdzenie to w ciągu 300 lat nie straciło swojej aktualności. 
Cząsteczki podlegające wiązaniu mogą być atomami określonego pierwiastka np. (H, N, 0) lub 
związku (np. CO). Każdy pierwiastek zależnie od temperatury i ciśnienia może istnieć w trzech 
stanach skupienia, tj. gazowym, ciekłym i stałym. W stanie gazowym odległości między 
atomami są duże rzędu dziesiątków średnic atomowych, w stanach ciekłych i stałym atomy 
znajdują się blisko siebie. Dlatego te oba stany nazywają się stanami skondensowanymi. Zawsze 
w przypadku połączenia się atomów ze sobą muszą między nimi działać określone siły, które 
zależą przede wszystkim od typu wiązania. Siły te mają zarówno charakter odpychający, jak i 
przyciągający, ale przy braku działania sił zewnętrznych równoważą się ze sobą, w wyniku 
czego ustala się między atomami równowagowa odległość, przy której siła wzajemnego 
oddziaływania jest równa zeru. Jeśli jednak na taki układ działa siła zewnętrzna, usiłująca 
zbliżyć lub oddalić atomy, powstają siły międzyatomowe przeciwdziałające temu działaniu 
nazywane siłami spójności. Wielkość tych sił decyduje o wytrzymałości mechanicznej ciał 
stałych. Rozważania teoretyczne wykazały, że siła przyciągania F

p

 występująca między 

atomami przy ich łączeniu, jest określona następującym wzorem ogólnym: 

natomiast siła odpychająca 

 
gdzie: a, b, m, n – stałe zależne od rodzaju kryształu, r – odległość między atomami (znak „–„ 
oznacza przyciąganie, a „+” odpychanie)  

 

 

 

Rys. 2.2. Siły F(r) i energia potencjalna U(r) wzajemnego oddziaływania między atomami 
w funkcji odległości międzyatomowej r 

 

1

+

−

=

m

r

b

p

F

1

+

=

n

r

a

o

F

 7 

JW 

Ponieważ przy zmniejszaniu odległości r siły odpychania zwiększają się szybciej niż siły 
przyciągania przy oddalaniu, wykładnik potęgowy m < n 

Siła wypadkowa 

Jeżeli wzrasta r o dr, to siła F wykonuje pracę Fdr kosztem zmniejszenia energii potencjalnej 
wzajemnego oddziaływania U. Możemy napisać zależność Fdr = —dU, czyli F = —(dU/dr).    
Stąd energia potencjalna w funkcji odległości międzyatomowej dwuatomowego układu będzie 
równa 

 
gdzie: A = a/n,  B = b/n 

 

Na rysunku przedstawiono zależność zmiany siły wypadkowej F i energii potencjalnej 

wzajemnego oddziaływania U w funkcji  r. Z wykresu tego wynikają następujące wnioski: 
l.  Gdy r jest bardzo duże, wówczas zarówno siła wzajemnego oddziaływania, jak i energia U są 
równe zeru 
2.  Zmniejszanie r powoduje powstanie siły przyciągającej, która początkowo zwiększa się, a po 
przekroczeniu wartości r

1

 maleje, osiągając wartość zero przy odległości równowagowej r

o

 

Jednocześnie energia U maleje, osiągając minimum przy r = r

o 

3. Dalsze zmniejszanie r (poniżej r

o

) powoduje powstanie siły odpychającej i zwiększenie 

energii U 
 

2.3. Rodzaje wiązań 
2.3.1.Wiązanie jonowe 
Wiązanie jonowe jest typowe dla kryształów jonowych, które z reguły są przeźroczyste, a 

ich przewodnictwo elektryczne jest bardzo małe. Cechuje je dość duża wytrzymałość 
mechaniczna i twardość oraz wysoka temperatura topnienia, a także mają one tendencję do 
łupliwości wzdłuż określonych płaszczyzn krystalograficznych, co świadczy o kierunkowym 
charakterze wiązania. 

Wiązanie jonowe jest spowodowane dążeniem różnych atomów do tworzenia trwałych 8-

elektronowych konfiguracji gazów szlachetnych przez uwspólnienie elektronów. Tak na 
przykład w przypadku tworzenia cząsteczki NaCl atom sodu, mający na zewnętrznej orbicie l 
elektron, oddaje go atomowi chloru, stając się jonem dodatnim, a atom chloru, mający na 
ostatniej orbicie 7 elektronów, po dołączeniu dodatkowego elektronu staje się jonem ujemnym. 
Możemy to zapisać symbolicznie 

Na + Cl 

⇒ Na

+

 + C1

-

                                       

Wiązanie to oparte jest na przyciąganiu kulombowskim, jakie powstaje między dwoma 
przeciwnymi ładunkami. Utworzona cząsteczka związku NaCl jest elektrycznie obojętna, ale ma 
zaznaczone bieguny elektryczne (czyli jest dipolem), co umożliwia jej łączenie się z innymi 
cząsteczkami i tworzenie kryształu. Na rysunku 2.3 pokazano schemat utworzenia jonów Na

+

 i 

Cl

-

 oraz kryształu NaCl. Do kryształów jonowych zaliczamy halogenki metali alkalicznych 

(sole) oraz wiele materiałów ceramicznych stosowanych w technice. 
 
 
 
 
 
 

1

1

+

−

+

=

+

=

m

r

b

n

r

a

p

F

o

F

F

m

r

B

n

r

A

U

−

=

 8 

JW 

 

 

 

Rys. 2.3. Schemat powstawania wiązania jonowego w NaCI: a) przejście elektronu z 
atomu Na do Cl, b) utworzone jony, c) kryształ NaCI 

 

 

2.3.2. Wiązania atomowe 

 

Wiązanie atomowe (zwane także kowalentnym lub homopolarnym) występuje w cząsteczkach 
gazów dwuatomowych (H

2

, Cl

2

, O

2

, N

2

), niektórych pierwiastkach stałych (C - diament, Ge, Si, 

Sn-

α) i związkach (SiC), a także w polimerach. Jest to wiązanie silne i kierunkowe. Energia 

wiązania w diamencie wynosi 710 kJ/mol, a w SiC 1,18 MJ/mol. Wiązanie tworzy się zgodnie z 
teorią Levisa-Kossela, na skutek dążenia atomów do tworzenia trwałych 2- lub 8-elektronowych 
konfiguracji gazów szlachetnych, dzięki powstawaniu par wiążących, których liczba zależy od 
grupy układu okresowego N (reguła 8-N). Elektrony przechodzą od jednego do drugiego atomu, 
zamieniając je w jony dodatnie, które są przyciągane przez elektrony znajdujące się między 
nimi. Wiązanie to można przedstawić schematycznie następująco 
 

H

.

 + 

. 

H = H : H 

: Cl 

.  

+ 

.  

C1: = Cl : Cl  

 

 

 

Rys.2.4. Wiązanie atomowe w krzemie (brak elektronu w parze stanowi dziurę, dodatkowy 
elektron jest elektronem przewodnictwa) 

 

W tlenie występują dwie pary wiążące, w azocie - trzy, w węglu, krzemie i germanie po 

cztery (rys. 2.4). Wiązanie atomowe może być zinterpretowane przy użyciu zasad mechaniki 
falowej (obliczenia wykonali Heitler i London 1927 r.). Zgodnie z zakazem Pauliego elektrony 
w parach mają takie same trzy liczby kwantowe i różnią się spinem. Przy antyrównoległych 

 9 

JW 

spinach energia układu zmniejsza się, osiągając minimum przy równowagowej odległości 
atomów w cząsteczce. W niektórych przypadkach (np. w diamencie) wiązanie atomowe 
powstaje w wyniku hybrydyzacji (zmieszania) stanów elektronowych 2s i 2p. Dzięki temu 
powstaje konfiguracja 1s

2

2s

1

2p

3

 

zamiast konfiguracji 1s

2

2s

2

2p

2

 co umożliwi utworzenie czterech 

równorzędnych wiązań z sąsiednimi atomami o antyrównoległych spinach elektronów 2s i 2p. 

 

W przypadku gdy łączą się różne atomy za pomocą par elektronowych mamy do czynienia 

z wiązaniem atomowym spolaryzowanym. Na skutek różnego oddziaływania elektronów z 
rdzeniami atomów powstają dipole i wiązanie ma wtedy charakter pośredni między atomowym i 
jonowym. Nie jest to jednak regułą. W niektórych przypadkach (np. w metanie CH

4

) 

symetryczny rozkład wiązań powoduje, że wypadkowy moment dipolowy jest równy zeru. 
Istnieją związki (np. NH

4

), w których obydwa elektrony tworzące parę pochodzą od tego samego 

atomu. W tym przypadku atom azotu może za pomocą wolnej pary elektronowej przyłączyć 
dodatkowy jon H

+

. Takie wiązanie nazywa się koordynacyjnym. 

2.3.3. Wiązanie van der Waalsa 

Wiązanie van der Vaalsa jest bardzo słabe (energia wiązań wynosi 100 - 1500 J/mol) i 
bezkierunkowe. Siły van der Waalsa działają w skroplonych gazach szlachetnych i między 
łańcuchami polimerów. Przyczyną powstawania tych sił jest nierównomierny rozkład ładunków 
w chmurach elektronowych. Pewna polaryzacja jest w tym przypadku wynikiem wzajemnego 
oddziaływania atomów. Chwilowe dipole indukują dipole w sąsiednich atomach. Wiązania van 
der Waalsa występują wraz z innymi w kryształach molekularnych, które składają się z 
cząsteczek o wiązaniach kowalentnych zespolonych ze sobą siłami van der Waalsa. Przykładem 
mogą być zestalone gazy (H, F, Cl, N) oraz kryształy jodu, siarki, selenu i telluru. 
 

2.3.4. Wiązanie metaliczne 

Wiązanie metaliczne występuje między atomami metali w skondensowanych stanach skupienia. 
Istota tego wiązania wynika z teorii swobodnego elektronu (Drudego-Lorentza). Dzięki 
niskiemu potencjałowi jonizacyjnemu elektronów, po zbliżeniu się atomów do siebie, następuje 
oderwanie się elektronów wartościowości od rdzeni atomowych i utworzenie gazu 
elektronowego, w którym zachowują się jako cząstki swobodne. Poruszają się one między 
jonami i wiążą je na zasadzie elektrostatycznego przyciągania. Wiązanie metaliczne należy do 
wiązań silnych (energia wiązania jest pośrednia miedzy jonowym a atomowym) i jest 
bezkierunkowe. Poza tym typowymi własnościami metali są: dobre przewodnictwo elektryczne i 
cieplne, ciągliwość i metaliczny połysk. Z własnościami gazu elektronowego jest także związane 
charakterystyczne dla metali zwiększenie oporności ze wzrostem temperatury. Dotychczas brak 
jest uniwersalnej teorii wyjaśniającej związek między budową elektronową a strukturą oraz 
własnościami określonych metali. 

Wielu badaczy przyjmuje, że wiązanie metaliczne jest podobne do wiązania kowalentnego 

(Ormont, Pauling). Na przykład w sodzie atomy po zbliżeniu mogą utworzyć wiązanie za 
pomocą pary elektronów 3s o różnych spinach. Następne elektrony mogą przejść na poziom 3p, 
gdyż na skutek hybrydyzacji ich energie są zbliżone. Muszą one jednak ulegać ciągłej wymianie 
z sąsiednimi atomami. Można więc powiedzieć, że istota wiązania jest atomowa, chociaż jest 
utrzymana, zakładana w teorii swobodnych elektronów, możliwość ich ruchu od atomu do 
atomu. Stąd wiązanie metaliczne bywa traktowane jako nienasycone wiązanie atomowe (z 
niedoborem elektronów), w którym duża liczba atomów jest połączona przez uwspólnienie 
elektronów wartościowości. Są także znane inne teorie; np. Wignera i Seitza, umożliwiająca 
wyliczenie wartości energii wiązań w metalach alkalicznych, nie sprawdza się jednak ona w 
przypadku innych metali). 

 

 

 

 

 10 

JW 

2. 4. Struktury krystaliczne metali 
2.4.1. Elementy krystalgrafii 
Materiały krystaliczne w pewnych warunkach przyjmują kształt charakterystycznych, 

regularnych brył geometrycznych — kryształów. Budową kryształów zajmuje się krystalografia, 
traktująca materię jako zbiorowisko atomów o kształcie sztywnych kul, rozmieszczonych 
statycznie (nieruchomo) w przestrzeni. Odwzorowaniem przestrzennego rozmieszczenia atomów 
jest sieć przestrzenna, utworzona przez powtórzenie w trzech kierunkach podstawowego 
elementu, zwanego komórką zasadniczą albo sieciową. Jednoznaczne określenie komórki 
zasadniczej umożliwia więc odwzorowanie sieci przestrzennej. 

Przekształcenie geometryczne polegające na przesunięciu w określonym kierunku dowolnego 

tworu geometrycznego o stały wektor, nazywa się translacją. Translacje - a i + a punktu -A

000

 

prowadzą do utworzenia prostej sieciowej (rys. 2. 5a). Translacje - b i + b prostej w kierunku 
nierównoległym do niej tworzą płaszczyznę sieciową (rys. 2. 5b). Wreszcie translacje -  c i  + c 
płaszczyzny w kierunku nierównoległym do niej tworzą sieć przestrzenną (rys. 2. 5c), której 
punkty A

uvw

 translacyjnie identyczne z punktem wyjściowym /A

000

 stanowią węzły sieci. 

 

 

 

Rys.2. 5. Konstrukcja sieci przestrzennej. Translacje: a) punktu, b) prostej, c) płaszczyzny  
 
Do jednoznacznego zdefiniowania komórki zasadniczej (sieci przestrzennej) w ogólnym 

przypadku konieczna jest znajomość trzech wektorów translacji: a, b, c, zwanych stałymi 
(parametrami) sieciowymi oraz trzech kątów sieciowych: 

α

, 

β

 ,

γ

. Przyjęty w krystalografii do 

opisu komórki zasadniczej układ współrzędnych przedstawiono na rys. 2.6. Istotną cechą sieci 
przestrzennej (układu węzłów, prostych i płaszczyzn sieciowych) jest symetria. 

 

 

Rys. 2.6. Krystalograficzny układ współrzędnych 

 11 

JW 

Wyróżnia się trzy podstawowe elementy symetrii: płaszczyznę, oś i środek. Płaszczyzna 

symetrii dzieli kryształ na dwie części, stanowiące wzajemne lustrzane odbicie. Oś symetrii jest 
osią obrotu, dookoła której obracając kryształ o pewien kąt otrzymuje się identyczne położenie 
wszystkich elementów kryształu jak przed obrotem. Zależnie od wartości kąta obrotu mogą być 
osie symetrii dwukrotne (180°), czterokrotne (90°) itp. Oś o największej krotności jest główną 
osią symetrii — jej kierunek wyznacza orientację kryształu w przestrzeni. Wreszcie środek 
symetrii jest punktem, względem którego wszystkie elementy kryształu po obrocie o 180° 
zajmują położenia identyczne jak przed obrotem. Wszystkie płaszczyzny i osie symetrii 
kryształu przecinają się w środku jego symetrii. Z tego powodu symetrię wynikającą z opisanych 
elementów nazwano punktową. Możliwe są różnorodne kombinacje podstawowych elementów 
tworzące złożone elementy symetrii.  

Symetria sieci jest cechą znacznie ważniejszą od geometrycznego kształtu komórki 

zasadniczej, ponieważ bryły o różnym kształcie, np. sześcian i ośmiościan, mają identyczne 
elementy symetrii. Na podstawie symetrii punktowej możliwe sieci przestrzenne zalicza się do 
jednego z siedmiu układów krystalograficznych, których charakterystykę podano w tabl. 1.  
W określonym układzie krystalograficznym komórka zasadnicza może mieć różny kształt (przy 
stałej objętości), jak to przedstawiono poglądowo na rys. 2

.

5 b 

TABLICA 1. Charakterystyka układów krystalograficznych 

Parametry komórki zasadnicze 

Krotność elementów 

Środek 

osie

 

płaszczyzny – 

prostopadłe do osi 

 

Układ 

krystalograficzny

 

stale 

sieciowe 

kąty sieciowe 

parametry 

charakte- 

rystyczne

 

2-kr. 3-kr. 4-kr. 6-kr. 2-kr. 4-kr. 6-kr.

 

  trojskośny 

a

≠

 b

≠

 c 

α ≠ β ≠ γ 

 a, b, c 
α, β, γ 

- - - - - - -  1 

  jednoskośny 

a

≠

 b

≠

 c  α = γ = 90°, β 

 a, b, c, 

β

 

l - - - l - -  1 

  rombowy 

a

≠

 b

≠

 c  α ≠ β ≠ γ = 90°   a, b, c 

3 - - - 3 - -  1 

  romboedryczny 

a= b= c 

α = β = γ 

 a,

α

 

3 l — 

— 3 - -  1 

  tetragonalny 

 a= b, c 

α = β = γ = 90°   a, c/a 

4 - 1 - 4 1 -  1 

  heksagonalny 

a = b, c  α = β = 90°, γ = 

120° 

 a, c/a 

6 - -  l 6 - 1  1 

  regularny 

a = b = c 

α = β = γ = 90°   a 

6 4 3 - 6 3 —

1 

 
W określonym układzie krystalograficznym, zależnie od pozycji obsadzonych atomami, 
wyróżnia się typy komórki zasadniczej, oznaczane symbolami: 

•  prostą (P) o obsadzonych atomami tylko narożach komórki, 

•  centrowanej podstawie (C) o dodatkowo obsadzonych atomami środkach podstaw, 

•  płaskocentryczną (F) o dodatkowo obsadzonych atomami środkach wszystkich ścian, 
•  przestrzenniecentryczną (I) o dodatkowo obsadzonym atomem środku komórki, 

•  złożoną o dodatkowo obsadzonym atomami wnętrzu komórki. 

 

Bravais (1848 r.) drogą translacji prostych komórek zasadniczych poszczególnych układów 

krystalograficznych wyprowadził 14 typów sieci, tzw. translacyjnych (rys. 2.7). Systematyka 
Bravais'ego wskazuje, który z wymienionych typów komórek zasadniczych możliwy jest w 
określonym układzie krystalograficznym. 

 12 

JW 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Rys.2.7. Sieci translacyjne Bravais'ego 

 
Niezależnie od układu krystalograficznego i typu komórki zasadniczej sieć przestrzenną 

charakteryzują następujące wielkości: 

ƒ  Liczba koordynacyjna ( l.k..). Jest to liczba najbliższych i równoodległych atomów od 

dowolnego atomu sieci. Odpowiada ona liczbie wiązań atomu, czyli stanowi 
energetyczną miarę trwałości struktury krystalicznej. 

ƒ  Liczba atomów (l.a.) przypadająca na komórkę zasadniczą. Jest to wielkość 

charakteryzująca w pewien sposób wielkość komórki zasadniczej. 

ƒ  Wypełnienie komórki zasadniczej (w.). Jest to stosunek objętości atomów (kul) do 

objętości komórki zasadniczej (bryły), charakteryzujący gęstość atomową struktury 
krystalicznej. 

Opis położenia płaszczyzn i kierunków krystalograficznych umożliwiają wskaźniki Millera. 

Płaszczyzna sieciowa odcina na osiach współrzędnych odcinki stanowiące ułamki lub 
wielokrotności stałych sieciowych (rys.2.8). Wskaźniki Millera płaszczyzny (hkl) są 
odwrotnościami tych odcinków, z uwzględnieniem znaku odpowiadającego zwrotowi osi, 
wyrażonymi w liczbach całkowitych. Jeżeli płaszczyzna jest równoległa do osi, to punkt jej 
przebicia przez tę oś leży w nieskończoności, której odwrotność jest zerem. Jeżeli odwrotności 
odcinków są liczbami ułamkowymi, to sprowadza się je do liczb całkowitych, mnożąc przez 
wspólną najmniejszą wielokrotną. 

Sposób wyznaczania wskaźników Millera płaszczyzny wyjaśnia przykład (rys.2.7). 

Płaszczyzna P odcina na osiach współrzędnych x, y, z odcinki odpowiednio 3, - 2, 4. 

Odwrotności odcinków 1/3, -1/2, 1/4 po pomnożeniu przez wspólną najmniejszą wielokrotną 12 

prowadzą do wskaźników Millera płaszczyzny P (4-63).  

W szczególnym przypadku układu heksagonalnego często stosuje się układ współrzędnych 

x

1

, x

2

,x

3

, z. Wskaźniki Millera-Bravais'ego płaszczyzny (hkil) wyznacza się analogicznie, 

pamiętając, że w układzie heksagonalnym równoważne osie x spełniają zależność wektorową x

1 

+ x

2

 = -x

3

, z której wynika równoważność wskaźników h + k = - i. Należy pamiętać, że 

wskaźniki, np. (111), opisują wszystkie płaszczyzny sieciowe równoległe. Grupę płaszczyzn 

równoważnych krystalograficznie, np. płaszczyzny sześcianu w sieci regularnej (100), (010), 

(001), (-100), (0-l0), (00-1) opisuje się wskaźnikami jednej z nich w nawiasach klamrowych, np. 

{100}. 

 13 

JW 

 

 

 

Rys. 2.8. Wyznaczanie wskaźników Millera płaszczyzny sieciowej. 

 

Na rysunku 2.9 pokazano oznaczenia typowych płaszczyzn sieciowych układów 

regularnego i heksagonalnego. 

 

 

 

Rys.2.9. Wskaźniki ważniejszych płaszczyzn: a) Millera układu regularnego, b) Millera-

Bravais'ego układu heksagonalnego 

 
Prosta sieciowa przechodzi przez dwa węzły sieci. Wskaźniki Millera prostej [uvw] są 

współrzędnymi węzła sieci położonego najbliżej początku układu współrzędnych, przez który 
przechodzi prosta po takim przesunięciu równoległym, że przechodzi również przez początek 
układu. Współrzędne węzła — wskaźniki Millera prostej — przedstawia się z uwzględnieniem 
znaku odpowiadającego zwrotowi osi jako całkowite wielokrotności stałych sieciowych. 
Równoważny krystalograficznie zespół prostych sieciowych opisuje się wskaźnikami jednej z 
nich w nawiasach ostrych, np. <111>. Na rysunku 2.10 pokazano oznaczenie kilku prostych 
sieciowych w układach regularnym i heksagonalnym. W szczególnym przypadku sieci 
regularnej proste sieciowe prostopadłe do płaszczyzn sieciowych i odwrotnie mają jednakowe 
wskaźniki Millera. Tak na przykład kierunek [100] jest prostopadły do płaszczyzny (100), a np. 
płaszczyzna (111) jest prostopadła do kierunku [111]. 

 
 
 
 

 14 

JW 

 

 

Rys.2.10. Wskaźniki ważniejszych kierunków: a) Millera układu regularnego,  

b) Millera-Bravais'ego układu heksagonalnego 

1.3.1. Struktury metaliczne 

W strukturach metalicznych węzły sieci obsadzone są rdzeniami atomowymi. Rdzeniem 

atomowym jest atom pozbawiony pewnej liczby elektronów wartościowości, czyli kation. W 

przypadku metali jednowartościowych rdzeń atomowy jest jednowartościowym kationem, 

natomiast w przypadku metali o większej wartościowości rdzeń atomowy zazwyczaj różni się 

swoim ładunkiem od wartościowości kationu w roztworze wodnym. Uwolnione elektrony, tzw. 

gaz elektronowy, poruszają się w określonych obszarach ruchem bezładnym (analogicznie jak 

cząsteczki gazu doskonałego), przenosząc się z powłoki jednego na powłokę drugiego rdzenia 

atomowego. 

Między dodatnimi ładunkami rdzeni atomowych i ujemnymi ładunkami elektronów 

swobodnych działają silne przyciągające siły elektrostatyczne — bezkierunkowe wiązanie 

metaliczne, zapewniające spójność materiału. 

Znaczna energia wiązania metalicznego (200 -800 kJ/mol) zapewnia dużą trwałość materiału, 

tj. przeważnie wysoką temperaturę topnienia i wrzenia, dużą wytrzymałość i twardość, a m. in. 

dzięki bezkierunkowości dobrą plastyczność. Obecność elektronów swobodnych zapewnia 

elektronowy charakter przewodnictwa, a więc dobre przewodnictwo elektryczne, o ujemnym 

współczynniku temperaturowym (przewodność elektryczna zmniejsza się ze wzrostem 

temperatury) oraz dobre przewodnictwo cieplne i stosunkowo dużą rozszerzalność cieplną. 

Wymienione cechy materiałów metalicznych są wyraźne w stanie stałym, znacznie słabsze w 

stanie ciekłym, a zanikają całkowicie w stanie gazowym. Ponadto pewne pierwiastki w 

odpowiednich warunkach przyjmują modyfikacje odznaczające się lub pozbawione wiązania 

metalicznego. Z tego powodu wiązanie metaliczne i wywołane nim właściwości traktuje się jako 

stan metaliczny, w którym materiał może się znajdować w odpowiednich warunkach 

zewnętrznych (temperatura, ciśnienie). 

 

1.3.2. Metale 

Przeważająca większość metali odznacza się jedną z trzech struktur: Al. - płaskocentryczną 

układu regularnego, A2 - przestrzenniecentryczna układu regularnego albo A3 - zwarta 
(złożoną) układu heksagonalnego. 

Struktura Al, oznaczana również symbolem RCS (rys. 2.11a), jest najgęściej wypełniona 

(74,04°/o) o liczbie atomów La. = 8 • 1/8 + 6 • 1/2 = 4 i 1.k. = 12. Dowolny atom " w sieci 

otoczony jest dwunastoma sąsiadami w najmniejszej, jednakowej odległości a 

√2/2 = 0,707a 

(rys. 2.11b). W strukturze najgęściej wypełnione atomami są cztery płaszczyzny ośmiościanu 

{111}, a w każdej z nich trzy kierunki <110>, w których atomy są do siebie styczne (rys. 2.11c).  

Puste przestrzenie między atomami tworzą tzw. luki. Luki oktaedryczne (większe) 

zlokalizowane w środku komórki i na środkach jej krawędzi są otoczone sześcioma atomami, 

tworzącymi ośmiościan foremny (rys. 2.11d). Luki tetraedryczne (mniejsze) zlokalizowane na 

przekątnych komórki w odległościach a 

√3/4 = 0,433a od naroży, otoczone są czterema atomami 

tworzącymi czworościan foremny (rys. 2.11e). 

 15 

JW 

 

 

Rys.2.11. Struktura Al: a) komórka zasadnicza, b) koordynacja sieci, c) płaszczyzny i 

kierunki gęsto wypełnione, d) luki oktaedryczne, e) luki tetraedryczne 

Ponieważ z warunku styczności wynika promień atomu R = a/2 

√2 = 0,353a, w lukach 

oktaedrycznych może się pomieścić kula (atom) o promieniu r =0,414R, a w tetraedrycznych — 
o promieniu r = 0,225R. 

Struktura A2, oznaczana również symbolem RCP (rys.2.12a), ma mniejsze wypełnienie 

(68,02°/o) przy liczbie atomów l.a. = 8 • 1/8 +1 = 2 i Lk. = 8. Dowolny atom sieci otoczony jest 
ośmioma sąsiadami, w najmniejszej, jednakowej odległości a 

√3/2 = 0,866a (rys. 2.12b). 

Najgęściej obsadzonych atomami, ale o odmiennym rozkładzie w porównaniu ze strukturą Al, 
jest sześć płaszczyzn przekątnych komórki zasadniczej {ll0}, a w każdej są dwa kierunki <111> 
gęstego ułożenia stycznych do siebie atomów (rys. 2.12c). Struktura A2 ma analogiczne jak 
struktura Al rodzaje luk, lecz mniejszych, pomimo mniejszego wypełnienia sieci. Z warunku 
styczności wynika promień atomu R = a 

√/3/4 = 0,433a. Luki oktaedryczne zlokalizowane na 

środkach ścian i na środkach krawędzi komórki zasadniczej (rys. 2.12d) mieszczą atomy o 
promieniu zaledwie r = 0,l54R. Luki tetraedryczne zlokalizowane na każdej ścianie komórki w 
połowie odległości między środkiem krawędzi i środkiem ściany (rys. 2.12e) mieszczą atomy o 
promieniu r = 0,291R. 

 

 

 

Rys. 2.12. Struktura A2: a) komórka zasadnicza, b) koordynacja sieci, c) płaszczyzny i 

kierunki gęsto wypełnione, d) luki oktaedryczne, e) luki tetraedryczne 

 16 

JW 

 

Rys.2.13. Struktura A3: a) komórka zasadnicza, b) koordynacja sieci, c) płaszczyzny i 

kierunki gęsto wypełnione, d) luki oktaedryczne, e) luki tetraedryczne 

Struktura A3 albo HZ (rys. 2.13a) o identycznym wypełnieniu jak Al (74,04 °/o) ma l.a. = 12 

..

1/6 +2

.

 1/2 +3 = 6 i l.k. = 12. Dowolny atom sieci otoczony jest dwunastoma sąsiadami w 

jednakowej, najmniejszej odległości a (rys. 2.13b). Najgęściej obsadzona atomami jest 
płaszczyzna podstawy (0001), w której są trzy kierunki gęstego ułożenia stycznych atomów 
<1120> (rys. 2.13c). Promień atomowy dla tej struktury wynosi R = 0,5a. Luki oktaedryczne 
(rys. 2.13d) i tetraedryczne (rys. 2.13e) mieszczą atomy o identycznych średnicach jak w 
strukturze Al, odpowiednio r = 0,414R i r = 0,225R. 
    Opisana idealna struktura A3, charakteryzująca się stycznością atomów w trzech kolejnych 
płaszczyznach (0001) jest możliwa tylko przy stosunku stałych sieciowych c/a = 

√8/3 = 1,633. 

Spośród metali o tej strukturze większość w przybliżeniu spełnia ten warunek (c/a = 1,56  

÷ 

1,63). Wyjątki stanowią cynk i kadm o wartościach stosunku c/a odpowiednio 1,86 i 1,89. 
Anomalie te są spowodowane elipsoidalnym zniekształceniem w kierunku osi c powłok 
elektronowych atomów oraz działaniem między płaszczyznami (0001) dodatkowego wiązania 
kowalencyjnego. Dla obu tych struktur liczbę koordynacyjną poprawnie) jest zapisywać w 
postaci 6 + 6, bowiem, od dowolnego atomu sieci w jednakowej najmniejszej odległości a jest 
sześć atomów, natomiast sześć pozostałych jest w jednakowej, nieco większej odległości 
√a

2

/3+c

2

/4. 

 

 

 

Rys. 2.14. Układ płaszczyzn gęstego ułożenia: a) płaszczyzna heksagonalna, b) struktura 

A3, c) struktura Al 

 17 

JW 

Struktury A l i A3 są do siebie podobne. Mianowicie, w obu występują płaszczyzny (o różnej 

orientacji krystalograficznej) z jednakowym gęstym ułożeniem atomów, o heksagonalnej 
symetrii (rys. 2.14a). Aby warunek najgęstszego ułożenia atomów był spełniony, druga 
płaszczyzna heksagonalna musi mieć środki atomów przesunięte w stosunku do pierwszej, 
natomiast trzecia może mieć środki atomów pokrywające się z pierwszą (rys. 2.14b) albo jeszcze 
bardziej przesunięte (rys. 2.14c).Kolejność płaszczyzn heksagonalnych w strukturze A3 (0001) 
odpowiada pierwszemu wariantowi, co można przedstawić symbolicznie zapisem AB AB AB ..., 
a w strukturze A1 (111) – drugiemu wariantowi co przedstawia zapis ABC ABC  ABC 
...Stosunkowo nieliczne metale mają odmienne struktury. Złożone struktury układu regularnego 
mają odmiany alotropowe (por. punkt 3.4) manganu: Mn

α o l.a. = 58 atomów (typ A12) i Mnβ o 

l.a. = 20 atomów (typ A13). Cyna 

β (biała) i ind mają złożone struktury układu tetragonalnego 

(typ A5). Rtęć w stanie stałym (poniżej -38,8°C) ma strukturę układu romboedrycznego, o 
prostej komórce zasadniczej (typ A 10). Pierwiastki o słabiej zaznaczonych cechach 
metalicznych, jak As, Sb, Bi, Se, Te, mają różne struktury układu heksagonalnego, w których 
obok wiązania metalicznego współistnieje również wiązanie kowalencyjne. 

Wśród struktur metalicznych obserwuje się wyraźną prawidłowość: im większe są symetria, 

liczba koordynacyjna i wypełnienie sieci, tym wyraźniejsze są cechy metaliczne materiału.  

Sieć regularna płasko-centryczna występuje w większości metali (m.in. w żelazie 

γ

1)

, aluminium, 

niklu, miedzi, srebrze, złocie, platynie, palladzie, ołowiu i berylu). Metale te wykazują szczególnie 
dobrą plastyczność na gorąco, a niektóre także na zimno, i są bardzo dobrymi przewodnikami ciepła 
i prądu elektrycznego. 

Sieć regularna przestrzennie centryczna występuje w takich metalach, jak żelazo 

α, chrom, 

wolfram, molibden, wanad, tantal, niob, sód, potas itd. Metale tej grupy są mniej ciągliwe niż 
metale grupy pierwszej i nadają się przeważnie tylko do obróbki plastycznej na gorąco. 

Sieć heksagonalna przestrzennie centryczna występuje m.in. w magnezie, tytanie 

α, cyrkonie α, 

kobalcie 

α, cynku, kadmie i rtęci. Metale o sieci heksagonalnej mają znacznie gorsze własności 

plastyczne niż metale o sieci regularnej i tylko niektóre z nich mogą być obrabiane plastycznie na 
gorąco i na zimno.  

Sieć tetragonalna występuje w białej cynie, galu i indzie. Metale o sieci tetragonalnej cechuje 

niska twardość i niska temperatura topnienia.  

Trzeba podkreślić, że w omówionych typach sieci krystalizuje większość metali. 

Budowa wewnętrzna ma bardzo duży wpływ na własności metalu, zarówno chemiczne, jak fizyczne 
(tabl. 2.2) i mechaniczne. Z chemicznych własności uzależniona jest od niej przede wszystkim 
odporność metalu na korozję, z fizycznych — przewodność cieplna i elektryczna, z mechanicznych 
— wytrzymałość, plastyczność twardość. 

T a b l i c a   2.2

 

Niektóre własności fizyczne ważniejszych metali 

Parametr sieci, nm 

Pierwiastek 

 

Typ sieci

 

w temp. 

°C 

a 

c 

Tempera

tura 

topnieni

a °C 

Gęstość 

w 20°C 

g/cm

3

 

Uwagi 

 

Żelazo 

α 

A2 

20 

2,8605 

- 

1534 

7,87  do 910 i pow. 1390°C 

Żelazo 

γ 

A1 

950 

3,649 

- 

- 

- 

910 ÷ 1390°C 

Aluminium 

A1 

25 

4,0414 

- 

660 

2,70 

 

Magnez 

A3 

25 

3,2030  5,2002

650 

1,74 

 

Miedź 

A1 

18 

3,6074 

- 

1083 

8,96 

 

Nikiel 

A1 

20 

3,5169 

- 

1453 

8,90 

 

Kobalt 

α 

A3 

20 

2,507 

4,081 

- 

8,9 

do 400°C 

Kobalt 

β 

A1 

 

3,537 

- 

1495 

- 

pow. 400°C 

Tytan  

α 

A3 

20 

2,9503  4,6831

- 

4,54 

do 882°C 

Tytan 

β 

A2 

900 

3,283 

- 

1668 

- 

pow. 882°C 

 18 

JW 

Pojedyncze kryształy metali mają zazwyczaj bardzo małe wymiary, toteż każdy przedmiot 

składa się z dużej liczby kryształów. Budowa taka nosi nazwę wielokrystalicznej lub 
polikrystdlicznej. Z różnych przyczyn, o których będzie mowa dalej, poszczególne kryształy nie 
mogą w zgrupowaniu wielokrystalicznym przybierać prawidłowego kształtu, lecz są mniej lub 
więcej zdeformowane. Takie kryształy o nieprawidłowym kształcie nazywa się ziarnami lub 
krystalitami. 

Różnice między poszczególnymi ziarnami metali polegają na różnej orientacji przestrzennej 

ich sieci krystalicznych. Orientacja ta jest na ogół przypadkowa i z jednakowym 
prawdopodobieństwem może mieć w przestrzeni dowolny kierunek. Wskutek obróbki plastycznej 
na zimno (np. walcowania) można jednak uzyskać jednokierunkową orientację ziarn (tzw. teksturę 
walcowania). Oczywiście własności mechaniczne metalu w obu przypadkach będą zupełnie różne, 
przy czym przy jednokierunkowej orientacji ziarn będą się zmieniać zależnie od kierunku badania. 

Jest to spowodowane faktem, że różne płaszczyzny i kierunki sieci krystalicznej są obsadzone 
atomami niejednakowo. Na przykład w elementarnej komórce sieci regularnej przestrzennie 
centrycznej o parametrze a, każda ścianka o powierzchni a

2

 obsadzona jest przez l atom (atomy 

leżące w wierzchołkach należą jednoczesne do 4 komórek elementarnych, więc (4·1/4 = 1), 
natomiast w płaszczyźnie przekątnej komórki o powierzchni a

2

 • √2 znajdują się 2 atomy (4·1/4 + 

1 atom środkowy). Mimo różnicy w wielkościach powierzchni, wyraźnie widać, że drugi płaszczyzna 
jest gęściej obsadzona atomami. Ilustruje to rys. 2.15. 
 

 

 

Rys. 2.15. Płaszczyzny krystalograficzne w elementarnej komórce sieci regularnej przestrzennie 
centrycznej: a) obsadzona jednym atomem, b) obsadzona dwoma atomami 
 

Podobnie dzieje się w przypadku innych sieci krystalicznych, tak że własność wszystkich 

pojedynczych kryształów metali zmieniają się zależnie od kierunki badania. Zjawisko to nazywa się 
anizotropią. W przypadku budowy wielokrystalicznej anizotropia występuje szczególnie wyraźnie, gdy 
ziarna mają jednakową orientację. Nie występuje natomiast w przypadku różnej orientacji 
poszczególnych ziarn i wtedy mówi się, że metal jest izotropowy. Na przykład monokryształ żelaza 

α  o 

sieci regularnej przestrzennie centrycznej charakteryzuje wartość współczynnika sprężystości wzdłużnej E 
= 135 000  

÷ 290 000 MPa, zależnie od kierunku badania. To samo żelazo o budowie wielokrystalicznej 

wykazuje wartość E = 214 000 MPa. 

 

 

 19 

JW 

 

2. 4. Defekty struktur krystalicznych 

Jak już powiedziano wyżej, siły międzyatomowe warunkujące spójność metalu są siłami 

przyciągania i odpychania. Trwałe rozłączenie atomów, czyli wywołanie złomu metalu jest 
uwarunkowane działaniem siły rozciągającej większej od maksymalnej wypadkowej sił 
między atomowych. 

Wartość tej siły i krytyczną odległość odpowiadającą granicznemu odkształceniu 

sprężystemu można wyliczyć zarówno dla dwóch wyodrębnionych atomów, jak i całego 
kryształu, przy założeniu doskonałej jego budowy sieciowej. W tym drugim przypadku 
teoretyczne naprężenie rozciągające potrzebne do pokonania sił spójności wynosi ok. 100 000 
MPa, a graniczne odkształcenie sprężyste — ok. 10%. 

Jak jednak stwierdzono doświadczalnie, rzeczywiste wartości zarówno naprężeń 

rozrywających, jak i odkształceń sprężystych, są 100-1000 razy mniejsze od teoretycznych. 
Ta rozbieżność między obliczeniami teoretycznymi a wynikami pomiarów wielu własności 
metali nasunęła wniosek, potwierdzony następnie doświadczalnie, że struktura rzeczywistych 
kryształów nie jest doskonała i zawiera pewne wady, wywołujące określone 
nieprawidłowości budowy i wpływające na ich własności. Stwierdzono również, że niektóre 
własności metali (np. gęstość, ciepło właściwe, współczynnik rozszerzalności cieplnej) nie są 
wrażliwe na strukturę i nie zmieniają się ani na skutek nieprawidłowej struktury sieciowej 
pojedynczego kryształu, ani na skutek obecności w nim domieszek obcych atomów, a w 
przypadku budowy wielokrystalicznej nie zależą od wielkości ziarn. 

Większość jednak własności metali, a przede wszystkim wytrzymałość i plastyczność, 

odporność na korozję, przewodność elektryczna i przenikalność magnetyczna, wyraźnie 
zależy od struktury. Wpływają na nie zarówno wszelkie nieprawidłowości struktury 
sieciowej, jak i wielkość ziarn rozłożenie ich granic. 

Nieprawidłowości struktury sieciowej spotykane w rzeczywistych strukturach 

krystalicznych można podzielić na trzy grupy:  

•  defekty punktowe,  
•  defekty liniowe, 
•  defekty złożone. 

Defektami punktowymi nazywa się zakłócenia budowy krystalicznej umiejscowione 

wokół punktu. Najprostszym defektem tego typu jest brak atomu w węźle sieci przestrzennej, 
zwany wakansem albo luką. 

Wakanse powstają przede wszystkim wskutek drgań cieplnych sieci, które są tym większe, 

im wyższa jest temperatura. Przy określonej amplitudzie drgań atom może wypaść ze swego 
średniego położenia w węźle sieci i zająć pozycję międzywęzłową. Powstaną wówczas 
jednocześnie dwa defekty punktowe: wakans i atom wtrącony między węzłowo. Oba 
wywołują lokalne zakłócenie budowy sieciowej, gdyż obecność wakansu powoduje większe 
od normalnego zbliżenie sąsiednich atomów (rys. 2.15b), natomiast atom wtrącony powoduje 
rozsunięcie sąsiednich atomów na odległość większą od normalnej. Opisany defekt nosi 
nazwę defektu Frenkla i może powstawać tylko w strukturach metali alkalicznych, w których 
odległości między atomami są wystarczająco duże, by atom mógł zająć pozycję 
międzywęzłową (rys. 2.15b). Natomiast w zwarcie wypełnionych sieciach krystalicznych 
tworzą się, defekty punktowe, polegające na powstawaniu wakansu i wywędrowaniu atomu, 
który ten wakans utworzył, na powierzchnię kryształu. Ten typ defektu nazywa się defektem 
Schottky'ego i jest powszechny w kryształach metali – rys. 2.15a. Wakanse powstające w 
sieci mogą wędrować wewnątrz kryształu przez zamianę miejsc z węzłami obsadzonymi 
atomami. Mogą wywędrować na powierzchni kryształu, co prowadzi do zmniejszenia się 
ogólnej liczby wakansów. Mogą wreszcie się łączyć, tworząc tzw. zgrupowania wakansów. 
Liczba wakansów w metalu w stanie równowagi termodynamicznej, w temperaturze 
otoczenia jest stosunkowo niewielka, wzrasta jednak bardzo szybko przy podwyższeniu 
temperatury. Ponieważ defekty tego typu odgrywają istotną rolę w procesach dyfuzyjnych, w 
wielu przypadkach dąży się do uzyskania zwiększone liczby wakansów również w 

 20 

JW 

 

temperaturze otoczenia, poprzez szybkie przechłodzenie metalu z wysokich temperatur, 
obróbkę plastyczną na zimno (tj. w temperaturach niższych od temperatury rekrystalizacji 
danego metalu) lub bombardowaniu ciężkimi cząsteczkami alfa. 

 

Rys.2.15. Punktowe defekty sieci krystalicznej wywołane drganiami cieplnymi: a) defekt 
Schottky’ego, b) defekt Frenkla 

 
Punktowe defekty sieci tworzą również znajdujące się w niej obce atomy. Możliwe są tu 

następujące przypadki. Jeśli obcy atom ma średnicę atomową dużo mniejszą od średnicy 
atomowej atomów metalu, to zajmuje on położenie między węzłowe, wywołując lokalne 
rozsunięcie sąsiednich atomów i powiększenie parametrów sieci (rys.2.16b). W typowych 
sieciach krystalicznych metali przestrzenie międzywęzłowe są niewielkie, toteż położenie 
międzywęzłowe mogą zajmować w nich tylko atomy azotu, wodoru, węgla i boru, mające 
najmniejsze średnice atomowe. Wtrącone atomy innych pierwiastków mogą zajmować 
wyłącznie pozycje węzłowe zastępując atomy metalu podstawowego. W tym przypadku 
rodzaj zniekształcenia sieci krystalicznej zależy od tego czy obcy atom ma mniejszą, czy 
większą średnicę od atomu metalu podstawowego (rys. 2.16b i c). Jeśli większą — występuje 
lokalne rozsunięcie sąsiednich atomów (powiększenie parametrów sieci), jeśli mniejszą — 
lokalne zbliżenie atomów (zmniejszenie parametrów sieci) 

 

 

Rys.2.16. Defekty punktowe: a) wakans, b) atom międzywęzłowy, c) atom obcy 
węzłowy, d) atom obcy międzywęzłowy 
 

Odkształcenie sieci wywołane wakansem polega na kontrakcji, a atomem 

międzywęzłowym — na ekspansji. Atom obcy węzłowy powoduje kontrakcję, jeżeli jego 
promień jest mniejszy, albo ekspansję, jeżeli jego promień jest większy od promienia atomu 
bazowego, natomiast atom obcy międzywęzłowy zawsze powoduje ekspansję sieci. 
Wzajemne oddziaływanie defektów punktowych, przy większym ich stężeniu 

 
Defektami liniowymi nazywa się zakłócenia budowy krystalicznej, które w jednym 

kierunku mają wymiar kilku odległości atomowych, a w drugim — całego ziarna lub znacznej 
jego części. Rozróżnia się dwa zasadnicze rodzaje defektów liniowych: dyslokację 
krawędziową i dyslokację śrubową. Pierwszą odkryli w 1934 i Taylor, Orowan i Polanyi, 
drugą w l939 r.— Burgers. 

Dyslokację krawędziową wywołuje obecność w przestrzennej sieci krystaliczne 

dodatkowej półpłaszczyzny obsadzonej atomami (zw. ekstrapłaszczyzną), które krawędź 
stanowi dowolna linia brzegowa, nazywana linią dyslokacji. W zależność od usytuowania 

 21 

JW 

 

dodatkowej półpłaszczyzny rozróżnia się dyslokację dodatnią, oznaczoną symbolem -

 

⊥

 

i 

ujemną, oznaczoną symbolem 

T 

(pionowa kreska w symbolu dyslokacji oznacza dodatkową 

półpłaszczyznę, pozioma — płaszczyznę poślizgu). Na rysunku 2.17 pokazano dyslokację 
krawędziową dodatnią 

 
 
 
 

 
 
 
 
 
 
 
 

Rys. 2.17. Schemat dyslokacji krawędziowej w krysztale o sieci regularnej: a) przekrój 
poprzeczny kryształu zawierającego dyslokację dodatnią, b) perspektywiczny obraz 
rozmieszczenia atomów wokół dyslokacji dodatniej; AB — płaszczyzna poślizgu 

Wokół linii dyslokacji istnieje pole naprężeń sprężystych; ściskających w części kryształu 

zawierającej dodatkową półpłaszczyznę (odległości między sąsiednimi atomami są mniejsze 
od stałych sieciowych), rozciągających — w pozostałej części kryształu (odległości między 
sąsiednimi atomami są większe od stałych sieciowych). Wynika z tego, że wokół dyslokacji 
krawędziowej występuje jednocześnie postaciowe i objętościowe odkształcenie kryształu. 
Dyslokacje krawędziowe charakteryzują się określonymi własnościami dynamicznymi, m.in. 
mają możliwość poruszania się w płaszczyźnie poślizgu pod wpływem naprężeń 
wewnętrznych lub zewnętrznych, w wyniku czego następuje poślizg części kryształu wzdłuż 
określonej płaszczyzny sieciowej. Obliczono, że naprężenie potrzebne do wywołania 
przesuwania się dyslokacji jest bardzo małe, rzędu l MPa pod warunkiem, że siły wiązań w 
krysztale nie zależą od kierunków. 

Dyslokacje krawędziowe mogą się przemieszczać w krysztale również przez wspinanie, 

polegające na odłączeniu się atomów od krawędzi dodatkowej półpłaszczyzny i ich migracji 
do wakansów (rys. 2.18). Oczywiście możliwe jest także zjawisko odwrotne, polegające na 
opuszczaniu pozycji węzłowych przez atomy i ich dołączaniu do krawędzi półpłaszczyzny. 
Przemieszczanie się dyslokacji krawędziowych przez wspinanie zależy od ilości wakansów w 
krysztale i zachodzi bardziej intensywnie w temperaturach podwyższonych, np. podczas 
pełzania metali. Innym przejawem własności dynamicznych jest przyciąganie się dyslokacji 
różnoimiennych i odpychanie się dyslokacji jednoimiennych. W pierwszym przypadku 
możliwa jest anihilacja (zanik) dyslokacji, jeśli leżą one w tej samej płaszczyźnie poślizgu lub 
w płaszczyznach równoległych. 

Określone oddziaływanie występuje także między dyslokacjami krawędziowymi atomami 

obcych pierwiastków znajdujących się w metalu. Atomy o większych średnicach zajmujące 
położenia węzłowe oraz atomy o małych średnicach zajmujące położenia międzywęzłowe 
(węgiel, azot, wodór) migrują do rozciągniętej strefy kryształu, leżącej bezpośrednio pod 
krawędzią dodatkowej półpłaszczyzny. Natomiast atomy o małych średnicach, zajmujące 
położenia węzłowe migrują do ściskanej części kryształu, gdzie zastępując większe atomy 
metalu osnowy, obniżają energię odkształcenia kryształu  

Drugim prostym rodzajem dyslokacji jest dyslokacja śrubowa, wyznaczająca granicę 

między przesuniętą i nieprzesuniętą częścią kryształu. Granica ta przebiega równolegle do 
kierunku poślizgu a nie prostopadle, jak to ma miejsce w przypadku dyslokacji krawędziowej. 

Dyslokację śrubową najlepiej wyjaśnić na perspektywicznym modelu fragmentu kryształu, 

którego jedna część jest przesunięta względem drugiej o jedną odległość atomową (rys. 2.19). 

 

 22 

JW 

 

 

 
 
 
 
 
 
 
 
 

Rys. 2.18.

 

Schemat przemieszczania się dyslokacji krawędziowej przez wspinanie 

 

 W wyniku tego przesunięcia poszczególne płaszczyzny atomowe przekształcają się w 

powierzchnie śrubowe. Rozróżnia się dyslokacje prawo-skrętne wywołujące poślizg w 
kierunku pokazanym na rys. 2.19, i dyslokacje lewo-skrętne wywołujące poślizg w kierunku 
przeciwnym. 

Podobnie jak dyslokacje krawędziowe, dyslokacje śrubowe mogą przemieszczać się przy 

małych naprężeniach stycznych, jeśli w płaszczyźnie poślizgu nie ma przeszkód hamujących 
ich ruch. W przypadku obecności takich przeszkód (np. obcych atomów), naprężenie 
potrzebne do uruchomienia dyslokacji jest tym większe, im mniejsza jest odległość między 
sąsiednimi przeszkodami. Zjawisko to ma oczywisty wpływ na własności wytrzymałościowe 
stopów. 

Równoległe dyslokacje śrubowe jednoimienne odpychają się, różnoimienne — 

przyciągają. Te ostatnie mogą się także w określonych przypadkach anihilować. 

 

 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 

Rys. 2.19. Schemat dyslokacji śrubowej 

 

Dyslokacjom śrubowym nie towarzyszy objętościowe odkształcenie kryształu. Dlatego 

wokół nich nie występuje wybiorcze rozmieszczenie atomów obcych pierwiastków. 

Proste typy dyslokacji występują w sieci krystalicznej rzadko. Większość dyslokacji 

stanowi kombinację dyslokacji krawędziowych i śrubowych. 
Omówione defekty dotyczyły zakłóceń budowy sieci krystalicznej występujących w 
pojedynczym krysztale. Metale i stopy techniczne, jak już wiadomo, są jednak materiałami 
wielokrystalicznymi, złożonymi z wielkiej liczby ziarn. Orientacja krystalograficzna tych 
ziarn jest w zasadzie chaotyczna (rys. 2.20), toteż na granicy ziarn spotykają się różnie 
zorientowane sieci przestrzenne, ukierunkowane względem siebie pod dużymi kątami, 
wynoszącymi najczęściej kilkanaście do kilkudziesięciu stopni (dlatego granice ziarn nazywa 
się także granicami dużego kąta). Jest rzeczą oczywistą, że ułożenie atomów na granicy ziarn 

 23 

JW 

 

jest uzależnione od działania obu stykających się sieci krystalograficznych, w wyniku czego 
stanowi pewną mikrostrukturę przejściową, nie odpowiadającą orientacji ani jednego, ani 
drugiego ziarna - rys. 2.21. Ta przejściowa struktura o grubości kilku odległości 
międzyatomowych jest strukturą zakłóconą, tym bardziej, że na granicach ziarn grupują się 
również wszelkie zanieczyszczenia, które nawet w najczystszych metalach występują w 
pewnych ilościach. W rezultacie granice ziarn mają wyższą wytrzymałość niż inne ziarna, 
natomiast niższy potencjał elektrochemiczny, a więc mniejszą odporność chemiczną, 
objawiająca się m.in. łatwiejszym trawieniem na zgładach metalograficznych.. Łączna energia 
granic osiąga minimum w przypadku ziarn o kształcie (w przekroju) foremnych 
sześcioboków i prostoliniowych granicach. Ziarna o liczbie boków (w przekroju) mniejszej 
od sześciu mają granice wypukłe, a o liczbie boków większej od sześciu — granice wklęsłe 
(rys. 2.22). 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Rys. 2.20. Schemat orientacji krystalicznej        Rys. 2.21. Schemat zakłócenia budowy  

poszczególnych ziarnach metalu                         krystalicznej na granicy ziarn metalu 
 
Tendencja do uzyskania stanu stabilnego o minimum energii granic objawia się ich 

migracją, tzw. rozrostem ziarn. Siły napędowej migracji dostarcza energia cieplna, toteż 
rozrost ziarn następuje w podwyższonej temperaturze. Najbardziej ruchliwe są niesprzężone 
granice szerokokątowe. 
 

 

 
 
 
 
 
 
 
 

Rys. 2.22. Kształt granic przekroju ziarna: a) równowagowy, b) i c) nierównowagowy,      

d) zanik ziarna (przy rozroście): 1 

÷ 4 — kolejne stadia 

 

Ruch granicy odbywa się zawsze w kierunku środka jej krzywizny, jako rezultat 

elementarnych przeskoków atomów przez granicę w kierunku przeciwnym, ma więc 
charakter dyfuzyjny. Określony kierunek ruchu granicy sprawia, że rozrost ziarn jest 
selektywny. Mianowicie, rozrastają się ziarna o liczbie boków większej od sześciu, natomiast 
zanikają ziarna o liczbie boków mniejsze) od sześciu, jak to przedstawiono poglądowo na rys. 
2.22. Rozrostowi ziarn towarzyszy zmniejszenie ich liczby. Migracja stosunkowo stabilnych 
granic wąskokątowych ma charakter ruchu bezdyfuzyjnego, którego siłą napędową jest 
obciążenie zewnętrzne. 

Czynnikiem hamującym ruch granic szerokokątowych (rozrost ziarn) są dyspersyjne 

wydzielenia obcej fazy, ale ich skuteczność jest ograniczona do temperatury, w której ulegają 
rozpuszczeniu w osnowie. Tak na przykład wydzielenia azotka aluminium (AlN) w stali 

 24 

JW 

 

hamują rozrost ziarna do temperatury 950 -1050°C. 

Granice wąskokątowe powstają podczas krystalizacji jako rezultat zrastania się gałęzi 

dendrytów oraz w stanie stałym podczas wygrzewania metalu uprzednio odkształconego 
plastycznie. Granice szerokokątowe niesprzężone są rezultatem dużej liczby zarodków 
krystalizacji podczas krzepnięcia. Tworzą się również podczas wygrzewania metalu 
uprzednio odkształconego plastycznie (zdrowienie). Wreszcie granice szerokokątowe 
sprzężone powstają głównie podczas przemian fazowych w stanie stałym (np. wydzielanie z 
przesyconego roztworu stałego), a granice bliźniacze — podczas odkształcenia plastycznego. 

Granice ziam nie są jedynymi defektami złożonymi, występującymi w materiałach 

polikrystalicznych. Okazało się, że pojedyncze ziarno składa się z dużej liczby drobnych 
bloków (o wymiarach liniowych ok. 0,000 01 cm) usytuowanych względem siebie pod 
niewielkimi kątami, wynoszącymi najczęściej kilka minut. Bloki te nazywa się blokami 
mozaiki, a strukturę ziarna z nich złożoną - strukturą mozaikową. Granice bloków mozaiki 
utworzone są przez ugrupowania jednoimiennych dyslokacji krawędziowych (rys. 2.23) 
towarzyszą im więc naprężenia sprężyste o analogicznym zasięgu, jak w tych dyslokacjach 

Odkrycie dyslokacji umożliwiło wyjaśnienie dwojakiego wpływu defektów sieci 

krystalicznej na wytrzymałość kryształu . 

Z jednej strony defekty sieci krystalicznej osłabiają kryształ, a odkształcenie plastyczne 

jest wynikiem przemieszczania się w nim dyslokacji bądź już istniejących, bądź powstających 
podczas odkształcania (czemu sprzyjają niektóre inne defekty sieciowe).  

Z drugiej jednak strony wiadomo, że wytrzymałość pojedynczych kryształów jest 

mniejsza niż materiałów polikrystalicznych, ponieważ zaburzenia budowy sieciowej na 
granicach ziarn umacniają metal. Wiadomo też,  że kryształy zawierające dużą liczbę 
defektów są bardziej wytrzymałe od kryształów z małą liczbą defektów. Dzieje się tak 
dlatego, że w przypadku dużej liczby defektów sieciowych ruch dyslokacji jest hamowany na 
skutek wzajemnego przecinania się dyslokacji (powstają dyslokacje nie tylko równolegle do 
siebie, ale również umiejscowione w różnych płaszczyznach i o różnych kierunkach), ich 
grupowania się, a także obecności przeszkód w postaci innych defektów sieciowych, np. 
obcych atomów. 

 

 
 
 
 
 
 
 
 
 

Rys. 2.23. Schemat zakłócenia budowy krystalicznej na granicy bloków mozaiki: a) 
przed połączeniem się bloków, b) po połączeniu (widoczne pionowe ugrupowanie 
jednoimiennych dyslokacji krawędziowych 

 

Wynika z tego, że wytrzymałość rzeczywista metali zmniejsza się wraz ze zwiększaniem 

liczby (gęstości) dyslokacji i innych defektów sieciowych, tylko do pewnej granicy i po 
osiągnięciu minimalnej wartości, przy tzw. krytycznej gęstości dyslokacji zaczyna ponownie 
wzrastać. Zależność między rzeczywistą wytrzymałością metalu a liczbą defektów jego sieci 
krystalicznej pokazano na rys. 2.24. 

Wynika z tego również, że warunkiem podwyższenia wytrzymałości metalu jest albo 

całkowite usunięcie z niego wszelkich nieprawidłowości budowy krystalicznej, albo 
zwiększenie oporu ruchu dyslokacji poprzez wytworzenie w nim odpowiedniej liczby 
dyslokacji i innych defektów. 
 

 

 25 

JW 

 

 

 

Rys.2.24. Zależność między wytrzymałością metalu a liczbą defektów sieci 
krystalicznej; 

σ

rzmin

  i 

σ

rzmax

 wytrzymałości rzeczywistych metali i stopów technicznych 

 
Pierwsza możliwość oznacza zbliżanie się do wytrzymałości teoretycznej i została 

potwierdzona doświadczalnie na otrzymywanych specjalnymi metodami kryształach 
włoskowych (z angielskiego zwanych także wiskersami), o strukturze krystalicznej zbliżonej 
do doskonalej. Włoskowe kryształy żelaza wykazują wytrzymałość na rozciąganie około 
1330 MPa, miedzi - około 3000 MPa, cynku -około 2250 MPa, podczas gdy wytrzymałość na 
rozciąganie tych samych metali uzyskanych zwykłymi metodami (a więc zawierających 
defekty sieciowe) wynosi odpowiednio około 300, 220 i 180 MPa. Kryształy włoskowe nie 
wykazują poślizgów, zrywają się bez widocznego odkształcenia plastycznego. Jednak ich 
małe rozmiary (średnica kilku mikrometrów, długość do kilkunastu milimetrów) 
uniemożliwiają w obecnej chwili praktyczne wykorzystanie w technice. 

Natomiast druga możliwość podwyższenia wytrzymałości metalu, polegająca na 

wytworzeniu w nim optymalnej gęstości dyslokacji i innych defektów, jest powszechnie w 
praktyce wykorzystywana. 

Metod zwiększania liczby defektów sieciowych w metalach i stopach jest wiele. Jedną z 

najczęściej stosowanych jest odkształcanie metalu na zimno, czyli jego zgniot, drugą — 
tworzenie stopów, czyli tworzyw metalicznych uzyskiwanych najczęściej przez stopienie dwu 
lub więcej metali lub metalu z niemetalami. Powstawanie dyslokacji podczas odkształcania na 
zimno odkryli niezależnie od siebie uczeni Frank i Read, stąd źródła powstawania tych 
dyslokacji nazwane zostały źródłami Franka-Reada. Według ich teorii potwierdzonej 
doświadczeniem przyjmuje się, że w metalu nieodkształconym istnieje przestrzenny układ 
dyslokacji, czym niektóre z nich są w pewnych miejscach unieruchomione. Istnienie takich -
unieruchomionych w dwóch punktach dyslokacji jest oczywiście możliwe również w 
płaszczyźnie poślizgu, tzn. w płaszczyźnie, w której następuje przesunięcie-się jednej części 
kryształu względem drugiej (będącej zwykle płaszczyzną najgęściej obsadzoną atomami). 

Na rys. 2.25 przedstawiono linię dyslokacji utwierdzonej w węzłach A i B, prz czym 

płaszczyzna rysunku odpowiada płaszczyźnie poślizgu. Jeśli w płaszczyznie poślizgu działa 
naprężenie styczne 

τ,

 

linia dyslokacji zaczyna się wyginać tworząc w pierwszej fazie 

półokrąg, a następnie dwie przeciwnie zorientowane spirale. Powiększanie się tych spirali 
doprowadza do ich zetknięcia w punktach C i C’  podziału na dwie dyslokacje: zewnętrzną — 
tworzącą zamkniętą pętlę i wewnętrzną — łączącą węzły kotwiczące A i B. Dyslokacja 
zewnętrzna rozrasta się aż do osiągnięcia granic kryształu lub bloku, a dyslokacja 
wewnętrzna, utwierdzona między węzłami A i B, wyginając się pod wpływem naprężeń 
stycznych daje początek kolejnej pętli linii dyslokacji.  

Teoretycznie źródło Franka-Reada może wytworzyć nieskończenie wiele pętli linii 

dyslokacji, praktycznie jednak rozrastające się linie dyslokacji napotykając różne przeszkody, 
będące defektami strukturalnymi i rozwój ich jest hamowany. 

Liczba defektów struktury 

 26 

JW 

 

 

 

 

Rys. 2.25. Kolejne etapy tworzenia się pętli dyslokacji ze źródła Franka-Reada; strzałki 

pokazują kierunek ruchu linii. 

 

W zależności od rodzaju przeszkody źródło może zaniknąć całkowicie albo odnowić się 

pod wpływem większych naprężeń ścinających. W miarę zwiększania ilości dyslokacji 
wzrasta wytrzymałość metalu i jego twardość, maleją zaś jego własności plastyczne. 
Zmieniają się również niektóre własności fizyczne: np. maleje przewodność elektryczna i 
przenikalność magnetyczna wzrasta siła koercji i histereza magnetyczna, a także wzrasta 
potencjał elektrochemiczny (metal zgnieciony jest mniej odporny na korozję niż metal bez 
zgniotu). 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 

 27 

JW 

2.5. Krystalizacja metali 

Proces przejścia ze stanu ciekłego w stan stały, w czasie którego następuje krzepnięcie 

ciekłego metalu w postaci kryształów, nosi nazwę krystalizacji. Aby krystalizacja mogła się 
rozpocząć, procesowi temu musi towarzyszyć zmniejszenie się energii swobodnej układu. Jest to 
możliwe wówczas, gdy temperatura ciekłego metali spadnie nieco poniżej temperatury 
krystalizacji (T

s

) tj. temperatury równowagi faz; ciekłej i stałej. Temperaturę, w której 

praktycznie zaczyna się krystalizacja, nazywamy rzeczywistą temperaturą krystalizacji (T

p

). 

Natomiast różnicę między teoretyczną a rzeczywistą temperaturą krystalizacji nazywamy 
stopniem przechłodzenia (p). 

Krzywe chłodzenia. Rozpatrując krzywe przedstawiające zmianę temperatury w funkcji 

czasu podczas chłodzenia ciekłego metalu (rys. 2.26) obserwujemy początkowo ciągły spadek 
temperatury, natomiast po osiągnięciu temperatury krystalizacji na krzywej temperatura-czas 
zjawia się poziomy odcinek, gdyż odpływ ciepła zaczyna być kompensowany przez 
wydzielające się ciepło krystalizacji (pochłonięte w czasie procesu topnienia). Po zakończeniu 
krystalizacji zakrzepły metal stygnie i temperatura ponownie zaczyna się obniżać w sposób 
ciągły. Krzywa l na rys. 2.26 przedstawia teoretyczne zmiany temperatury w czasie krystalizacji, 
natomiast krzywa 2 — rzeczywisty przebieg tego procesu wskazujący na występowanie 
przechłodzenia  p. 

Rys.2.26. Krzywe chłodzenia (temperatura w funkcji czasu) podczas krystalizacji metalu 

 

W przypadku niektórych metali może wystąpić silne przechłodzenie w stanie ciekłym i w 

pierwszym momencie krystalizacji ciepło krystalizacji zaczyna gwałtownie się wydzielać, co 
powoduje raptowne podwyższenie temperatury przechłodzonego metalu, która zbliża się do 
temperatury teoretycznej (krzywa 3). 

Zarodkowanie. W procesie krystalizacji wyodrębnia się dwa elementarne procesy: tworzenie 
się zarodków krystalizacji oraz wzrost tych zarodków. Obydwa te procesy przebiegają 
jednocześnie, a ich wynikiem jest utworzenie się kryształów. Ze względu na warunki pojawiania 
się zarodków krystalizacji rozróżnia się zarodkowanie homogeniczne i heterogeniczne. 

W przypadku zarodkowania homogenicznego, zarodkami krystalizacji są grupy atomów fazy 

ciekłej, stanowiące zespoły bliskiego uporządkowania. Muszą one osiągnąć wielkość krytyczną, 
co na ogół wymaga dużych przechłodzeń. W ciekłych metalach na ogół występują zbyt małe 
przechłodzenia (ok. 1°C), aby możliwe było zarodkowanie homogeniczne. Jedynie metal 
rozdrobniony na bardzo małe krople można silnie przechłodzić nawet o 300°C, dzięki czemu w 
pojedynczych kroplach występują warunki umożliwiające zarodkowanie homogeniczne. W 
czystych metalach zarodki i ciecz mają jednakowy skład chemiczny, natomiast w stopach 
zagadnienie staje się bardziej złożone, ponieważ z warunków równowagi w danej temperaturze 
wynika, że zarodki i roztwór ciekły różnią się znacznie składem. 

W przypadku zarodkowania heterogenicznego, powstawanie zarodków następuje na 

powierzchniach fazy stałej stykającej się z cieczą. Zarodkowanie następuje na powierzchniach 
ścian naczynia, na drobnych cząstkach stałych zawieszonych w cieczy, jak wtrącenia 
niemetaliczne, nierozpuszczone zanieczyszczenia itp. Zarodkowanie może następować również 
na warstewce stałych tlenków znajdującej się na powierzchni ciekłego metalu. W takich 
warunkach krystalizacja przebiega przy znacznie mniejszym przechłodzeniu niż w przypadku 
zarodkowania homogenicznego. 

 

 

 28 

JW 

Wzrost fazy stałej. Podczas wzrostu zarodka krystalicznego szybkość nawarstwiania się 

atomów na poszczególnych ściankach kryształu jest różna i zależy od jego struktury 
krystalicznej. Badania w tym zakresie prowadził Bravais, który sformułował następującą regułę: 
szybkość wzrostu ściany kryształu jest odwrotnie proporcjonalna do jej gęstości atomowej. Z 
reguły tej wynika, że szybko rosnące ściany będą wykazywały tendencję do zaniku, natomiast 
wolno rosnące (najgęściej upakowane) - tendencję do wzrostu. Reguła Bravais'go jest zgodna z 
doświadczeniem dla olbrzymiej większości kryształów. 

Powierzchnia międzyfazowa między cieczą a już utworzoną fazą stałą może się nieco inaczej 

kształtować, jeśli np. występuje spadek temperatury równocześnie w kierunku cieczy i fazy 
stałej. Może to zaistnieć, jeśli ciecz zostanie znacznie przechłodzona, a na granicy 
międzyfazowej wydziela się ciepło krystalizacji podwyższające temperaturę w tym obszarze. 
Przykładowo szybki wzrost kryształu np. od punktu A do B (rys. 2.27) zostaje w pewnym 
momencie zahamowany wydzielającym się ciepłem krzepnięcia i zanikiem przechłodzenia. 
Kryształ wzrasta w innym miejscu dostatecznego przechłodzenia, np. od punktu C do D, aż do 
zaniku przechłodzenia wydzielającym się ciepłem krzepnięcia. Warunki takie sprzyjają tzw. 
wzrostowi dendrytycznemu, czyli tworzeniu się rozgałęzionych kryształów (dendron po grecku 
oznacza drzewo). Rozrastający się i w ten sposób kryształ nazywa się dendrytem. 

 

 

 
 

 
W przypadku metali o sieci sześciennej kierunki wzrostu kryształów są takie, że gałęzie 

dendrytów są do siebie prostopadłe. 

Kryształy powstające podczas krystalizacji mają zazwyczaj regularny kształt dopóki otoczone 

są cieczą, później jednak na skutek stykania się z sobą i zrastania ulegają zniekształceniu. Z tego 
względu zewnętrzny kształt kryształów metalu, nie jest regularny. Anizotropia krystalizacji i 
przechłodzenie uwarunkowane warunkami krzepnięcia doprowadza do tworzenia się 
zróżnicowanej struktury pierwotnej – rys. 2.28. Odlewy z form piaskowych posiadają ziarna 
poliedryczne, podczas gdy w odlewach z form metalowych dominują ziarna słupkowe. Należy 
podkreślić, że ziarna te posiadają identyczną strukturę krystaliczną i różnią się tylko kształtem 
zewnętrznym.  

 

 

 

Rys.2.27. Schemat wzrostu dendrytu 

Rys.2.28. Tworzenie się struktury pierwotnej podczas krystalizacji 

 29 

JW 

Krystalizacja wlewka. Proces krystalizacji przebiegający w warunkach rzeczywistych staje 

się bardziej złożony wskutek wpływu różnych czynników ubocznych. Na przykład przy 
odlewaniu dużych wlewków stalowych do wlewnicy kryształy rosną najszybciej w kierunku 
prostopadłym do jej ścianek, tj. w kierunku najintensywniejszego doprowadzenia ciepła. 
Schemat struktury takiego wlewka jest przedstawiony na rys. 2.29. Rozróżnić w nim można trzy 
główne strefy: strefę kryształów zamrożonych, strefę kryształów słupkowych i strefę kryształów 
równoosiowych. 

Kryształy zamrożone powstają na skutek nagłego zetknięcia się ciekłego metalu ze 

ściankami wlewnicy, co powoduje raptowny spadek temperatury, znaczne przechłodzenie i 
powstanie dużej liczby zarodków. W rezultacie strefa ta ma strukturę drobnoziarnistą. 

 

         

 

Rys. 2.29. Schemat struktury wlewka stalowego; a) l — strefa kryształów zamrożonych; 2 
— strefa kryształów słupkowych; 3 — strefa kryształów równoosiowych, b) – rozkład 
siarki, c) przekrój prostopadły do osi wlewka 

 

W trzeciej strefie tworzą się kryształy równoosiowe, gdyż w środkowej części wlewka nie 

zaznacza się już określony kierunek odpływu ciepła, a temperatura krzepnącego metalu niemal 
całkowicie się wyrównuje. 

Wzajemne rozmieszczenie wymienionych trzech stref w objętości wlewka ma duże znaczenie 

praktyczne, gdyż wzdłuż miejsc styku np. stref kryształów słupkowych mogą często powstawać 
pęknięcia podczas walcowania wlewka. 

 

c) 

 30 

JW 

2.6. Odkształcenie plastyczne i rekrystalizacja metali 
2.6.1. Skutki odkształcenia plastycznego 

Odkształcenie plastyczne metalu, które powstaje podczas deformacji na zimno, powoduje 

znaczną zmianę jego własności fizycznych i mechanicznych. Zmiany te objawiają się przede 
wszystkim wzrostem twardości i wytrzymałości przy jednoczesnym spadku własności 
plastycznych (rys. 2.30), oraz obniżeniem przewodności elektrycznej i gęstości. 

Wielkość odkształcenia plastycznego określa ilościowo tzw. stopień odkształcenia 

plastycznego q, który np. dla walcowania można wyrazić jako procentową zmianę przekroju 
materiału.  

gdzie : S

o

 – przekrój początkowy 

  

S

1 

– przekrój końcowy  

Wzrost twardości i wytrzymałości związany z odkształceniem plastycznym ma duże znaczenie i 
w pewnych przypadkach jest wykorzystywany w celu umocnienia materiału. 
Często jednak zachodzi konieczność przywrócenia materiałom ich własności, jakie miały przed 
odkształceniem plastycznym np. w celu obniżenia twardości lub uzyskania odpowiednich 
własności fizycznych, takich jak np. dobra przewodność elektryczna (jest to bardzo istotne np. w 
procesie ciągnienia drutów miedzianych przeznaczonych na przewody elektryczne). Obniżenie 
twardości i zwiększenie plastyczności odkształconego metalu oraz przywrócenie innych 
własności "fizycznych można uzyskać przez wyżarzanie, które polega na wytrzymaniu 
odkształconego materiału przez pewien okres czasu w podwyższonej temperaturze, zwykle 
powyżej jednej trzeciej bezwzględnej temperatury topnienia 
 

a) 

 

 

 

 

 

b) 

     

 

Rys. 2.30. Zmiana własności mechanicznych: a) – miedzi, b) – mosiądzu (35% Zn) w 
zależności od stopnia odkształceni, plastycznego 

 

Odkształcenie plastyczne na zimno powoduje wzrost gęstości dyslokacji. Dla większości 

metali gęstość ta wzrasta od wartości ok. l0

6

-10

8

 dyslokacji na cm

2

 typowej dla stanu 

wyżarzonego, do 10

11

 

÷ l0

12

 dyslokacji na cm

2

, w przypadki dużego odkształcenia plastycznego. 

Ponieważ odkształcenie plastyczne jest związane z ruchem dyslokacji, występowanie 

zjawiska utwardzenia oznacza, że w odkształconym metalu następuje wzrost oporu dla ruchu 
dyslokacji. Opór ten rośnie wraz ze wzrostem gęstości dyslokacji, które blokują się nawzajem. 
Część dyslokacji zostaje utwierdzona w kryształach i wywołuje wewnętrzne naprężenia, które 
przeciwdziałają przemieszczaniu się innych dyslokacji. W konsekwencji powoduje to obniżenie 
plastyczności i umocnienie materiału. 

Wskutek odkształcenia plastycznego i związanych z nim poślizgów, zachodzących w 

poszczególnych ziarnach, w metalu pojawia się tzw.  tekstura, czyli określona orientacja 

%

100

0

1

0

⋅

−

=

S

S

S

q

 31 

JW 

krystalograficzna ziaren związana z kierunkiem odkształcenia. Stopień steksturowania metalu 
wzrasta ze stopniem odkształcenia plastycznego. 

Zmiany w strukturze metalu, jakie powstają w wyniku odkształcenia plastycznego można 

stwierdzić najwyraźniej za pomocą takich metod, jak np. mikroskopia optyczna, mikroskopia 
elektronowa i dyfrakcja promieni X. 

Za pomocą badań metalograficznych można stwierdzić odkształcenie ziarn i pojawienie się 

pasm poślizgu (rys. 2.31). Natomiast transmisyjna mikroskopia elektronowa umożliwia 
obserwację zmian rozkładu i gęstości dyslokacji. 
Wzrost gęstości dyslokacji zwiększa energię wewnętrzną sieci krystalicznej, gdyż wzrasta 
stopień zaburzenia regularnego rozmieszczenia atomów. Stan odkształcenia plastycznego jest w 
związku z tym termodynamicznie nietrwały w stosunku do stanu wyżarzonego. W konsekwencji 
odkształcony plastycznie metal będzie wykazywał tendencję do powrotu do stanu o mniejszej 
energii swobodnej, tj, do stanu bardziej uporządkowanego. Powrót ten jednak na ogół nie może 
zachodzić w sposób samorzutny, lecz jedynie w temperaturach podwyższonych, w których mogą 
mieć miejsce procesy aktywowane cieplnie, takie jak dyfuzja, poślizg poprzeczny i wspinanie się 
dyslokacji. Dlatego, aby utwardzony przez odkształcenie plastyczne metal zmiękczyć i 
przywrócić mu inne własności, jakie przedtem wykazywał, konieczne jest jego podgrzanie do 
odpowiedniej temperatury 

Rys. 2.31. Pasma poślizgu w austenitycznej stali chromowo-niklowej (18% Cr, 8% Ni) 
odkształconej plastycznie przez rozciąganie. Próbka nietrawiona. Powiększenie 800x 

 

W czasie usuwania skutków odkształcenia plastycznego przez wyżarzanie można wyróżnić 

trzy procesy, które kolejno zachodzą w odkształconym plastycznie metalu:  

•  zdrowienie, 
•  rekrystalizacja 

•  rozrost ziarna 
 

3.6.2.  Zdrowienie 

W czasie wygrzewania odkształconego plastycznie metalu można zaobserwować, że

 W 

pewnej temperaturze następuje usunięcie zniekształceń sieci krystalicznej. Objawia się to tym, że 
linie dyfrakcyjne na rentgenogramach (otrzymanych metodą proszkową) rozmyte wskutek 
deformacji sieci, stają się znowu wyraźne i ostre. Zjawisko to nosi nazwę zdrowienia. 

Zanikowi zniekształceń sieci krystalicznej towarzyszy częściowe usunięcie skutków 

odkształcenia plastycznego. Następuje pewne podwyższenie przewodności elektrycznej oraz 
częściowy spadek umocnienia. 

Minimalna temperatura, w której można stwierdzić te zjawiska, określana jest jako 

temperatura zdrowienia. 

Proces zdrowienia związany jest ze zmianą rozmieszczenia i gęstości defektów sieci 

krystalicznej, głównie wakansów i dyslokacji. W odkształconym na zimno metalu istnieje gęsta 
sieć dyslokacji, która powstała w wyniku poślizgów i wzajemnego oddziaływania dyslokacji. W 
czasie zdrowienia następuje przemieszczanie i zmiana uporządkowania dyslokacji, co powoduje 
zmniejszenie energii zmagazynowanej w odkształcanej sieci. Proces ten jest aktywowany 
cieplnie. 

 

 32 

JW 

3.6.3. Rekrystalizacja 

Jeśli odkształcony na zimno metal będzie poddawany dalszemu wygrzewaniu, to w pewnej 

określonej temperaturze, wyższej od temperatury zdrowienia, zaczną powstawać zarodki nowych 
nieodkształconych ziarn metalu. Nowe ziarna rozrastają się kosztem ziarn odkształconych i po 
pewnym czasie wszystkie stare ziarna zostają zastąpione przez nowe. 

Zjawisko to nosi nazwę rekrystalizacji, zwane jest również rekrystalizacją pierwotną. 

Orientacja krystalograficzna nowych ziarn różni się znacznie od orientacji ziarn starych, kosztem 
których powstają ziarna nieodkształcone. Wynika stąd, że sieć krystaliczna nowych ziarn nie jest 
koherentna z siecią ziarn odkształconych (tzn. nie jest z nią związana i nie jest do niej 
dopasowana), a proces rekrystalizacji polega na przemieszczaniu się (migracji) wysokokątowych 
granic ziarn oddzielających nowe kryształy od odkształconych ziarn osnowy. 

Temperatura rekrystalizacji. Najniższa temperatura, w jakiej zachodzi proces 

rekrystalizacji, nazywana jest temperaturą rekrystalizacji. Temperatura ta jest charakterystyczna 
dla danego metalu lub stopu i zależy głównie od dwóch czynników: 

a) od uprzedniego stopnia odkształcenia plastycznego, tj. im wyższy był jego stopień, tym 

niższa będzie temperatura rekrystalizacji; b) od czystości metalu. 

Porównując temperaturę rekrystalizacji z temperaturą topnienia dla różnych metali można 

stwierdzić, że zachodzi pomiędzy nimi prosta proporcjonalność. Dla metali technicznie czystych 
w przypadku dużych odkształceń plastycznych występuje zależność 

T

r

 = 0,3 

÷ 0,4 T

top 

gdzie:  T

r

 — temperatura rekrystalizacji,  

T

top

   — bezwzględna temperatura topnienia. 

Temperatura rekrystalizacji dla stopów jest wyższa niż dla metali technicznie czystych i w 

niektórych przypadkach dochodzi do 0,8 T

top

.. Natomiast dla metali o wysokiej czystości 

temperatura rekrystalizacji jest bardzo niska i wynosi 0,1 

÷ 0,2 T

top

 . Wartości te są słuszne w 

przypadku dużych stopni odkształcenia plastycznego, natomiast dla małych odkształceń 
plastycznych mogą być znacznie wyższe. Procesowi rekrystalizacji towarzyszą znaczne zmiany 
własności mechanicznych odkształconego metalu. W wyniku wyżarzania rekrystalizującego 
twardość i wytrzymałość maleją, osiągając wartości właściwe dla materiału przed 
odkształceniem plastycznym. Jednocześnie rekrystalizacja przywraca w pełni własności 
plastyczne metalu. Na rysunku 2.32 przedstawiona jest zmiana wytrzymałości na rozciąganie 
(R

m

, granicy plastyczności (R

02

) i wydłużenia A odkształconego plastycznie żelaza, w zależności 

od temperatury wyżarzania. W pewnym wąskim zakresie temperatur widoczny jest 
charakterystyczny spadek wytrzymałości i wzrost plastyczności. Temperaturę T

r

 odpowiadającą 

punktom przegięcia krzywych, przyjmuje się umownie jako temperaturę rekrystalizacji 

a)   

 

 

 

 

b) 

    

 

Rys. 2.32.  Zmiana własności mechanicznych odkształconego plastycznie: a) żelaza;T

r

 - umowna 

temperatura rekrystalizacji, b) mosiądzu (35% Zn) w zależności od temperatury wyżarzania 

 

Podobnie jak R

m

, zmienia się również twardość odkształconego plastycznie metalu 

wyżarzonego w różnych temperaturach. 

 33 

JW 

Wielkość ziarna po rekrystalizacji. Wielkość ziarna powstałego po rekrystalizacji zależy 

przede wszystkim od następujących czynników: 

•  uprzedniego stopnia odkształcenia plastycznego na zimno,  

•  temperatury wyżarzania,  
•  czasu wyżarzania. 

Wraz ze wzrostem czasu wyżarzania w danej stałej temperaturze wzrasta wielkość ziarna. 

Dlatego aby określić wpływ odkształcenia plastycznego i temperatury wyżarzania na wielkość 
ziarna, przyjmuje się pewien stały czas wygrzewania. Stopień odkształcenia plastycznego, 
któremu metal został poddany przed wyżarzaniem-wpływa bardzo silnie na wielkość ziarna po 
rekrystalizacji (rys. 2.33).  

 

Rys. 2.33. Wpływ stopnia odkształcenia plastycznego na wielkość ziarna po rekrystalizacji 

 

Dla każdego metalu istnieje w zakresie stosunkowo małych odkształceń plastycznych pewien 

charakterystyczny stopień tego odkształcenia, zwany krytycznym odkształceniem plastycznym -  
q

kr

, który powoduje w czasie rekrystalizacji w wysokiej temperaturze wyjątkowo silny rozrost 

ziarna. 
Krytyczne odkształcenie plastyczne dla większości metali waha się w granicach od ok. l do 10%. 

W wielu przemysłowych procesach technologicznych polegających np. na walcowaniu na 

zimno i wyżarzaniu międzyoperacyjnym, występowanie krytycznego odkształcenia plastycznego 
jest zjawiskiem niepożądanym, gdyż daje materiał o strukturze gruboziarnistej o odpowiednich 
własnościach mechanicznych oraz skłonny do pęknięć. 

Istotnym czynnikiem wpływającym na wielkość ziarna po rekrystalizacji jest również 

temperatura wyżarzania. Im wyższa jest ta temperatura, tym większe ziarno otrzymuje się w 
wyniku rekrystalizacji, przy stałym czasie wyżarzania. Zależność wielkości ziarna metalu po 
rekrystalizacji jednocześnie od temperatury wyżarzania i od stopnia odkształcenia plastycznego  

Dla aluminium wykres taki pokazano na rys. 2.33. Na wykresie tym w zakresie wysokich  

 

 

 

Rys. 2.33. Przestrzenny wykres rekrystalizacji dla aluminium przedstawiający wielkość ziarna w  

funkcji odkształcenia plastycznego i temperatury wyżarzania 

 

 34 

JW 

temperatur wyżarzania oprócz omówionego wyżej krytycznego odkształcenia plastycznego, 

występuje również drugi bardzo wyraźny obszar rozrostu ziaren w zakresie dużych odkształceń 

plastycznych.  

Obszar ten pojawia się w przypadku niektórych metali i jest związany z rozrostem ziarna (na 

skutek tzw. rekrystalizacji wtórnej) oraz z teksturą deformacji metalu tj. ukierunkowaniem 

struktury, które silnie się zaznacza przy dużych odkształceniach plastycznych. 

3.6.4. Rozrost ziarna 

Wyżarzanie metalu w wysokich temperaturach (już po zakończeniu procesu rekrystalizacji) 

powoduje, jak już wspomniano, rozrost ziarna Głównym czynnikiem rządzącym tym procesem 
jest napięcie powierzchniowe występujące na granicach ziarn, związane z wyższą energią 
swobodną atomów znajdujących się na powierzchni ziarn w porównaniu z energią atomów 
znajdujących się wewnątrz nich. W konsekwencji w materiale polikrystalicznym będzie 
występowała tendencja do zmniejszenia powierzchni ziarn, a więc do ich rozrostu, gdyż 
związane to jest z obniżeniem energii swobodnej materiału. Proces rozrostu ziarna odbywa się 
przez pochłanianie małych ziarn przez większe. 

Czynnikiem hamującym rozrost ziarna są m.in. zanieczyszczenia metalu, wydzielenia innych 

faz oraz obecność obcych cząstek o dużej dyspersji celowo wprowadzonych do metalu w celu 
umocnienia i nadania mu określonych własności mechanicznych. 

3.6.5. Techniczne znaczenie rekrystalizacji 

Wyżarzanie rekrystalizujące jest szeroko stosowane przy wytwarzaniu takich półwyrobów, 

jak: blachy, rury, pręty, druty, kształtowniki itp., które są poddawane obróbce plastycznej na 
zimno. Ponieważ odkształcenie plastyczne umacnia metal, nie można w jednej operacji nadać 
wyrobom ostatecznego kształtu lub wymiarów. Metal umocniony na skutek odkształcenia 
plastycznego tak dalece traci własności plastyczne, że nie odkształca się dalej, lecz pęka. 
Dlatego konieczne jest międzyoperacyjne wyżarzanie rekrystalizujące, które zmiękcza i 
uplastycznia metal. Jeżeli odkształcenie plastyczne metalu przeprowadza się w temperaturze 
wyższej od temperatury rekrystalizacji, to proces taki nosi nazwę obróbki plastycznej na gorąco. 
W czasie takiej obróbki zachodzą jednocześnie dwa procesy: odkształcenie plastyczne i 
rekrystalizacja. W rezultacie nie następuje umocnienie metalu, który miał strukturę 
zrekrystalizowaną. 
 

 35 

JW 

3. BUDOWA STOPÓW METALI 

3. 1. Rodzaje faz występujących w stopach metali 

Stopy to substancje otrzymywane przez stopienie dwóch lub więcej pierwiastków. Jakkolwiek 

obecnie stopy można otrzymywać także innymi metodami, np. przez spiekanie lub elektrolizę, 
metoda stapiania stosowana jest najczęściej. Oczywiście budowa stopu jest znacznie bardziej 
złożona niż czystego pierwiastka i zależy przede wszystkim od rodzaju wzajemnego 
oddziaływania na siebie składników stopu podczas krzepnięcia i chłodzenia w stanie stałym. W 
zależności od liczba pierwiastków tworzących stop, rozróżnia się stopy dwuskładnikowe, zwane 
też podwójnymi, trójskładnikowe (potrójne) itd. 

Najprostszymi stopami są stopy dwóch metali lub metalu z niemetalem, czyli stopy 

dwuskładnikowe. Pierwiastki tworzące stopy podwójne mogą wykazywać: 
a) wzajemną nieograniczoną rozpuszczalność w stanie ciekłym, a w stanie stałym: 
•  również nieograniczoną rozpuszczalność, 

•  ograniczoną rozpuszczalność, 
•  brak rozpuszczalności; 
b) rozpuszczalność ograniczoną w stanie ciekłym, a w stanie stałym: 
•  również ograniczoną rozpuszczalność, 

•  brak rozpuszczalności; 
c) brak rozpuszczalności zarówno w stanie ciekłym, jak i stałym. 

Praktyczne znaczenie mają jedynie stopy pierwiastków wykazujących całkowitą wzajemną 

rozpuszczalność w stanie ciekłym. W związku z tym, struktura stopów w stanie stałym może 
stanowić: 
a) jeden roztwór stały, jeśli składniki stopu wykazują nieograniczoną wzajemną 
rozpuszczalność; 
b) mieszaninę ziarn czystych pierwiastków tworzących stop, jeśli pierwiastki te w stanie stałym 
na siebie w ogóle nie oddziałują; 
c) mieszaninę kryształów roztworów stałych granicznych, jeśli składniki stopu w stanie stałym 
wykazują częściową wzajemną rozpuszczalność; 
d) mieszaninę kryształów roztworu stałego oraz kryształów związków chemicznych lub faz 
międzymetalicznych, jeśli składniki stopu w stanie stałym nie tylko rozpuszczają się w sobie 
wzajemnie, ale również reagują ze sobą chemicznie. W pierwszym przypadku, gdy stop jest 
mieszaniną, własności poszczególnych ziarn są takie same jak własności czystych metali 
tworzących stop, natomiast własności całego stopu są ich wypadkową, przy czym duży wpływ 
wywierają na nie wielkość i kształt ziarn oraz ich wzajemne usytuowanie. Ten przypadek jednak 
występuje rzadko, a praktyczne znaczenie mają przede wszystkim stopy zawierające roztwory 
stałe i fazy międzymetaliczne. 

Roztwory stałe. Roztwory stałe można podzielić na dwa zasadnicze rodzaje:  
a)  roztwory międzywęzłowe,  
b)  roztwory różnowęzłowe. 
Roztwory międzywęzłowe powstają, gdy atomy pierwiastka stopowego mają małą średnicę i 

mogą w sieci krystalicznej metalu podstawowego zajmować pozycje międzywęzłowe. 
Pierwiastkami takimi są azot, wodór, węgiel i bor. Wszystkie inne pierwiastki stopowe tworzą 
roztwory różnowęzłowe, tzn. atomy pierwiastka stopowego zajmują w sieci krystalicznej 
położenie węzłowe, zastępując atomy pierwiastka podstawowego. W obu przypadkach obce 
atomy tworzą określone defekty punktowe. Ich ilość i wielkość są funkcjami rodzaju i 
zawartości pierwiastka stopowego w stopie. 

Niektóre pierwiastki tworzą ze sobą roztwory stałe nieograniczone, tzn. rozpuszczają się  w 

sobie całkowicie niezależnie od składu stopu, inne rozpuszczają się w stanie stałym tylko 
częściowo (np. roztwory międzywęzłowe są z reguły ograniczone). W pierwszym przypadku 
stopy mają strukturę jednofazową w całym zakresie składów chemicznych, a maksymalny 

 36 

JW 

wpływ umacniający pierwiastka stopowego występuje przy zawartości około 50%. W 
roztworach stałych zostaje zachowana sieć krystaliczna metalu rozpuszczającego. 

Roztwory stałe nieograniczone mogą tworzyć ze sobą tylko te pierwiastki, które mają 

jednakowy typ sieci krystalicznej, zbliżone wielkości średnic atomowych (różniące się nie 
więcej jak o 10-15%), jednakową wartościowość i są do siebie podobne pod względem 
charakteru elektrochemicznego. Z warunków tych, zwanych warunkami Hume-Rothery'ego 
wynika jednak, że pierwiastki stopowe tworzące z metalem podstawowym roztwory stałe 
nieograniczone na własności tych roztworów wywierają wpływ raczej nieznaczny. 

Oczywiście nie wszystkie pierwiastki spełniające powyższe warunki tworzą roztwory stałe 

nieograniczone, ale strukturę taką wykazuje wiele rzeczywistych stopów podwójnych, m.in. 
stopy: złoto-srebro, złoto-platyna, miedź-nikiel, miedź-platyna, kadm-magnez, tytan-molibden, 
wolfram-molibden, żelazo-chrom. 

Istotny wpływ na własności roztworu stałego wywierają pierwiastki różniące się rodzajem 

przestrzennej sieci krystalicznej i średnicą atomową od metalu podstawowego. Jak już 
wspomniano, takie pierwiastki mogą tworzyć jedynie roztwory ograniczone, wobec czego w 
zależności od składu chemicznego stop może być jednofazowy (jeśli zawartość w nim składnika 
stopowego nie przekracza granicznej rozpuszczalności w temperaturze otoczenia) lub 
dwufazowy, złożony z mieszaniny kryształów roztworu stałego granicznego składnika B w A i 
kryształów roztworu stałego granicznego składnika A w B. W tym drugim przypadku własności 
stopu zależą nie tylko o własności roztworów stałych tworzących mieszaninę oraz wielkości i 
kształtu ziarn ale także od wzajemnego usytuowania kryształów obu roztworów. 

Wśród stopów podwójnych układy z ograniczoną rozpuszczalnością wykazują m.in. stopy: 

miedź-srebro, aluminium-krzem, aluminium-cynk, kadm-bizmut, cynk-ołów, ołów-kadm, cynk-
kadm. 

Zmianę własności mechanicznych żelaza 

α pod wpływem pierwiastków stopowych 

tworzących z nim roztwory ograniczone lub nieograniczone pokazano na rys. 3.1. Ja widać, 
mangan i krzem wyraźnie podwyższają wytrzymałość żelaza, powoduje jednocześnie znaczny 
spadek plastyczności, natomiast nikiel, chrom, wolfram, czy molibden na własności 
mechaniczne żelaza oddziałują w niewielkim stopniu 

 

Rys. 3.1. Wpływ niektórych pierwiastków stopowych na własności mechaniczne żelaza 

α: 

a) na wytrzymałość na rozciąganie, b) na przewężenie 

 

Własności wytrzymałościowe miedzi najbardziej podwyższa krzem, w mniejszym stopniu 

cyna, natomiast cynk prawie na nie ma wpływu (rys. 3.2).  

W przypadku tytanu wytrzymałość na rozciąganie silnie podwyższają żelazo, mangan, chrom, 

molibden i wanad (rys. 3.3). 
Fazy międzymetaliczne. W omówionych powyżej typach stopów jako oddzielne występowały 
bądź czyste metale, bądź roztwory stałe nieograniczone lub ograniczone. Składniki stopu w 
stanie stałym mogą jednak tworzyć też tzw. fazę międzymetaliczną, charakteryzującą się 
odmienną siecią krystaliczną niż sieci krystaliczne jej składników. 

 37 

JW 

 

 

 

 

Rys. 3.2. Wpływ niektórych pierwiastków stopowych na własności mechaniczne miedzi 

 

Z reguły sieć krystaliczna fazy międzymetalicznej jest bardzo skomplikowana, co powoduje 

jej dużą twardość i kruchość. 
Ogólnie fazę międzymetaliczną określa się symbolem A

n

B

m

, co oznacza, że składa się ona z n 

atomów składnika A i m atomów składnika B. W rzeczywistości tylko niektóre fazy 
międzymetaliczne mają stały stosunek składników, większość ich istnieje w szerszym zakresie 
stężeń, tzn. występuje również przy nadmiarze jednego ze składników. Takie fazy 
międzymetaliczne nazywa się często wtórnymi roztworami stałymi. Mają one sieć krystaliczną 
fazy międzymetalicznej 

Rys. 3.3. Wpływ niektórych pierwiastków stopowych na wytrzymałość tytanu 

 

Wtórne roztwory stałe, podobnie jak omówione już roztwory stałe, zależnie od pozycji jaką 

zajmują atomy składnika będącego w nadmiarze, dzielą się na międzywęzłowe i różnowęzłowe. 
Oprócz tego w niektórych przypadkach mogą istnieć charakterystyczne tylko dla faz 
międzymetalicznych tzw. roztwory state pustawęzłowe. Powstają one wtedy, gdy pewne węzły 
sieci krystalicznej nie są obsadzone przez atomy jednego ze składników. Wywołuje to nadmiar 
atomów drugiego składnika w stosunku do teoretycznego składu chemicznego fazy 
międzymetalicznej. 

Fazy międzymetaliczne klasyfikuje się na podstawie ich struktury sieciowej, z 

uwzględnieniem stężenia elektronowego, wielkości promieni atomowych lub jonowych (czyli 
czynnika wielkości), lub struktury elektronowej atomów pierwiastków składowych (czyli 
czynnika elektrochemicznego). 

Fazy elektronowe. Do tej grupy zalicza się fazy międzymetaliczne tworzące się przy 

określonych wartościach stężenia elektronowego, tzn. stosunku liczby elektronów walencyjnych 

 38 

JW 

do liczby atomów w jednej komórce strukturalnej. Często nazywa się je również fazami Hume-
Rothery'ego od nazwiska ich odkrywcy. Fazy elektronowe występują w stopach, w których 
jednym ze składników jest pierwiastek z szeregu Cu, Ag, Au, Mn, Fe, Co, Ni, Rh, Pd, Pt, drugim 
- pierwiastek z szeregu Be, Mg, Zn, Cd, Hg, Al, Ga, In, Si, Ge, Sn, Sb. Stwierdzono, że istnieją 
trzy rodzaje faz elektronowych, oznaczane literami 

β,  γ i ε, charakteryzujące się stężeniami 

elektronowymi odpowiednio 3/2, 21/13 i 7/4 (oznaczenia pochodzą od faz międzymetalicznych 
występujących w stopach Cu-Zn). Fazy 

β (np. CuZn, Cu

3

Al, FeAl, NiAl, CoZn

3

, AgZn) 

krystalizują  bądź w sieci regularnej przestrzennie centrycznej A2, bądź w sieci regularnej 
złożonej o 20 atomach, bądź w sieci heksagonalnej zwartej A3. Fazy 

γ (np. Cu

5

Zn

8

, Cu

31

Sn

8

, 

Fe

5

Zn

21

, Co

5

Zn

21

, Cu

9

Al

4

, Ag

5

Zn

8

) krystalizują w sieci regularnej złożonej o 52 atomach, a fazy 

ε (np. CuZn

3,

 Cu

3

Sn, Ag

5

Al

3, 

 AgZn

3

) – w sieci heksagonalnej.zwartej A3.  

Przy obliczaniu stężeń elektronowych przyjmuje się dla poszczególnych pierwiastków 

następujące liczby elektronów walencyjnych: 

Cu, Ag, Au  

 

      l  

Be, Mg, Zn, Cd, H  

      2  

Al, Ga, In   

 

      3  

Si, Ge,Sn                                 4  
Sb   

 

 

      5  

Mn, Fe, Co, Ni, Rh, Pd, Pt, . . 0 

Jak widać, przy obliczaniu stężenia elektronowego pierwiastkom przejściowym przypisuje się 

zerową wartościowość, tzn. zakłada się, że pierwiastki te nie wnoszą udziału elektronów do 
ogólnego stężenia elektronowego fazy. 

Fazy elektronowe istnieją w dość szerokich zakresach stężeń składników, co jest związane z 

ich typowym wiązaniem metalicznym. 

Fazy Lavesa. Tej grupie faz międzymetalicznych przypisuje się wzór stechiometryczny  AB

2

, 

ale głównym czynnikiem wpływającym na ich powstanie jest stosunek promieni atomów 
składników, tzn. r

A

./r

B

. Stosunek ten teoretycznie wynosi 1,225, w rzeczywistości fazy Lavesa 

powstają w zakresie  stosunków  r

A

./r

B

 = 1,05 

÷ 1,68. Warunek geometryczny powoduje, że fazy 

Lavesa istnieją w wąskim przedziale stężeń składników. 

Ogólnie dzielą się na trzy rodzaje, których typowymi przedstawicielami są  MgCu

2

, MgZn

2

 i 

MgNi

2

. Pierwszy rodzaj krystalizuje w sieci regularnej o 24 atomach, pozostałe - w sieci 

heksagonalnej o różnym stopniu skomplikowania. W stopach żelaza fazami Lavesa są m.in. 
ZrFe

2

, TiFe

2

, WFe

2

 i NbFe

2

. Fazy Lavesa cechuje duża twardość i własności typowe dla stanu 

metalicznego. 

Fazy międzywęzłowe i fazy o strukturach złożonych. Podobnie jak fazy Lavesa, fazy 

międzywęzłowe są fazami czynnika wielkości. Są to fazy krystalizujące w sieci Al, A3 i A2 
(rzadziej) oraz w sieci heksagonalnej prostej, przy czym węzły sieci są obsadzone atomami 
jednego z metali przejściowych (Fe, Cr, Co, Ni, W, i, V, Ta, Nb, Ti), a przestrzenie 
międzywęzłowe zajęte są przez atomy jednego z czterech pierwiastków niemetalicznych o 
najmniejszych promieniach atomowych (H, C, N, B). 

Fazy międzywęzłowe mogą powstawać, jeśli stosunek promieni atomowych pierwiastka 

niemetalicznego do metalu nie przekracza 0,59. Można przypisać im wzory stechiometryczne 
Me

4

X, Me

2

X, MeX i MeX

2

, gdzie Me jest symbolem metalu, a X - niemetalu. Fazami 

międzywęzłowymi są zatem wodorki, azotki oraz niektóre węgliki i borki metali przejściowych. 
W stopach technicznych najważniejszymi są azotki (Nb

2

N, TaN, TiN, WN, VN, Fe

4

N, Fe

2

N, 

Ni

2

N, Mn

4

N i in.) i węgliki (m.in. Nb

4

C, Nb

2

C, NbC, Ta

2

C, TiC, W

2

C, WC, Mo

2

C, V

2

C). 

Fazy międzywęzłowe występują w dość szerokim zakresie stężeń. Wykazują  własności 

metaliczne, są twarde i kruche, przewodzą prąd elektryczny, mają wysoką temperaturę topnienia 
i dość dobrą odporność chemiczną. Izomorficzne węgliki i azotki w stanie stałym wzajemnie się 
rozpuszczają. 

Fazy o strukturach złożonych powstają, jeśli stosunek promieni atomowych pierwiastka 

niemetalicznego do metalu przekracza 0,59. Takimi fazami są węgliki żelaza, chromu, niklu, 
manganu i kobaltu, węgliki podwójne żelaza i manganu, żelaza i wolframu oraz żelaza i 

 39 

JW 

molibdenu, a także większość borków. Fazy o strukturze złożonej cechuje duża liczba atomów 
przypadających na jedną komórkę strukturalną. 

Węgliki o złożonej strukturze mają również własności metaliczne, ale występują przy 

praktycznie stałym stosunku ilościowym składników, określonym wzorem stechiometrycznym. 
W porównaniu do węglików międzywęzłowych mają niższą temperaturę topnienia, mniejszą 
twardość i odporność chemiczną, łatwiej przechodzą do roztworu stałego podczas ogrzewania 
stali. 

W stopach żelaza największe znaczenie ma węglik żelaza Fe

3

C zwany cementytem, o 

stosunku promieni atomowych węgla do żelaza wynoszącym 0,63. Może on tworzyć roztwory 
stałe różnowęzłowe, w których część atomów żelaza jest zastępowana atomami manganu, 
chromu, molibdenu, czy wolframu (cementyt stopowy), a część atomów węgla - atomami azotu 
(tzw. węglo-azotki). Krystalizuje w złożonej sieci należącej do układu rombowego, podobnie jak 
Mn

3

C i Co

3

C. 

Węgliki Cr

23

C

6

 i Mn

23

C

6

 krystalizują w bardzo złożonej sieci regularnej, której pojedyncza 

komórka zawiera 116 atomów, w tym 24 atomy węgla. Węgliki Cr

7

C

3

 i Mn

7

C

3

 krystalizują w 

złożonej sieci heksagonalnej, której komórka zawiera 80 atomów (w tym również 24 atomy 
węgla). W stalach wysokostopowych oba rodzaje węglików tworzą również roztwory stałe 
różnowęzłowe, przy czym część atomów chromu lub manganu zastępują atomy żelaza, 
molibdenu, wolframu i in., podobnie jak podwójne węgliki żelaza i wolframu (Fe

4

W

2

C i 

Fe

3

W

3

C), krystalizujące w złożonej sieci regularnej (112 atomów, w tym 16 węgla). 

Fazy Sigma. Są to fazy międzymetaliczne krystalizujące w sieci tetragonalnej, której komórka 

zawiera 30 atomów. Tworzą się między niektórymi metalami przejściowymi, takimi jak Cr-Fe, 
V-Fe, Mo-Fe, Cr-Co, V-Co, Mo-Co, Cr-Mn, V-Ni i in. Fazy Sigma są twarde i kruche. 
Największe znaczenie techniczne ma faza Sigma występująca w stopach żelaza z chromem 
(stopy odporne na korozję oraz stopy o dużym oporze elektrycznym), o przybliżonym wzorze 
stechiometrycznym FeCr, wydzielająca się z roztworu stałego w temperaturze 815°C.

 

 

 

 

Rys. 3.4. Schematy  wzajemnego usytuowania faz w stopach dwufazowych: l — kryształy 

granicznego roztwór stałego 

α, 2 — kryształy granicznego roztworu stałego β lub 

fazy międzymetalicznej 

 

Teoretycznie zawiera 47% atom. chromu, praktycznie istnieje przy zawartościach chromu 43-

50% atom., jest więc roztworem stałym wtórnym. Obecność fazy FeCr w stopach jest bardzo 
niekorzystna, gdyż zwiększa ich kruchość i obniża odporność na korozję. 

 40 

JW 

Omówione grupy faz międzymetalicznych są najbardziej typowymi i najliczniej 

występującymi w stopach technicznych. 

W stopach dwu- i wielofazowych, w których tworzą się fazy międzymetaliczne, miękką i 

plastyczną osnowę stanowi zwykle roztwór stały o sieci krystalicznej jednego ze składników, a 
w nim są rozłożone w określony sposób wydzielenia fazy (lub faz) międzymetalicznej. Każda z 
faz ma określone, charakterystyczne własności, natomiast własności stopu są wypadkowe, 
podobnie jak w mieszaninie kryształów czystych metali lub mieszaninie kryształów roztworów 
granicznych. Trzeba Jednak podkreślić, że własności stopu zależą ponadto w bardzo dużym 
stopniu od wzajemnego usytuowania faz. Różne przykłady wzajemnego usytuowania kryształów 
roztworu stałego i fazy międzymetalicznej podano na rys. 3.4. Podobne usytuowanie faz 
występuje również w przypadku struktur będących mieszaniną kryształów roztworów stałych 
granicznych. 
3. 2. Analiza termiczna i reguła faz 

Analizą termiczną nazywa się badania polegające na określeniu temperatury początku i końca 

krzepnięcia (lub topnienia) oraz temperatury przemian zachodzących w stanie stałym podczas 
ochładzania (lub ogrzewania) metali i ich stopów. Badania te mają na celu wykreślenie 
krzywych przebiegu ogrzewania lub chłodzenia, na których wszelkie efekty cieplne występujące 
podczas zmian fazowych uwidaczniają się w postaci przystanków temperaturowych i załamań. te 
z kolei służą do zbudowania tzw. wykresów równowagi układów pierwiastków  przedstawiają-
cych położenie granic faz w funkcji temperatury i składu chemicznego. 

Ogólnie wykresy równowagi obrazują: 

a)  przemiany w stanie ciekłym (zmiany rozpuszczalności), 
b)  zmiany stanu skupienia (krzepnięcie, topnienie),  
c)  przemiany w stanie stałym (zmiany rozpuszczalności, przemiany alotropowe, 

eutektoidalne itp.), 

d) tworzenie się lub rozpad faz międzymetalicznych w stanie ciekłym, w czasie zmiany stanu 

skupienia lub w stanie stałym. 

Wykresy równowagi podają więc w zasadzie tylko budowę fazową stopów, tzn. można z nich 

wnioskować, z jakich faz stop jest zbudowany, w jakim stosunku ilościowym te fazy pozostają i 
jaki jest ich skład chemiczny. Inaczej mówiąc, wykresy równowagi przedstawiają graficznie stan 
stopu. Jeśli zachodzi zmiana jego składu chemicznego, temperatury lub ciśnienia, zmienia się 
również stan stopu, co znajduje odwzorowanie graficzne na wykresie równowagi. 

Wykres równowagi obrazuje stany trwałe stopu, tj. stany, którym w danych warunkach 

odpowiada najmniejszy zasób energii swobodnej układu. Również zmiany stanu stopu 
odwzorowane na wykresie odpowiadają warunkom równowagi, tzn. nie uwzględniają zjawisk 
przegrzania lub przechłodzenia, które w rzeczywistości mają zawsze miejsce (oczywiście w 
różnym stopniu). Dlatego wykres równowagi stopu jest wykresem teoretycznym, a posługiwanie 
się nim jest uwarunkowane rozpatrywaniem przemian przy małych szybkościach nagrzewania 
lub chłodzenia, gdy zjawiska przegrzania lub przechłodzenia występują w minimalnym stopniu i 
praktycznie można je pominąć. 

Ogólne zasady określające współistnienie trwałych faz odpowiadających teoretycznym 

warunkom równowagi wyraża matematycznie tzw. reguła faz, zwana także regułą Gibbsa. 
Podaje ona ilościową zależność między liczbą stopni swobody danego stopu czy metalu, a liczbą 
jego faz i składników. 

Posługując się regułą faz można przewidzieć, w jakich warunkach temperaturowych 

przebiegają przemiany fazowe (w stałej temperaturze, czy w zakresie temperatur) i jakie 
czynniki mogą ulegać pewnym zmianom bez naruszenia stanu równowagi. 

Przy omawianiu reguły faz konieczne jest dokładne zdefiniowanie pojęć: fazy, składnika oraz 

liczby stopni swobody. 

Faza jest to jednorodna część układu oddzielona od innych jego części (faz) powierzchnią 

rozdziału, czyli granicą fazy, po przekroczeniu której własności fizyczne czy też struktura 
zmieniają się w sposób nieciągły. 

 41 

JW 

Składnikami układu nazywa się substancje tworzące dany układ. Dla przykładu czysty metal 

tworzy układ jednoskładnikowy, stop dwóch metali — układ dwuskładnikowy itd. Fazy 
międzymetaliczne uważa się także za składniki, jeśli w rozpatrywanym zakresie temperatury nie 
rozkładają się na pierwiastki składowe. 

Liczba stopni swobody układu jest to liczba zewnętrznych i wewnętrznych czynników 

(temperatura, ciśnienie i skład chemiczny), które można zmieniać bez spowodowania zmiany 
liczby faz w danym układzie. 

Przy założeniu, że w rozpatrywanym układzie wszystkie przemiany zachodzą przy stałym i 

niezmiennym ciśnieniu, reguła faz wyraża się wzorem 

s = m – f + l 

gdzie: s - liczba stopni swobody, 

m - liczba składników, 
f - liczba faz. 

Dla rzeczywistych układów wielofazowych liczba stopni swobody wynosi zwykle 0, l lub 2. 
Gdy S = 0, układ jest niezmienny, czyli nie można zmieniać ani temperatury, ani składu 

chemicznego bez spowodowania zmiany liczby faz w układzie. 

Gdy S = l, układ jest jednozmienny. Oznacza to, że nie zmieniając liczby faz w układzie 

można zmienić (w pewnych granicach) temperaturę bądź skład chemiczny.  

Gdy S = 2, układ jest dwuzmienny. Oznacza to, że nie zmieniając liczby faz w układzie 

można zmienić (w pewnych granicach) temperaturę i skład chemiczny. 

3. 3. Budowa stopów podwójnych 

Jak już wspomniano, przy badaniu struktury stopów bardzo ważne znaczenie ma znajomość 

ich wykresów równowagi fazowej. Jeżeli dwa składniki stopu nie oddziałują na siebie 
chemicznie i nie podlegają żadnym przemianom w stanie stałym, to ich wykresy równowagi 
podają dla dowolnego składu chemicznego stopu temperaturę początku krzepnięcia (linia 
likwidusu) i jego końca (linia solidusu).  

Na rysunku 3.5 przedstawiono wykres równowagi typu I, odpowiadający całkowitej 

wzajemnej rozpuszczalności składników w stanie ciekłym i jej brakowi w stanie stałym. 
Składniki nie tworzą również związków chemicznych. Linia AEB jest linią likwidusu, a linia 
DEC linią solidusu. Na linii AE przy chłodzeniu zaczynają się wydzielać z cieczy kryształy 
metalu A, na linii EB — kryształy metalu B. Na linii DEC z cieczy o składzie E wydzielają się 
jednocześnie bardzo drobne krysztale A i B tworzące mieszaninę, która nazywa się eutektyką 
(po grecku łatwo topliwa) a stop o tym składzie - stopem eutektycznym (stopy o składzie 
odpowiadającym zakresowi DE są stopami podeutektycznymi, pozostałe - nadeutektycznymi). 

Na rysunku podano również schematy struktur stopów podeutektycznych, eutektycznego i 

nadeutektycznych. Jak widać, w pierwszym przypadku na tle eutektyki występują kryształy 
metalu A, w drugim - sama eutektyką, w trzecim - na tle eutektyki kryształy metalu B. 
Oczywiście skrajne odcięte wykresu odpowiadają czystym składnikom A i B. Taki wykres 
równowagi tworzą m.in. stopy bizmut-kadm.  

Trzeba podkreślić, że zawartość eutektyki w stopie zmienia się liniowo, od 0 dla czystych 

składników A i B do 100% dla stopu eutektycznego. 

 Wykres równowagi typu II, odpowiadający całkowitej rozpuszczalności wzajemnej 

składników zarówno w stanie ciekłym, jak i stałym (przy braku faz międzymetalicznych), 
podano na rys. 3.6. 

 
 
 
 
 
 

 42 

JW 

 

 

Rys. 3.5. Wykres równowagi odpowiadający całkowitej rozpuszczalności wzajemnej 

składników w stanie ciekłym i brakowi rozpuszczalności w stanie stałym oraz 
schematy struktur poszczególnych grup stopów 

 

W tym przypadku eutektyka nie występuje, a wszystkie stopy w stanie stałym: mają jednakową 
strukturę złożoną z kryształów roztworu stałego 

α o składzie odpowiadającym składowi stopu. 

 

 

Rys. 3.6. Wykres równowagi odpowiadający całkowitej rozpuszczalności wzajemnej składników 

zarówno w stanie ciekłym, jak i w stanie stałym oraz schemat struktury stopów 

 

Przy rozpuszczalności wzajemnej składników w stanie ciekłym i ograniczonej rozpuszczal-

ności w stanie stałym oraz braku faz międzymetalicznych mogą występować dwie postacie 
wykresów równowagi typu III, a mianowicie z eutektyką (rys. 3.7) i perytektyką (rys. 3.8). 

 W pierwszym przypadku nie występują fazy będące czystymi składnikami, w sąsiedztwie 

linii A i B, odpowiadających czystym składnikom, znajdują się obszary roztworów stałych 
granicznych 

α (składnika B w składniku A) i β (składnika A w składniku B), przy czym 

graniczną rozpuszczalność z lewej strony określa linia DF, z prawej — linia CG.  

 
 

A

B

 43 

JW 

 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 

Rys. 3.7. Wykres równowagi odpowiadający całkowitej rozpuszczalności wzajemnej 

składników w stanie ciekłym i ograniczonej rozpuszczalności w stanie stałym 
(z eutektyką) oraz schematy struktur poszczególnych grup stopów 

 

Między tymi liniami znajdują się stopy leżące poza granicami rozpuszczalności i stanowiące 

mieszaninę dwóch roztworów stałych granicznych 

α + β. Jak widać na wykresie, graniczna 

rozpuszczalność składnika B w składniku A stała, lecz zmienia się wraz z temperaturą (linia 
DF), co prowadzi do wtórnej krystalizacji i wydzielania się z roztworu stałego 

α kryształów β . 

Kryształy te noszą nazwę kryształów wtórnych i dla odróżnienia od pierwotnych kryształów 

β 

oznaczane są zwykle symbolem 

β". Kryształów wtórnych nie zawierają jedynie stopy o stężeniu 

składnika B mniejszym od stężenia odpowiadającego punktowi F. 
 W przeciwieństwie do tego, graniczna rozpuszczalność składnika A w składniku B nie zależy 
od temperatury (linia CG jest linią pionową), toteż wydzielanie się wtórnych kryształów 

α w 

tym przypadku nie zachodzi.  
Wykres równowagi zbliżony do omówionego (graniczna rozpuszczalność obu składników jest 
zmienna) tworzą m.in. stopy srebro-miedź, cyna-ołów, kadm-cynk i aluminium-krzem.  
W drugim przypadku, zamiast przemiany eutektycznej, podczas której ciecz krystalizuje tworząc 
dwie fazy stałe, występuje przemiana polegająca na reagowaniu cieczy z wcześniej 
wydzielonymi kryształami i tworzeniu się nowego rodzaju kryształów. Przemiana ta nosi nazwę 
perytektycznej  

Jak widać na rys. 3.8 na wykresie poniżej linii solidusu ADPB można wyodrębnić trzy obsza-

ry (dla uproszczenia linie granicznych rozpuszczalności są na rysunku pionowe): 

α, α + β i β. 

Stopy o stężeniu składnika B mniejszym od stężenia odpowiadającego punktowi F, po 

skrzepnięciu składają się z jednorodnych ziarn roztworu stałego 

α, które podczas dalszego 

chłodzenia nie podlegają żadnym przemianom. 
Stopy o stężeniu składnika B odpowiadającym stężeniom zawartym między punktem F i 
punktem G zaczynają krzepnąć w temperaturze określonej likwidusem, tak że w temperaturze t

p

 

składają się z kryształów 

α o składzie punktu D i cieczy o składzie punktu C. W tej temperaturze 

następuje przemiana perytektyczna, którą ogólnie można przedstawić: 

ciecz + 

α →β 

 

 44 

JW 

Rys. 3.8. Wykres równowagi odpowiadający całkowitej rozpuszczalności wzajemnej 

składników w stanie ciekłym i ograniczonej rozpuszczalności w stanie stałym 
(z perytektyką) oraz schematy struktur poszczególnych grup stopów 

 

Nowo powstające kryształy 

β mają skład punktu P. Ponieważ stopy zawieraj; nadmiar fazy α 

w stosunku do ilości potrzebnej do utworzenia kryształów 

β, po zakończeniu przemiany składają 

się z kryształów 

β i pozostałych w nadmiarze kryształów α Oczywiście ilość tych ostatnich 

maleje w miarę zbliżania się d punktu P, a stop o składzie tego punktu zawiera wyłącznie 
kryształy 

β . 

Krzepnięcie stopów o stężeniu składnika B większym od stężenia odpowiadającego punktowi 

G różni się od poprzednich tym, że w temperaturze perytektycznej istnieje pewien nadmiar 
cieczy w stosunku do ilości potrzebnej dla utworzenia kryształów 

β o składzie punktu P. Dlatego 

przemiana perytektyczna w tym przypadku kończy się z chwilą wyczerpania kryształów 
roztworu stałego 

α, a pozostała ciecz bezpośrednio krystalizuje jako faza β. 

W praktyce rzadko spotyka się układy o stałej granicznej rozpuszczalności. Przeważnie 

zmienia się ona wraz z temperaturą i wtedy ma miejsce jeszcze wtórna krystalizacja kryształów 
β" z kryształów α, i kryształów α" z kryształów β.  

Układ równowagi z perytektyką tworzą m.in. stopy srebro-platyna.  
Zawartość perytektyki w stopie, podobnie jak eutektyki, zmienia się liniowo, od 0 dla stopów 

o składzie punktów D i C do 100% dla stopu o składzie punktu P. 

Wykres równowagi typu IV (rys. 3.9a) tworzą dwa składniki, które w stanie ciekłym 

rozpuszczają się wzajemnie bez ograniczenia, natomiast w stanie stałym bądź nie rozpuszczają 
się w sobie, bądź tworzą roztwory graniczne, a ponadto tworzą trwałą fazę międzymetaliczną 
A

n

B

m

. Taka faza dzieli wykres na dwie nienależne części tak, że w rzeczywistości występują tu 

jakby dwa odrębne układy równowagi: metalu A i fazy międzymetalicznej oraz fazy 
międzymetalicznej i metalu

 

B, a każdy z tych układów może należeć do jednego z poprzednio 

omówionych typów. 

Niektóre fazy międzymetaliczne mogą rozpuszczać w stanie stałym składnik A lub B 

względnie oba składniki, tworząc omówione już roztwory stałe wtórne. Wykres równowagi 
odpowiadający temu przypadkowi podano na rys. 3.9b.  
 
 
 
 
 
 
 
 
 

 

 45 

JW 

 

Rys.3.9. Wykres równowagi z fazą międzymetaliczną krystalizującą z fazy ciekłej: 

 a) faza międzymetaliczna o stałym składzie stechiometrycznym, 
 b) faza międzymetaliczna w postaci wtórnego roztworu stałego 

γ 

 

Istnieją układy dwuskładnikowe, w których występują dwie (lub więcej) faz; 

międzymetaliczne. Jeśli wszystkie te fazy tworzą się bezpośrednio z fazy ciekłej dzielą one 
wykres na trzy, cztery lub więcej części, z których każda może być rozpatrywana samodzielnie 
(rys. 3.10). 

 

Rys. 3.10. Wykres równowagi z dwoma fazami międzymetalicznymi krystalizującymi  

z fazy ciekłej  

 

Jeśli faza międzymetaliczna krystalizuje poniżej temperatury początku krzepnięcia stopu, to 

powstaje ona zwykle w wyniku reakcji perytektycznej. Wykres równowagi typu V 
odpowiadający temu przypadkowi, może mieć różną postać w zależności od wzajemnego 

 46 

JW 

oddziaływania składników stopu. Na rys. 3.ll a pokazano wykres równowagi dwóch składników 
nie rozpuszczających się wzajemnie w stanie stałym, a na rys. 3.1I b - wykres równowagi dwóch 
składników tworzących roztwory graniczne. 

W pierwszym przypadku faza międzymetaliczna powstaje w wyniku reakcji perytektycznej 

zgodnie ze wzorem 

L

D

+B 

→A

n

B

m

, 

gdzie: L

D

 - ciecz o składzie punktu D. 

 W drugim przypadku reakcja perytektyczna zachodzi wg wzoru 

L

D

 

+

 

β

F

 

→

 

A

n

B

m

 

gdzie:  L

D

 - ciecz o składzie punktu D, 

β

F

 — roztwór stały A w B o składzie punktu F 

Rys. 3.11. Wykresy równowagi z fazą międzymetaliczną powstającą w wyniku reakcji 

perytektycznej: a) przy braku wzajemnej rozpuszczalności składników w stanie 
stałym, b) przy ograniczonej rozpuszczalności składników w stanie stałym 

 

Podobnie jak w przypadku wykresów równowagi typu IV, również na wykresach równowagi 

typu V faza międzymetaliczna może występować w postaci roztworu wtórnego 

γ (rys. 3.12). 

Rys. 3.12. Wykres równowagi z fazą międzymetaliczną w postaci wtórnego roztworu 

stałego 

γ, powstającą w wyniku reakcji perytektycznej 

 

 Omówione 

dotychczas 

podstawowe wykresy równowagi dotyczyły układów 

dwuskładnikowych, w których nie występowały żadne przemiany w stanie stałym. W 
rzeczywistych układach przemiany takie występują jednak dość często i są związane z 
tworzeniem się fazy międzymetalicznej z innej fazy stałej, bądź z przemianami alotropowymi 
jednego lub obu składników stopu. 

 47 

JW 

  Wykres równowagi z fazą międzymetaliczną tworzącą się w stanie stałym przedstawiono na 
rys. 3.13. Ja widać, dla pewnego zakresu składów (od x

1

 do x

2

) przy obniżaniu temperatury 

zachodzi przemiana roztworu stałego 

α w fazę międzymetaliczną σ, będącą roztworem stałym 

wtórnym obu składników A i B w fazie międzymetalicznej A

n

B

m

. W stopie o składzie A

n

B

m

 

przemiana ta zachodzi w stałej temperaturze t

1

, w pozostałych stopach podlegających przemianie 

— w pewnym zakresie temperatury 

Rys.3.13. Wykres równowagi z fazą międzymetaliczną krystalizującą z fazy stałej 

 

Oprócz krystalizacji pierwotnej związanej z krzepnięciem stopu i krystalizacji; wtórnej 

związanej bądź ze zmianą rozpuszczalności składników w funkcji temperatury, bądź z 
tworzeniem się w stanie stałym fazy międzymetalicznej w niektórych stopach występuje 
przekrystalizowanie w stanie stałym, związane z przemianą alotropową przynajmniej jednego ze 
składników tworzących stop. Warto przypomnieć, że przemianom alotropowym podlegają m.in. 
żelazo, kobalt, mangan, tytan, cyrkon, cyna i inne. 

Postać wykresu równowagi zależy w tym przypadku od rodzaju wzajemnego oddziaływania 

między poszczególnymi odmianami alotropowymi składników. Najbardziej typowe odmiany 
wykresów równowagi z przemianami alotropowymi zostaną omówione poniżej. 

l. Przyjmując, że składnik A ma dwie odmiany alotropowe A

α

 i A

β

, a składnik B odmian 

alotropowych nie ma oraz że odmiana A

α

 (istniejąca w niższych temperaturach) i składnik B są 

izomorficzne, czyli mogą tworzyć roztwór stały ciągły, otrzymuje się wykres równowagi 
przedstawiony na rys. 3.14. Jak widać, wszystkie stopy niezależnie od ich składu chemicznego w 
temperaturze otoczenia mają budowę jednofazową 

α. Różnią się jedynie sposobem powstania tej 

fazy, a mianowicie: stopy o składzie od A do x

1

 krzepną jako stopy 

β, a faza α powstaje w 

wynika przemiany alotropowej w stanie stałym; w stopach o składzie od x

1

 do x

2

 faza 

α 

powstaje w wyniku reakcji perytektycznej; w stopach o składzie od x

2

, do B faza 

α powstaje 

bezpośrednio z fazy ciekłej. 

2. Przyjmując, że składnik A ma dwie odmiany alotropowe A

α

 i A

β

, a składnik B odmian 

alotropowych nie ma oraz że odmiana A

β

 i składnik B są izomorficzne. otrzymuje się wykres 

przedstawiony na rys. 3.15. W tym przypadku wszystkie stopy bezpośrednio po skrzepnięciu 
składają się z roztworu stałego 

β. Strukturę tę zachowują do temperatury otoczenia jednak tylko 

stopy o składzie od x

2

 do B. Pozostałe stopy podlegają całkowicie (o składzie od A do x

1

,) lub 

częściowo o składzie od x

1

 do x

2

) przemianie alotropowej 

β w . Dzięki temu w temperaturze 

otoczenia, w zależności od składu chemicznego, można uzyskać jednofazowe: stopy 

α, 

dwufazowe stopy 

α + β bądź jednofazowe stopy β. 

3. Przyjmując, że składnik A ma dwie odmiany alotropowe A

α

 i A

β

, a składnik B dwie 

odmiany alotropowe B

α

 i B

β

 oraz że odmiany A

α

 i B

α

 oraz odmiany A

β

 i B

β

. są izomorficzne, 

otrzymuje się wykres równowagi przedstawiony na rys. 3.16. Jak widać, wszystkie stopy po 
skrzepnięciu mają strukturę B, wszystkie też podlegają w niższych temperaturach przemianie 
alotropowej 

β w α. 

 48 

JW 

             

 

Rys. 3.14. Wykres równowagi z przemianą          Rys. 3.15. Wykres równowagi z przemianą 
alotrotropową składnika A (odmiana A

α

 i   

alotropową składnika A (odmiana A

β

 i 

składnik B są 

izomorficzne) 

 

   składnik B są  są izomorficzne  

 

4. Przyjmując, że składnik A ma dwie odmiany alotropowe A

α

 i A

β

, a składnik B dwie 

odmiany alotropowe B

α

 i B

β 

oraz że odmiany A

α

 i B

β 

są izomorficzne, a odmiany A

α

 i tworzą 

roztwory stałe graniczne, otrzymuje się wykres równowagi przedstawiony na rys. 3.17. W tym 
przypadku, bezpośrednio po skrzepnięciu wszystkie stopy mają również strukturę 

β, ale w 

temperaturze otoczenia ich struktura, zależnie od składu chemicznego, składa się bądź z 
kryształów roztworu stałe-

α

1

 składnika B

α

 w A

α

, bądź z kryształów roztworu stałego 

α

2

 

składnika A

α

 w B

α

, bądź z dwufazowej mieszaniny tych kryształów. Temperatury początku 

przemiany alotropowej wyznacza linia RES, temperatury końca tej przemiany - linia RMENS. W 
temperaturze wyznaczonej linią MEN zachodzi rozkład roztworu stałego 

β o składzie punktu E 

na dwa roztwory stałe graniczne 

α

1

 i 

α

2

, tworzące mieszaninę zwaną eutektoidem: 

β

E

→α

1

 + 

α

2

 

Reakcja tego rozkładu nazywa się reakcją eutektoidalną, stała temperatura t

E

, w której 

zachodzi - temperaturą eutektoidalną, a stop o składzie e - stopem eutektoidalnym. Wszystkie 
stopy o składzie od A do e nazywają się stopami podeutektoidalnymi, a stopy o składzie od e do 
B  stopami nadeutektoidalnymi 

 

Rys. 3.16. Wykres równowagi z przemianą alotropową obu składników (odmiana A

α

 i B

α 

oraz A

β

 i B

β

 są izomorficzne) 

Z powyższego wynika, że stopy podeutektoidalne o składzie od A do m i nadeutektoidalne o 

składzie od n do B nie podlegają reakcji eutektoidalnej, a roztwory 

α

1

 i 

α

2

 tworzą się 

 49 

JW 

bezpośrednio z fazy 

β w odpowiednim zakresie temperatury. W stopach o składzie od m do e z 

fazy 

β wydzielają się najpierw kryształy faz α

1

, bogatej w składnik A (o składzie określonym 

linią RM), dzięki czemu faza 

β wzbogaca się w składnik B do momentu, gdy osiągnie skład 

punktu E. Wtedy reszta fazy 

β ulega eutektoidalnemu rozkładowi na mieszaninę bardzo 

drobnych kryształów 

α

1

 i 

α

2

. Podobnie w stopach od e do n, z fazy 

β wydzielają się najpierw 

kryształy fazy 

α

2

, bogatej w składnik B (o składzie określonym linią SN) dzięki czemu faza 

β 

ubożeje w składnik B do momentu, gdy osiągnie skład punktu E i ulegnie eutektoidalnemu 
rozkładowi. 

Zawartość eutektoidu w stopie zmienia się liniowo, od 0 dla stopów o składzie m i n do 100% 

dla stopu eutektoidalnego. 
Przedstawiony na rys. 3.17 wykres równowagi dotyczy przypadku stałej rozpuszczalności A

α

 w 

B

α 

 i odwrotnie. W rzeczywistości zwykle rozpuszczalność ta zmienia się z temperaturą i wtedy 

wykres równowagi przybiera postać pokazaną na rys. 3.18.  
 

 

Rys. 3.17. Wykres równowagi z przemianą alotropową obu składników (odmiany A

β

 i B

β

 

są izomorficzne, a odmiany A

α

 i B

α  

tworzą roztwory stałe graniczne o 

niezmiennej rozpuszczalności) 

 

Na wykresie tym podano również schematy struktur stopów podeutektoidalnych, 

eutektoidalnego i nadeutektoidalnych. 

Spotykane w praktyce wykresy równowagi układów dwuskładnikowych rzadko odpowiadają 

omówionym typowym układom prostym, z reguły będąc kombinacją dwóch lub więcej typów 
układów. Skład procentowy stopów na wykresach równowagi wyraża się zwykle w procentach 
wagowych, co w przypadku stopów technicznych jest korzystniejsze. Niekiedy jednak, 
zwłaszcza w badaniach strukturalnych, wygodniej jest przedstawić układ chemiczny stopów w 
procentach atomowych. Zależność między procentami wagowymi a procentami atomowymi 
określają wzory: 

 
 

%

100

2

2

1

1

1

1

1

G

a

G

a

G

a

C

⋅

+

⋅

⋅

⋅

=

 50 

JW 

 
gdzie: C

1

 - zawartość składnika A w % wagowych,  

C

2

 - zawartość składnika B w % wagowych, 

α

1

, - zawartość składnika A w % atomowych,  

α

2

 

-

 

zawartość składnika B w% atomowych,  

G

1

- ciężar atomowy składnika A,  

G

2

 - ciężar atomowy składnika B. 

 

 

Rys. 3.18. Wykres równowagi z przemianą alotropową obu składników (odmiany A

β

 i B

β

 

są izomorficzne, a odmiany A

α

 i B

α

 tworzą roztwory stale graniczne o zmiennej 

rozpuszczalności) oraz schematy struktur poszczególnych grup stopów. 

 
3. 4. Reguła dźwigni 

W procesie krystalizacji zarówno pierwotnej, jak i wtórnej (w stanie stałym zmienia się nie 

tylko skład poszczególnych faz, ale i ilość każdej fazy. W dowolnym punkcie wykresu 
równowagi można w obszarze jednoczesnego występowania) dwóch faz określić ich ilość oraz 
ich skład chemiczny. Wykorzystuje się do tego celu tzw. regułę dźwigni. 

Przykład zastosowania reguły dźwigni podano na rys. 3.19. Jak widać, aby określić skład 

chemiczny współistniejących faz w danej temperaturze t

y

, należy dla tej temperatury 

przeprowadzić linię równoległą do osi składów. Rzuty punktów przecięcia tej linii z krzywymi 
ograniczającymi obszar dwufazowy na oś składów, określają skład faz. Na rysunku przez x 
oznaczono skład stopu, przez  x

1

 — skład fazy stałej 

α, a przez x

2

- skład fazy ciekłej. 

Ilościowy stosunek faz określa się za pomocą wzorów: 
 

 

%

100

2

2

1

1

2

2

2

G

a

G

a

G

a

C

⋅

+

⋅

⋅

⋅

=

bc

ab

r

r

s

c

=

ac

ab

r

r

c

=

ac

bc

r

r

s

=

 51 

JW 

 
gdzie:  r

c

 — ilość fazy ciekłej, 

r

s

 - ilość fazy stałej, 

r = r

c

 + r

s

 — ogólna ilość stopu, 

ab, bc i ac — odcinki wyznaczone przez linię t

y

 oraz likwidus i solidus 

 

 

Rys. 3.19. Przykład zastosowania reguły dźwigni w przypadku układu równowagi o   

nieograniczonej rozpuszczalności w stanie stałym 

 
3. 5. Budowa stopów potrójnych 

Budowa stopów potrójnych jest znacznie bardziej skomplikowana niż stopów podwójnych i 

aby graficznie przedstawić zależność struktury od składu chemicznego i temperatury, trzeba 
operować modelem przestrzennym albo jego rzutami na płaszczyznę podstawy. Podstawę tego 
modelu stanowi trójkąt równoboczny, zwany trójkątem Gibbsa, którego wierzchołki 
przedstawiają czyste składniki układu potrójnego A, B i C, boki odpowiadają składom stopów 
układów podwójnych A-B, B-C i C-A, a punkty wewnątrz trójkąta reprezentują składy stopów 
układu potrójnego A-B-C (rys. 3.20). 
Na osiach prostopadłych do podstawy oznaczona jest temperatura. Aby określić skład 
dowolnego punktu N podstawy, przeprowadza się z niego równoległe do dwóch boków trójkąta 
aż do przecięcia z trzecim; wówczas odcinek CD odpowiada procentowej zawartości składnika 
B, odcinek DF — składnika A i odcinek FB -składnika C. Na rysunku 3.20b punkt N 
przedstawia stop trzyskładnikowy o składzie: 50% A, 25% B i 25% C.  

W układach potrójnych, zamiast linii likwidusu i solidusu, występują powierzchnie likwidusu 

i solidusu, a zamiast poziomej linii eutektycznej — płaszczyzna eutektyczna odpowiadająca 
potrójnej eutektyce, której temperatura topnienia jest niższa od każdej z trzech eutektyk 
dwuskładnikowych. Ponieważ składniki układów potrójnych mogą parami tworzyć rozmaite 
przypadki, ilość możliwych typów układów jest bardzo duża. 
Wynika stąd, że przestrzenne wykresy równowagi układów trzyskładnikowych są niezbyt 
przejrzyste i stąd niewygodne w praktycznym stosowaniu. Dlatego zwykle wykorzystuje się 
różne ich rzuty na płaszczyznę trójkąta Gibbsa. Najczęściej stosowany jest tzw. płaski wykres 
równowagi, powstający przez przecięcie wykresu przestrzennego płaszczyznami izotermicznymi 
(równoległymi do podstawy, odległymi od siebie o stałą liczbę stopni Celsjusza, np. 25 lub 50) i 
zrzutowanie otrzymanych izoterm na powierzchnię likwidusu i solidusu, jak również 
ewentualnych krzywych i punktów eutektycznych, perytektycznych itp., na płaszczyznę trójkąta 
Gibbsa. Dla większej przejrzystości wykresu najczęściej zaznacza się na nim tylko izotermy 
likwidusu. Przykładowy płaski wykres równowagi trzyskładnikowy z zaznaczonymi izotermami 
likwidusu oraz rzutami eutetyki przedstawiono na rys. 3.20c. 
Trzeba jednak podkreślić, że płaskie wykresy trzyskładnikowe podają tylko warunki zmiany 
stanu skupienia, tj. warunki topnienia i krzepnięcia stopów, nie odtwarzając przemian fazowych 
w stanie stałym. Oczywiście, stopy cztero- i więcej składnikowe mają budowę jeszcze bardziej 
złożoną. 

 52 

JW 

 

Rys. 3.20. Wykres równowagi trzech składników: a) przestrzenny, b) na płaszczyźnie z 

kładami wykresów równowagi dwuskładnikowych, c) płaski 

 

3.6. Wpływ struktury na własności stopów 

Jak wynika z omówionych układów równowagi fazowej, struktura stopów może być 

jednofazowa, czyli złożona z ziarn jednego rodzaju, lub może stanowić mieszaninę dwóch lub 
więcej faz (w stopach wieloskładnikowych). 
W przypadku stopów o budowie jednofazowej głównymi czynnikami wpływającymi na ich 
własności są:  

a)  skład chemiczny ziarn,  
b)  wielkość i kształt ziarn,  
c)  budowa granic ziarn, 
d)  rodzaj, ilość, wielkość, kształt i rozmieszczenie zanieczyszczeń.  

W stopach dwu- i wielofazowych oprócz powyższych czynników o własnościach decydują: 
•  skład chemiczny współistniejących faz, 
•  własności tych faz, 

•  udział procentowy poszczególnych faz,  

•  wzajemne usytuowanie faz. 
Rola wymienionych czynników w kształtowaniu poszczególnych własności stopów jest 

różna. Na przykład własności fizyczne, a więc m.in. przewodność elektryczna i cieplna, gęstość, 
ciepło właściwe i rozszerzalność cieplna, zależą przede wszystkim od składu chemicznego faz i 
ich własności oraz udziału procentowego faz w stopie. 

Własności mechaniczne są funkcją nie tylko czynników charakteryzujących strukturę, ale 

również wielkość ziarn i ich kształtu, sposobu rozłożenia faz itd. 

 53 

JW 

Innym czynnikiem istotnie wpływającym na własności mechaniczne stopów jest wielkość 
wydzieleń fazy międzymetalicznej. Im są one drobniejsze i bardziej równomiernie rozłożone, 
tym bardziej stop jest wytrzymały i twardy. Na przykład twardość stali węglowych w miarę 
zmniejszania się grubości płytek cementytu od 2 do 0,5 µm wzrasta od 220 do 350 HB.  
W przypadku sferoidalnych wydzieleń cementytu twardość stali węglowych wzrasta od 190 do 
400 HB, w miarę zmniejszania się ich średnicy od 2 do 0,2 µm. Podobnie wzrasta wytrzymałość 
tych stali, jednocześnie pogarsza się ich plastyczność. 

Własności mechaniczne stopu zależą także od kształtu wydzieleń fazy międzymetalicznej. 

Wiadomo na przykład, że stop zawierający wydzielenia twardej i kruchej fazy międzymetali-
cznej w postaci sferoidów jest mniej wytrzymały i twardy, ale bardziej plastyczny, niż stop, w 
którym ta sama faza występuje w postaci płytek albo siatki na granicach ziarn. 

Istotnym zagadnieniem w przypadku stopów dwu- i wielofazowych jest anizotropia 

własności, wywołana ukierunkowanym rozłożeniem jednej z faz. Na rysunku 3.21 pokazano 
strukturę stali niskowęglowej, w której perlit tworzy wyraźnie pasma ułożone zgodnie z 
kierunkiem przeróbki plastycznej. Wytrzymałość na rozciąganie tej stali jest mniejsza w 
kierunku zgodnym z ułożeniem pasm perlitu, większa w kierunku prostopadłym. Natomiast 
plastyczność zmienia się odwrotnie 

Rys. 3.21. Pasmowa struktura stali niskowęglowej, wywołana przeróbką plastyczną. 

Widoczne jasne ziarna ferrytu i ciemne perlitu (traw. 5% HN03), 100x 

 

W niektórych przypadkach osnowa stopu wielofazowego jest bardziej twarda i wytrzymała od 

fazy tworzącej wydzielenia. Również i wtedy wytrzymałość stopu jest związana z wielkością i 
kształtem tych wydzieleń. Przykładem może tu być żeliwo szare, w którym wydzieloną fazę 
stanowi grafit. Im drobniejsze i bardziej zbliżone kształtem do kulistych są wydzielenia grafitu, 
tym bardziej żeliwo jest wytrzymałe, niezależnie od rodzaju struktury osnowy (ferrytycznej, 
ferrytyczno-perlitycznej, czy perlitycznej). Wytrzymałość grafitu w porównaniu z 
wytrzymałością osnowy można przyjąć za zerową, toteż jego wydzielenia zmniejszają ogólną 
wytrzymałość stopu, gdyż zmniejszają czynny przekrój. Ponadto działają jako koncentratory 
naprężeń, tym groźniejsze, im bardziej różnią się kształtem od kuli. 

Poważny wpływ na własności mechaniczne metali i stopów wywierają także wszelkie defekty 

materiałowe, jak pory gazowe, zażużlenia, wtrącenia niemetaliczne, mikropęknięcia itd. 
Stanowią one nieciągłości materiału zmniejszające czynny przekrój elementów konstrukcyjnych, 
osłabiając ogólną wytrzymałość, a w wielu przypadkach stanowiące bardzo groźne 
koncentratory naprężeń mogące doprowadzić do przedwczesnego zniszczenia części maszyn 
przy obciążeniach nie przekraczających dopuszczalnych. 

W metalach i stopach obok różnych składników i zanieczyszczeń występują również gazy. 

Nawet metale o wysokiej czystości zawierają niewielkie ilości azotu, tlenu i wodoru, a w wielu 
przypadkach nawet te niewielkie ilości istotnie wpływają na niektóre własności fizyczne i 
mechaniczne metalu. Na przykład, już 0,015% tlenu wyraźnie obniża przewodnictwo 
elektryczne i plastyczność miedzi. 

Gazy dostają się do metalu zarówno podczas metalurgicznych procesów jego wytwarzania, 

obróbki cieplnej w atmosferach utleniających, obróbki chemicznej i elektrochemicznej czy 
spawania, jak i podczas eksploatacji w środowiskach agresywnych, zwłaszcza przy 
podwyższonych ciśnieniach i temperaturach. Mogą one tworzyć roztwory stałe i związki 

 

 54 

JW 

chemiczne, mogą też wypełniać pęcherze, pory lub inne wewnętrzne wady materiałowe. W stali 
w temperaturze otoczenia tlen i azot rozpuszczają się w niewielkim stopniu, tworzą natomiast 
liczne tlenki i azotki. Wodór w stali również rozpuszcza się w niewielkim stopniu, a jego 
nadmiar powoduje powstawanie pęcherzy. 

Gazy rozpuszczone w metalu przeważnie podwyższają jego wytrzymałość, a obniżają 

plastyczność. Dla przykładu, atomy azotu rozpuszczonego w żelazie zwykle grupują się wokół 
dyslokacji, tworząc tzw. atmosfery Cottrella. Atmosfery te unieruchamiają dyslokacje, 
zwiększając tym samym wytrzymałość metalu. 

Tlenki i azotki stanową tzw. wtrącenia niemetaliczne. Nazwa ta określa znajdujące się w 

każdej stali produkty reakcji fizykochemicznych, zachodzących podczas jej wytapiania (oprócz 
tlenków i azotków należą tu siarczki i krzemiany) oraz wtrącenia materiałów ogniotrwałych 
używanych do wyłożenia pieców stalowniczych, kadzi itp. Ilość, wielkość, skład chemiczny i 
fazowy oraz rozłożenie wtrąceń niemetalicznych wpływają na wiele własności użytkowych stali, 
a zależą m.in. od metody wytopu, rodzaju i ilości użytych odtleniaczy, temperatury procesu 
stalowniczego, zawartości siarki i fosforu w stali itd. 
 

 

a) 

 

 

 

 

b) 

Rys. 3.22. Złożone wtrącenia niemetaliczne w stali: a) siarczkowo-tlenkowe, b) siarczko-  

wo-tlenkowe z wrostkami azotków, c) krzemianowe (nietrawione). Powiększ. 500x  

 

Wtrącenia niemetaliczne bardzo rzadko są prostymi związkami chemicznymi. Najczęściej 

stanowią złożone związki lub mieszaniny związków prostych (rys. 3.22). Szczególnie szkodliwe 
są wtrącenia twarde i kruche, będące złożonymi spinelami lub zawierające dużo tlenku krzemu. 
Te ostatnie często mają kształt zbliżony do kuli (rys. 3.23). Szkodliwość wtrąceń 
niemetalicznych wzrasta ponadto przy ich nierównomiernym rozmieszczeniu w metalu i jest tym 
większa, im są one większe (rys. 3.24) 

Również wodór obecny w stali jest składnikiem zdecydowanie szkodliwym. Jak wspomniano, 

tylko niewielkie ilości wodoru rozpuszczają się w żelazie międzywęzłowe, reszta gromadzi się w 
postaci gazowej na wszelkiego rodzaju defektach strukturalnych, takich jak granice ziarn, 
granice faz, dyslokacje czy skupienia wakansów, wywołując porowatość, powstawanie i rozwój 
pęcherzy i pęknięć, rozwarstwianie metalu, pojawianie się lokalnych odkształceń sieci 
krystalicznej oraz stref metalu o zmienionym składzie chemicznym, powstawanie płatków 
śnieżnych itd. Wszystkie te wady materiałowe mogą powstawać zarówno w procesie 
wytwarzania stali i jej przetwórstwa, jak i w czasie jej eksploatacji w środowiskach 
agresywnych, zwłaszcza przy podwyższonych ciśnieniach i temperaturach. Prowadzą one do 
gwałtownego spadku własności plastycznych stali, co ogólnie określa się terminem kruchości 
wodorowej. 

Jak widać z powyższego, krótkiego zresztą przeglądu, liczba czynników strukturalnych 

kształtujących rzeczywiste własności metali i stopów jest olbrzymia. Poznanie tych czynników i 
umiejętne nimi kierowanie jest podstawowym warunkiem uzyskiwania optymalnych dla danego 
zastosowania własności materiałów. 

 55 

JW 

 

Rys. 3.23. Globularne wtrącenia złożone (zawierające głównie tlenek krzemu): a) 

widoczne na zgładzić metalograficznym, b), c) i d) ujawnione na przełomie 
stalowej próbki udarnościowej (SEM - nietrawione. Powiększ. 500x 

 

 

Rys. 3.24. Wtrącenia niemetaliczne różnej wielkości i o różnym rozłożeniu: a) bardzo 

drobne tlenki i siarczki rozłożone mniej więcej równomiernie, b) różnej 
wielkości tlenki i siarczki rozłożone nierównomiernie, c) pojedyncze duże 
wtrącenia siarczkowe wydłużone w czasie przeróbki plastycznej oraz nieliczne 
drobne wtrącenia niemetaliczne rozłożone równomiernie, nie trawione). 
Powiększ. 200 

 56 

JW 

 

4. STOPY ŻELAZA Z WĘGLEM 

4.1. Charakterystyka żelaza 

Żelazo jest pierwiastkiem metalicznym o temperaturze topnienia 1534°C i temperaturze 

wrzenia 3070°C. W przyrodzie występuje głównie w postaci tlenków, węglanów, 
wodorotlenków i siarczków, jako magnetyt (Fe

3

O

4

), hematyt (Fe

2

O

3

), syderyt (FeCO

3

,), limonit 

(2Fe

2

O

3

⋅3H

2

O) i piryt (FeS

2

). 

Z rud tlenkowych w redukcyjnym procesie hutniczym w wielkim piecu otrzymuje się tzw. 

surówkę, będącą stopem żelaza z węglem, krzemem, manganem, siarką, fosforem, tlenem, 
azotem i in. (łącznie do 10%). Surówka podlega dalszej przeróbce w plecach stalowniczych, 
podczas której utlenia się znaczna część domieszek, tak że w większości przypadków łączna ich 
ilość (nie licząc węgla) nie przekracza 1%. Otrzymany produkt nazywa się stalą węglową. 

Żelazo występuje w dwóch odmianach alotropowych: 

α i γ.  

Żelazo 

α, termodynamicznie trwale od niskich temperatur do temperatury 910°C oraz od 

temperatury 1390 do 1534°C, ma strukturę krystaliczną o sieci regularnej przestrzennie 
centrowanej. Warto wspomnieć, że wysokotemperaturową odmianę żelaza 

α często nazywa się 

żelazem 

δ. 

Żelazo 

γ, termodynamicznie trwałe w temperaturach 910 do 1390°C, ma strukturę krystaliczną 

o sieci regularnej ściennie centrowanej. 

Gęstość żelaza 

α w temperaturze 20°C wynosi 7,86 g/cm

3

, gęstość żelaza 

γ w temperaturze 

916°C - 8,05 g/cm

3

. 

Przemiany zachodzące w czystym żelazie podczas jego studzenia lub ogrzewania najlepiej 

omówić posługując się krzywą studzenia. Jak widać na rys. 4.1, poza przystankiem w 
temperaturze 1534°C, związanym z krzepnięciem żelaza, na krzywej występują jeszcze trzy 
przystanki temperatury.  Pierwszy  z nich  w temperaturze 1390°C odpowiada przemianie 
alotropowej żelaza 

α w żelazo γ. Drugi przystanek ma miejsce w temperaturze 910°C i 

odpowiada przemianie alotropowej żelaza 

γ w żelazo α. Trzeci wreszcie, znacznie krótszy 

przystanek w temperaturze 768°C (punkt Curie) związany jest z przemianą magnetyczną żelaza 
α (poniżej tej temperatury żelazo jest ferromagnetyczne, powyżej — paramagnetyczne). 

 

 

Rys. 4.1. Krzywa studzenia żelaza 

 

Przemiany alotropowe są związane z przebudową struktury krystalicznej, co powoduje zmianę 

własności fizycznych, chemicznych i mechanicznych. W efekcie powstają inne odmiany tego 
samego żelaza, noszące nazwę odmian alotropowych. W przeciwieństwie do tego, przy 
przemianie magnetycznej zmieniają się jedynie niektóre własności elektryczne, magnetyczne i 
cieplne, tak że jest ona szczególnym rodzajem przemiany, zupełnie różnym od alotropowej. 
 

 57 

JW 

4.2. Układ równowagi żelazo-cementyt 

Stopy żelaza z węglem należą do najbardziej rozpowszechnionych stopów w technice. Można 

je traktować pod wieloma względami jako stopy dwuskładnikowe, mimo że zawierają one 
jeszcze zawsze niewielkie ilości manganu, krzemu. siarki, fosforu i innych pierwiastków 
pochodzących z procesu metalurgicznego. W związku z tym struktury tych stopów w stanie 
zbliżonym do równowagi (a więc w stanie wyżarzonym zupełnie) można rozpatrywać 
korzystając z wykresu równowagi fazowej dwuskładnikowego układu żelazo-węgiel. 

Istnieją dwa rodzaje układu żelazo-węgiel: układ stabilny i układ metastabilny (rys. 4.2). 

Pierwszy z nich przedstawia równowagę układu żelazo-grafit, drugi — równowagę układu 

żelazo-cementyt (węglik żelaza Fe

3

C). Ze względów praktycznych układ metastabilny (z 

cementytem) jest rozpatrywany w zakresie zawartości węgla od 0% (czyste żelazo) do 6,6% 

(cementyt). Ten układ ma zastosowanie przy analizowaniu przemian fazowych i struktur stali 

węglowych.

 

 

Rys. 4.2. Wykres równowagi układu żelazo-węgiel; linie ciągłe przedstawiają równowagę 

metastabilną układu żelazo-cementyt, linie przerywane — równowagę stabilnego 
układu żelazo-grafit (wg Hansena,1958) 

Zgodnie z omawianym wykresem, za stale węglowe uważa się wszystkie stopi żelaza z 

węglem zawierające 0,02-2,06% C, przy czym górna granica tego zakresu odpowiada 
maksymalnej rozpuszczalności węgla w żelazie 

γ. Należy wyjaśnić, a stopy zawierające mniej 

niż 0,02% C noszą nazwę żelaza technicznego, a stop o zawartości węgla większej od 2,06 - 
nazwę żeliw. 
Fazy występujące w układzie żelazo-cementyt. Ponieważ żelazo występuje w dwóch 
odmianach alotropowych 

α i γ, a ponadto tworzy z węglem roztwory stałe i fazę 

międzymetaliczną Fe

3

C (cementyt), w układzie równowagi żelazo-cementyt (zależnie od 

temperatury i zawartości węgla) istnieją następujące fazy ferryt, austenit, cementyt i ciekły 
roztwór węgla w żelazie. Na rysunku 4.2 W poszczególnych polach wykresu oznaczono 
następujące fazy (L — roztwór ciekły węgla w żelazie, 

α — ferryt, γ — austenit oraz Fe

3

C). 

Wykres układu równowagi żelazo-cementyt można podzielić na dwa obszary: a) obszar 

 58 

JW 

związany ze zmianą stanu skupienia, ograniczony od góry linią likwidusu ABCD, od dołu - linią 
solidusu AHIJECF, b) obszar przemian w stanie stałym — poniżej linii solidusu. 

Ferryt jest międzywęzłowym roztworem stałym węgla w żelazie 

α. Oznacza się go bądź 

symbolem Fe

α

(C), bądź krótko 

α. Graniczna zawartość węgla w ferrycie w stanie równowagi 

wynosi w temperaturze 20°C zaledwie 0,008% i wzrasta w temperaturze 723°C do 0,02% (punkt 
P na wykresie). Natomiast ferryt wysokotemperaturowy może zawierać w temperaturze 1493°C 
do 0,1% C. 

Własności fizyczne i mechaniczne ferrytu są zbliżone do własności żelaza 

α. Na przykład, 

twardość ferrytu wynosi ok. 80 HB, R

m

 - ok. 300 MPa, A

10

 - ok. 40%, KCU2 - ok. 180 J/cm

2

. 

Podobnie jak żelazo 

α, ferryt jest ferromagnetyczny do temperatury 768°C. 

Austenit jest międzywęzłowym roztworem węgla w żelazie 

γ i oznaczony jest bądź symbolem 

Fe

γ

(C), bądź literą 

γ. Graniczna zawartość węgla w austenicie w temperaturze 1147°C wynosi 

2,06% (punkt E na wykresie). W stopach żelaza z węglem w stanie równowagi austenit 
występuje jedynie w temperaturach wyższych od 723°C. Natomiast w niektórych stalach 
stopowych, zawierających np. nikiel lub mangan, austenit w stanie równowagi istnieje również 
w temperaturach niższych. 

Podobnie jak żelazo 

γ, austenit jest paramagnetyczny. Odznacza się przy tym dużą 

plastycznością, zwłaszcza przy niższej zawartości węgla. Również gęstość austenitu zależy od 
zawartości węgla (średnio wynosi ona 8,1 g/cm3). 

Cementyt, czyli węglik żelaza jest fazą międzymetaliczną o złożonej strukturze, krystalizującą 

w układzie rombowym. Stosunek liczby atomów żelaza do atomów węgla wynosi 3:1 (Fe

3

C), co 

odpowiada wagowej zawartości węgla 6,67%. W temperaturze do 210°C cementyt jest 
ferromagnetyczny, powyżej tej temperatury — paramagnetyczny. Gęstość cementytu wynosi 6,9 
g/cm3. Jest on fazą bardzo twardą (HB ok. 800) i bardzo kruchą. 

Cementyt może tworzyć roztwory stałe różnowęzłowe, przy czym na miejsce atomów węgla 

mogą wchodzić do jego sieci atomy azotu, zaś na miejsce atomów żelaza — atomy takich metali, 
jak mangan, chrom, wolfram itd. Tak utworzone roztwory stale na osnowie sieci cementytu 
noszą nazwę cementytu stopowego. 

Warto podkreślić, że zgodnie z układem równowagi żelazo-cementyt, w temperaturze 

otoczenia stopy żelaza z węglem do zawartości 0,008% C są jednofazowe (ferryt), natomiast 
wszystkie stopy o zawartości węgla od 0,008 do 6,67% składają się z dwóch faz: ferrytu i 
cementytu. 

Pomijając omówione już przemiany zachodzące w czystym żelazie oraz przemiany w czystym 

cementycie, w układzie żelazo-cementyt można wyróżnić następujące trzy podstawowe 
przemiany, zachodzące w stałych temperaturach: 

przemiana eutektyczna:      L

C

 

→ γ

E

 + Fe

3

C,  

przemiana perytektyczna:   L

B

 + 

α

H

 

→ γ

J

 

przemiana eutektoidalna:    

γ

S

 

→ α

P

 + Fe

3

C. 

Szczególnie duże znaczenie praktyczne ma przemiana eutektoidalna, na której opiera się 
obróbka cieplna stali. 

 

Składniki strukturalne występujące w układzie żelazo-cementyt.  

Składnikami strukturalnymi nazywa się pojedyncze fazy lub charakterystyczne ugrupowania 

kilku faz, tworzące dany stop. Składniki te tworzą strukturę metalograficzną stopu, przy czym 
struktura taka składa się z jednego lub więcej składników strukturalnych. 

Jak więc widać, określenie struktura jest używane zarówno w odniesieniu do struktury 

krystalograficznej, związanej z odpowiednim układem atomów, jak też struktury 
metalograficznej, związanej z odpowiednim układem faz. Obecnie coraz częściej w odniesieniu 
do struktury metalograficznej używa się pojęcia mikrostruktura. Należy również rozróżniać 
określenia: składniki strukturalne i składniki układu. W przypadku układu żelazo-cementyt 
składnikami układu są oczywiście żelazo i cementyt. 

 59 

JW 

Mikrostruktura metalu lub stopu jest przedmiotem badań metalograficznych, które 

przeprowadza się na odpowiednio przygotowanych powierzchniach próbek. Przygotowanie 
polega na wyszlifowaniu i wypolerowaniu (mechanicznym lub elektrolitycznym) wybranych 
powierzchni próbek, (dzięki czemu otrzymuje się tzw. zgład metalograficzny) i następnie 
wytrawieniu tej powierzchni odpowiednio dobranym odczynnikiem, chemicznie lub 
elektrolitycznie. 

Podczas wytrawiania zgładu odczynnik działa zwykle silniej na granice niż na powierzchnię 

ziarn jednej fazy lub różnych faz. Po dłuższym trawieniu poszczególne ziarna danej fazy zostają 
zaatakowane w różnym stopniu, zależnie od ich orientacji krystalograficznej i dlatego 
przybierają różne zabarwienie. 

Na ogół wskutek trawienia na powierzchni zgładu wytwarza się delikatny relief, pozostający 

po wypłukaniu produktów reakcji chemicznych zachodzących podczas trawienia. 

Do trawienia stali węglowych i żeliw najczęściej stosuje się 1-5% roztwór HNO

3

 w alkoholu 

etylowym. Stale o większej zawartości węgla oraz żeliwa można wytrawiać również 4% 
alkoholowym roztworem kwasu pikrynowego. 

Inny rodzaj trawienia, stosowany rzadziej, ma na celu wytworzenie na powierzchni określonej 

fazy nalotu umożliwiającego jej identyfikację. Jako przykład można podać trawienie niektórych 
stali i żeliw we wrzącym alkalicznym roztworze pikrynianu sodu, podczas którego na 
cementycie tworzy się ciemna warstewka, umożliwiająca odróżnienie go od ferrytu. 

Oprócz trawienia chemicznego, niekiedy stosuje się również trawienie elektrolityczne. 

W stopach układu żelazo-cementyt, zależnie od zawartości węgla i od temperatury, mogą 

występować następujące strukturalne składniki jednofazowe: ferryt, austenit i cementyt, oraz 
składniki dwufazowe: perlit i ledeburyt. 
Na rysunku 4.3 podano wykres równowagi układu żelazo-cementyt z oznaczonymi składnikami 
strukturalnymi

. 

Ferryt jako składnik strukturalny stopów technicznych na osnowie żelaza ma zwykle budowę 
komórkową, której granice ziarn ujawnia się poprzez trawienie (rys. 4.4). Dłuższe trawienie 
nadaje poszczególnym ziarnom różne zabarwienie, zależnie od ich orientacji krystalograficznej. 
Czasem ferryt może mieć budowę iglastą (np. w strukturach spoin). 

 
Rys. 4.4. Struktura ferrytyczna (żelazo techniczne o zawartości 0,007 %C). Traw. 5% 

roztworem alkoholowym HNO

3

. Powiększ. 100x  

 

Austenit w stalach węglowych istnieje w stanie równowagi tylko w wysokich temperaturach. 

Może, więc być badany metalograficznie jedynie za pomocą mikroskopu próżniowego, 
wyposażonego w urządzenie do obserwacji na gorąco. Zwyczajną techniką mikroskopową bada 
się austenit tylko w tych stalach stopowych, w których jest on trwały również w temperaturze 
otoczenia. Strukturę austenityczna ujawnia się silnie działającymi odczynnikami, np. roztworem 
FeCl

3

 i HC1 lub trawieniem elektrolitycznym, np. roztworem kwasu szczawiowego. 

Austenit ma również strukturę komórkową, zwykle bardziej regularną niż ferryt 

Charakterystyczne dla struktury austenitu jest dość liczne na ogół występowanie 
rekrystalizacyjnych kryształów bliźniaczych. 

 
 
 

 

 60 

JW 

 

Rys. 4.3. Wykres równowagi układu żelazo-cementyt z oznaczonymi składnikami 

strukturalnymi 

 

Cementyt jako oddzielny składnik strukturalny występuje w stopach układu Fe-Fe

3

C w 

postaci cementytu pierwszorzędowego (pierwotnego), cementytu drugorzędowego (wtórnego) 
bądź cementytu trzeciorzędowego. 

Cementyt pierwszorzędowy krystalizuje w stopach zawierających ponad 4,3% C, na skutek 

zmniejszającej się ze spadkiem temperatury rozpuszczalności węgla w ciekłym żelazie (zgodnie 
z linią CD - rys. 4.3). Występuje on w strukturach wysokowęglowych żeliw białych w postaci 
grubych igieł, widocznych zwykle już pod niewielkim powiększeniem. 

Cementyt wtórny wydziela się z austenitu na skutek zmniejszającej się ze spadkiem 

temperatury rozpuszczalności węgla w żelazie 

γ (zgodnie z linią ES -rys. 4.3). Jako oddzielny 

składnik strukturalny, cementyt wtórny występuje w stalach o zawartości węgla przekraczającej 
0,8% i zwykle ma postać siatki otaczającej poszczególne ziarna. 

Cementyt trzeciorzędowy wydziela się z ferrytu na skutek zmniejszającej się ze spadkiem 

temperatury rozpuszczalności węgla w żelazie 

α (zgodnie z linią PQ -rys. 4.3). Jako oddzielny 

składnik strukturalny może być wyraźnie zaobserwowany w strukturze stali o niewielkiej 
zawartości węgla, zwykle w postaci wydzieleń na granicy ziaren ferrytu. 

Perlit jest eutektoidalną mieszaniną dwóch faz: ferrytu i cementytu, zawierającą 0,8% węgla i 

tworzącą się w temperaturze 723°C zgodnie z przemianą: 

γ

S

 

→ α

P

 + Fe

3

C. Dla ścisłości należy 

dodać, że przy ochładzaniu perlitu od temperatury 723°C do temperatury otoczenia, z ferrytu 
zawartego w perlicie wydziela się jeszcze pewna ilość cementytu trzeciorzędowego (zazwyczaj 
pomijanego z powodu nieznacznej jego ilości). Perlit obserwowany pod dostatecznie dużym 
powiększeniem charakteryzuje się budową pasemkową, gdyż składa się z płytek ferrytu i 
cementytu ułożonych na przemian. Odległości między płytkami zmniejszają się ze wzrostem 
szybkości chłodzenia i jednocześnie następuje wzrost twardości struktury. 
Pod mikroskopem, po wytrawieniu zgładu, ziarno perlitu

1

 jest ciemne, jakkolwiek obydwa 

składniki perlitu - ferryt i cementyt obserwowane oddzielnie mają jasne zabarwienie. Ciemne 
zabarwienie ziarna perlitu wiąże się z jego budową płytkową i sposobem oświetlenia próbki pod 
mikroskopem (obserwacja w świetle odbitym). Po wytrawieniu zgładu, bardziej odporne 
chemicznie płytki cementytu wystają ponad płytki ferrytu, a strumień świetlny padający na taką 
powierzchnię ulega częściowemu rozproszeniu. W wyniku tego oglądane pod mikroskopem 

 61 

JW 

ziarno perlitu ma zabarwienie ciemne. 

Własności mechaniczne perlitu wynoszą w przybliżeniu: HB = 220 

÷ 260, R

m

 =700 

÷ 800 

MPa, A

10

 ~ 7% i KCU2 = 40 J/cm 

Dodatek składników stopowych na ogół przesuwa punkt eutektoidalny w kierunku mniejszych 

zawartości węgla, obniża lub podwyższa temperaturę przemiany eutektoidalnej oraz wpływa na 
wzrost własności wytrzymałościowych. 

Ledeburyt jest eutektyką o zawartości 4,3% C, tworzącą się z roztworu ciekłego L

C

 w 

temperaturze 1147°C, zgodnie z przemianą: L

C

 

→ γ

E

 + Fe

3

C. W temperaturze powstania 

ledeburyt jest, więc mieszaniną eutektyczną dwóch faz: austenitu (zawierającego 2,06% C) i 
cementytu. W miarę obniżania się temperatury do 723°C, z austenitu wydziela się cementyt 
wtórny. W temperaturze 723°C austenit przemienia się w perlit i przy dalszym obniżaniu 
temperatury z ferrytu zawartego w perlicie wydziela się niewielka ilość cementytu 
trzeciorzędowego. W związku z tym, poniżej temperatury 723°C, ledeburyt stanowi już 
mieszaninę perlitu i cementytu. Struktura taka nosi nazwę ledeburytu przemienionego. 

Ledeburyt przemieniony jest, więc charakterystycznym składnikiem strukturalnym żeliw 

białych. 

 

4.3. Struktury stali węglowych 

W temperaturze otoczenia, w zależności od zawartości węgla, struktury stali węglowych są 

następujące: 

ƒ  Przy zawartości węgla teoretycznie nie przekraczającej 0,008%, występuje struktura 

ferrytyczna (rys. 4.4). 

ƒ  Przy zawartości węgla 0,008-0,02%, na granicach ziarn ferrytu pojawiają się wydzielenia 

cementytu trzeciorzędowego. Jak już wspomniano, takie stopy nazywane są zwykle 
żelazem technicznym. 

ƒ  Stale o zawartości do 0,8% C noszą nazwę stali podeutektoidalnych. Ich struktura składa 

się z dwóch składników, a mianowicie ferrytu i perlitu, przy czym w miarę wzrostu 
zawartości węgla w stali wzrasta zawartość perlitu w strukturze (rys. 4.5-4.7). 

ƒ  Stal o zawartości 0,8% węgla ma strukturę perlityczną (rys. 4.8) i nosi nazwę stali 

eutektoidalnej. 

ƒ  Stale o zawartości 0,8-2,06% węgla nazywają się stalami nadeutektoidalnymi i mają 

strukturę składającą się z perlitu i cementytu wtórnego. W miarę wzrostu zawartości 
węgla, wzrasta ilość cementytu w strukturze (rys. 4.9 i 4.10). Teoretycznie maksymalna 
zawartość cementytu wtórnego występuje w stali o granicznej zawartości węgla 2,06% i 
wynosi wtedy około 20%.  

Rozpatrując własności mechaniczne stali węglowych można stwierdzić, że najniższą 

wytrzymałość i najwyższą plastyczność w temperaturze pokojowej ma stal o strukturze 
ferrytycznej. W miarę wzrostu zawartości węgla, a więc również wzrostu zawartości perlitu w 
strukturze, rośnie wytrzymałość i twardość stali, przy jednoczesnym obniżaniu się plastyczności. 
Maksymalną wytrzymałość (w stanie wyżarzonym) ma stal eutektoidalna (0,8% C). Dalszy 
wzrost zawartości węgla powoduje podwyższanie twardości, gdyż w strukturze pojawia się 
cementyt wtórny, równocześnie jednak maleje efektywna wytrzymałość stali, ponieważ staje się 
ona mało plastyczna. 

Struktura stali wykazuje często charakterystyczną pasmowość, która jest wynikiem obróbki 

plastycznej na gorąco. 

Oprócz omówionych wyżej składników strukturalnych, w każdej stali występują ponadto 

różnego typu wtrącenia niemetaliczne, omówione już w rozdz. 3. Pod względem wielkości 
wtrącenia te dzieli się na podmikroskopowe, mikroskopowe i makroskopowe. 

Oznaczanie wtrąceń niemetalicznych w stali polega na obserwacji mikroskopowej (pod 

powiększeniem 90-ll0x) powierzchni odpowiednio reprezentatywnie pobranych i 
przygotowanych próbek i określeniu rodzaju, kształtu, ilości, wielkości i rozmieszczenia 

1 W przypadku perlitu, za ziarno umownie uważa się nie pojedynczy krystalit jednofazowy, lecz zespół 

naprzemianległych płytek cementytu i ferrytu. 

 62 

JW 

wtrąceń przez porównanie z ustalonymi wzorcami. Skład chemiczny i skład fazowy wtrąceń 
niemetalicznych można określać za pomocą mikrosondy elektronowej. 
 

 

Rys. 4.5. Struktura ferrytyczna z niewielką         Rys. 4.6. Struktura ferrytyczno-perlityczna 
ilością perlitu (stal o zawartości 0,05% C),         (stal o zawartości 0,21% C). Traw. 5% 
Traw. 5% roztworem alkoholowym HNO

3

          roztworem alkoholowym HNO

3

. 

Powiększ. 100x····· . 100Powiększ. 100x 

 

 

 

 

Rys. 4.7. Struktura perlityczna z siatką ferrytu        Rys. 4.8. Struktura perlityczna (stal o 
(stal o zawartości 0.52% C). Traw. 5%                    zawartości 0,8% C). Traw. 5% 
roztworem alkoholowym HNO

3

. 100x

  

 

         roztworem alkoholowym HNO

3

.100x 

 

 

Rys. 4.9. Struktura perlityczna z siatką ce-        Rys. 4.10. Struktura perlityczna z siatką 
mentytu (stal o zawartości ok. 1,2% C),            i igłami cementytu (stal nawęglona do za-
Traw. 5% roztworem alkoholowym HNC

3

.        wartości ok. 1,4%C). Traw. 5% roztworem 

Powiększ. 500x                          

 

   alkoholowym HN03. Powiększ. 100x 

 

Dokładny sposób mikroskopowego oznaczania zanieczyszczenia stali wtrąceniami 

niemetalicznymi podaje PN-64/H-04510, która zawiera również tablicę wzorców każdego typu 
wtrąceń: tlenków ułożonych łańcuszkowo, tlenków ułożonych punktowo, krzemianów kruchych, 
krzemianów plastycznych, krzemianów i tlenków nieodkształcalnych (globulamych), siarczków, 
azotków tytanu i azotków aluminium. 

Kilka przykładów wtrąceń niemetalicznych występujących w stalach podano na rys. 3.22-3.24 

(rozdz. 3). 

 63 

JW 

 
 

5. OBRÓBKA CIEPLNA STOPÓW ŻELAZA 

 

    Związek mikrostruktury z własnościami mechanicznymi stali 
    Własności wytrzymałościowe i technologiczne stali są związane z jej mikrostrukturą zależną 
w zasadniczy sposób od obróbki cieplnej, tj. od różnorodnych zabiegów cieplnych, którym stal 
podlegała. Wykorzystując fizykochemiczne zjawiska występujące przy ogrzewaniu i oziębianiu 
stali można doprowadzić do wytworzenia się w niej najbardziej pożądanych składników 
strukturalnych, nadających je określone własności wytrzymałościowe. 
    I tak np. w celu wykonania obróbki skrawaniem stal wyżarza się zmiękczająco lub 
normalizuje, w wyniku czego powstaje struktura ferrytyczno-perlityczna, odznaczająca się małą 
twardością i wytrzymałością, ale dość znaczną ciągliwością. Własności takie ułatwiają 
wykonanie obróbki wiórowej, więc w tym przypadku są one pożądane w procesie wytwarzania 
elementu konstrukcyjnego. 
    Natomiast w gotowym wyrobie, podlegającym znacznym naprężeniom, struktura ferrytyczno-
perlityczna często nie zapewnia wystarczającej wytrzymałości i twardości. W celu polepszenia 
tych własności, przy jednoczesnym uzyskaniu dobrej ciągliwości i udarności, stosuje się 
ulepszanie cieplne, polegające na hartowaniu i odpuszczaniu w odpowiednio wysokiej 
temperaturze, w wyniku czego powstaje struktura sorbityczna. Stal w stanie ulepszonym jest 
materiałem konstrukcyjnym znacznie bardziej wartościowym niż ta sama stal w stanie 
nieulepszonym. Dlatego jest regułą, że wysokojakościową stal konstrukcyjną, zwłaszcza 
stopową, należy stosować jedynie w stanie ulepszonym. 
     Z kolei wyroby podlegające ścieraniu (np. narzędzia) powinny odznaczać się bardzo dużą 
twardością. Wykorzystuje się wtedy wysoką twardość jaką odznacza się struktura 
martenzytyczna powstająca przy hartowaniu. 
    Obróbka cieplna zwykła jest to rodzaj obróbki cieplnej, w wyniku której uzyskuje się zmiany 
własności metali i stopów będące głównie funkcją temperatury i czasu. 

Czasem jednak łączy się również zabiegi obróbki cieplnej z odkształcaniem-plastycznym, z 

działaniem pola magnetycznego lub też z działaniem chemicznym środowiska. Mamy wówczas 
do czynienia odpowiednio z obróbką cieplno-plastyczną, cieplno-magnetyczną lub cieplno-
chemiczną. 

 

     Związek obróbki cieplnej z przemianami fazowymi 

Aby do danego stopu można było stosować poszczególne rodzaje obróbki cieplnej, np. 

operacje hartowania i odpuszczania lub przesycania i starzenia, powinny się w nim dokonywać 
przemiany fazowe, tj. np. podczas nagrzewania stopu powinne zachodzić przemiany alotropowe 
lub powinna występować wyraźna zmiana rozpuszczalności pewnych jego składników. 

Na podstawie wykresu równowagi fazowej danego układu można ustalić jak; rodzaj obróbki 

cieplnej można zastosować do danego stopu i w jakich zakresach temperatury należy tę obróbkę 
przeprowadzić. 

W związku z tym proces obróbki cieplnej stali należy rozpatrywać, korzystając wykresu 

równowagi fazowej układu żelazo-cementyt (rys. 5.1). Temperatury równowagi faz w tym 
układzie oraz temperatury przemian (punkty krytyczne) przyjęto powszechnie oznaczać literą A 
z odpowiednim wskaźnikiem. Najniższa z tych temperatur A

1

 odpowiada równowadze austenitu 

z ferrytem i cementytem (linia PSK). Temperatura A

2

 jest temperaturą przemiany magnetycznej 

ferrytu (linia MO). Temperatura A

3

, wyznaczona przez punkty leżące na linii GS, jest 

temperaturą graniczną równowagi austenitu z ferrytem. Temperatura A

cm

 (linia SE) to graniczna 

temperatura równowagi austenitu z cementytem wtórnym. 

Aby odróżnić temperatury początku i końca przemian podczas nagrzewania od tychże 

temperatur podczas chłodzenia dodaje się do litery A wskaźnik c w przypadku nagrzewania lub 
wskaźnik r w przypadku chłodzenia (np. A

c1

, A

r3

). 

 64 

JW 

 

 

Rys. 5.1. Fragment wykresu równowagi fazowej żelazo-cementyt 

5.1. Podstawowe przemiany fazowe w stali związane z obróbką cieplną 

Przemiany fazowe w stali są wynikiem tego, że wskutek zmiany warunków, np. temperatury, 

jeden stan staje się mniej trwały niż drugi. To właśnie jest przyczyną przemian zachodzących w 
stali. Należy zaznaczyć, że może w niej występować kilka podstawowych struktur, a istotą 
najważniejszych przemian jest właśnie przejście jednej struktury w drugą. Tymi podstawowymi 
strukturami są: 

W procesach obróbki cieplnej stali występują następujące podstawowe przemiany  

I. Przemiana ferrytu w austenit 

     

 Fe

α

(C) 

→ Fe

γ

(C) 

II. Przemiana austenitu w ferryt 

 Fe 

γ

(C) 

→ Fe

α

(C) 

III. Przemiana perlitu w austenit 

(Fe

α

(C) + Fe

3

C)  

→ Fe

γ

(C) 

IV. Przemiana austenitu w struktury perlityczne (lub bainityczne) 

Fe

γ

(C) 

→ Fe

α

(C) + Fe

3

C 

V. Przemiana austenitu w martenzyt 

  Fe

γ

(C) 

→ Fe

’

α

(C) 

VI. Przemiana martenzytu w mieszaninę ferrytu i cementytu 

   Fe

’

α

(C) 

→ Fe

α

(C) + Fe

3

C 

ferryt Fe

α

(C) 

austenit Fe

γ

(C) 

martenzyt Fe

α

'(C) 

perlit (Fe

α

(C)+Fe

3

C) 

stały roztwór węgla w żelazie 

α, 

stały roztwór węgla w żelazie 

γ

 

, 

stały, przesycony roztwór węgla w żelazie 

α  

(jest to faza metastabilna), 
eutektoidalna mieszanina ferrytu Fe

α

(C) i cementytu Fe

3

C. 

 65 

JW 

5.1.1. Przemiana perlitu w austenit 
    Przemiana perlitu w austenit przebiega powyżej temperatury równowagi austenitu z ferrytem i 
cementytem. Przemiana ta ma charakter dyfuzyjny, tj. zachodzi rozpuszczanie się cementytu i 
równomierne rozmieszczanie się węgla w austenicie drogą dyfuzji. W zwykłych warunkach 
stosunkowo szybkiego nagrzewania stali występuje opóźnienie przemiany i konieczne jest 
podwyższenie temperatury, aby przemiana zaszła w określonym czasie. Perlit przegrzany 
powyżej temperatury A

c1

 przemienia się w austenit z różną szybkością, zależnie od stopnia 

przegrzania. Szybkość przebiegu tej przemiany zależy również w znacznym stopniu od począt-
kowej struktury stali, tj. od stopnia dyspersji cementytu i od jego kształtu. Im drobniejsze są 
cząstki cementytu, a tym samym większa ich ogólna powierzchnia, tym szybciej zachodzą 
opisane przemiany. 
    Zabieg cieplny polegający na wygrzewaniu stali w celu wytworzenia struktury austenitu przed 
chłodzeniem nazywany jest austenityzowaniem. 

4.1.2. Zmiana wielkości ziarna austenitu 

Przekroczenie temperatury przemiany A

c1

 zaznacza się raptownym zmniejszeniem ziarn to 

znaczy nowo powstałe ziarna austenitu są zawsze bardzo drobna i w zasadzie ich wymiary nie 
zależą od wielkości ziarn perlitu, z którego utworzył się austenit. Rozdrobnienie ziarna austenitu 
w czasie przemiany jest związane z tworzeniem się dużej liczby zarodków nowych ziarn na 
olbrzymiej i bardzo rozwiniętej powierzchni granicznej między ferrytem i cementytem. 

 Dalsze nagrzewanie (lub wygrzewanie) po dokonanej przemianie wywołuje rozrost ziarn 

austenitu (rys. 5.2 i 5.3). 

 

Rys. 5.2.  Schemat  zmiany wielkości ziarna stali eutektoidalnej w czasie nagrzewania 
powyżej temperatury A

1

 

    Zjawisko rozrostu jest procesem samorzutnym, gdyż jego następstwem jest zmniejszenie 
łącznej powierzchni ziarn (zmniejsza się energia powierzchniowa), wysoka temperatura 
zapewnia dostatecznie szybki przebieg tego procesu. 
W praktyce rozróżnia się dwa typy stali (rys. 5.3): 

ƒ  stale wykazujące skłonność do rozrostu ziarn austenitu, który zaczyna się po niewielkim 

przekroczeniu temperatury A

c1

 — stale te nazywamy gruboziarnistymi; 

ƒ  stale nie mające skłonności do rozrostu ziarn austenitu bezpośrednio po przekroczeniu 

temperatury A

c1

 W stalach tych ziarno zaczyna się rozrastać dopiero po nagrzaniu ich do 

temperatury ok. 1000°C.  

Zbyt wysokie i długotrwałe wygrzewanie stali podczas austenityzowania powoduje więc 

rozrost ziarn austenitu. Z kolei wielkość ziarna perlitu zależy od wyjściowej wielkości ziarna 
austenitu, z którego powstał perlit. Im większe są ziarna austenitu, tym większe tworzą się na 
ogół ziarna perlitu. Powstanie struktury gruboziarnistej jest niepożądane, gdyż stal taka 
charakteryzuje się niższą wytrzymałością i udarnością. Dlatego w czasie austenityzowania stali 
skłonnych do rozrostu ziarna należy ściśle przestrzegać określonych temperatury i czasu grzania. 

 66 

JW 

 

Rys. 5.3. Schemat przedstawiający zmianę wielkości ziarna austenitu w czasie 
nagrzewania stali gruboziarnistej (krzywa a) i stali drobnoziarnistej (krzywa b) 

Rys. 5.4. Stal węglowa o zawartości 0,45%C  

Rys. 5.5. Stal węglowa o zawartości 0,45% C 

w stanie wyżarzonym o strukturze gruboziar- 

w stanie normalizowanym. Struktura drobno- 

nistej. Widoczne ciemne pola perlitu i jasne  

ziarnista. Traw. 5% Nitalem. Powiększ. 100x 

ziarna ferrytu. 5% Nital. Powiększ.100x  
 
    Na rysunku 5.4 przedstawiona jest struktura stali węglowej podeutektoidalnej o zawartości 
0,45% C w stanie przegrzanym, charakteryzującej się dużym ziarnem. Z kolei na rys. 5.5 
widoczna jest struktura drobnoziarnista tej samej stali w stanie normalizowanym, tj. po 
nagrzewaniu do temperatury tylko ok. 30 

÷ 50 

o

C powyżej temperatury A

3

 i chłodzeniu na 

powietrzu. 
 
5.1.3. Przemiana austenitu w struktury perlityczne 
     Przemiana austenitu w struktury perlityczne (lub bainityczne) przebiega w temperaturze 
niższej niż A

1

. Rozpoczyna się przy pewnym przechłodzeniu, gdy energia swobodna mieszaniny 

ferrytu z cementytem (perlitu) stanie się mniejsza od energii swobodnej austenitu. 
    Im niższa jest temperatura przemiany, tj. im większe przechłodzenie, tym większa jest różnica 
swobodnych energii i tym szybciej przebiega przemiana. 
    Z drugiej strony przemianie austenitu w perlit towarzyszy dyfuzja połączona z 
przegrupowaniem węgla, gdyż powstają dwie fazy znacznie różniące się zawartością węgla od 
austenitu. Ferryt zawiera bardzo mało węgla (maks. ok. 0,02%). cementyt zaś 6,67% węgla. 
Szybkość dyfuzji raptownie zmniejsza się przy obniżaniu temperatury, w związku z tym wzrost 
przechłodzenia powoduje zmniejszenie szybkości przebiegu przemiany. 
   W wyniku łącznego działania obu czynników szybkość przemiany początkowo zwiększa się ze 
wzrostem przechłodzenia, osiągając przy pewnej wartości przechłodzenia swe maksimum, a 
potem zmniejsza się. 

        

  

 67 

JW 

 

 Wykresy CTP 

     Przebieg procesu przemiany przechłodzonego austenitu wygodnie jest rozpatrywać na 
podstawie wykresów rozpadu austenitu, zwanych wykresami CTP (czas, temperatura, 
przemiana). Na wykresach tych naniesione są linie początku i końca przemian we 
współrzędnych logarytm czasu-temperatura, przy czym rozróżnia się wykresy dla przemian 
austenitu w warunkach izotermicznych oznaczane CTP

i

 oraz wykresy przemian austenitu w 

warunkach chłodzenia ciągłego, oznaczane CTP

c

. Na rysunku 4.6 podany jest schematycznie 

wykres CTP; dla stali węglowej eutektoidalnej. Trwałość przechłodzonego austenitu zmienia się 
w zależności od temperatury. Dla stali eutektoidalnej przy małych przechłodzeniach trwałość 
austenitu jest duża, następnie zmniejsza się i minimum występuje w temperaturze ok. 500°C, po 
czym znowu trwałość austenitu jest coraz większa aż do temperatury ok. 200°C, poniżej której 
przechłodzony austenit przechodzi w martenzyt.   
    Wykresy CTP

i

, buduje się wykorzystując krzywe kinetyczne przemiany austenitu, dla 

określonego stopnia przechłodzenia, wskazujące ilość wytworzonego perlitu w zależności od 
czasu jaki upłynął od początku przemiany. 
 

 

Rys. 5.6. Wykres CTP

i

 przedstawiający linie początku i końca przemian austenitu       

przechłodzonego w warunkach izotermicznych 

 
    Na rysunku 5.7 pokazano kilka krzywych kinetycznych obrazujących przebieg przemiany w 
różnych temperaturach, a więc i przy różnych stopniach przechłodzenia. Jak widać, w 
początkowym okresie przemiana odbywa się z bardzo małą prędkością, jest to tzw. okres 
inkubacyjny. Punkty p

1

, p

2

, p

3

 wskazują czas, w którym doświadczalnie stwierdza się początek 

przemiany (wytworzone jest już wówczas ok. 0,5% perlitu). W miarę upływu czasu wzrasta 
szybkość przemiany (szybkość ta jest maksymalna, gdy przemianie uległo ok. 50% austenitu), 
następnie przebiega ona coraz wolniej, aż wreszcie kończy się w punktach k

1

, k

2

, k

3

.

 

 Z 

krzywych kinetycznych obrazujących przemianę austenitu w perlit odmierza się czasy od 
początku chłodzenia do początków i końców przemiany, a odpowiadające im przy różnych 
temperaturach punkty p i k rozmieszcza się w układzie temperatura-log czasu, na prostych 
poziomych odpowiadających tym temperaturom. Otrzymuje się w ten sposób wykres CTP

i

, (rys. 

5.7 II). 
    Struktury, jakie otrzymuje się w wyniku przemiany, zależą od stopnia przechłodzenia 
austenitu, czyli od temperatury przemiany.     
    Zakres temperatury od A

1

 do ok. 500°C odpowiada przemianie austenitu w perlit. Perlit 

utworzony w temperaturze wysokiej przy małym stopniu przechłodzenia jest grubopłytkowy. 

 68 

JW 

Natomiast w miarę obniżania temperatury perlit staje się coraz drobniejszy, jego płytki stają się 
coraz cieńsze i powstaje struktura o stosunkowo dużym stopniu dyspersji, która nosi nazwę 
perlitu drobnego. 
 

 

Rys. 5.7. Wykres izotermicznych przemian austenitu dla stali eutektoidalnej; 
 A - austenit, P - perlit, B - bainit, M –martenzyt  

 
    Stopień dyspersji perlitu wpływa na jego własności mechaniczne, tak np. twardość perlitu 
grubego w przypadku stali węglowej eutektoidalnej wynosi ok. 15 HRC, a perlitu bardzo 
drobnego dochodzi do 40 HRC (rys. 5.7). 
    W stalach podeutektoidalnych i nadeutektoidalnych przemiana perlityczna poprzedzona jest 
innymi przemianami strukturalnymi. W stali podeutektoidalnej z austenitu tworzy się najpierw 
ferryt, a w stalach nadeutektoidalnych przed rozpoczęciem przemiany perlitycznej wydziela się z 
austenitu cementyt (rys. 5.8). Dalsza przemiana perlityczna przebiega podobnie, jak w stali 
eutektoidalnej. Na rysunku 5.9 podany jest schematycznie wykres CTP

i

, dla stali węglowej 

podeutektoidalnej, na którym naniesiono dodatkowe linie przemian izotermicznych (dla różnych 
temperatur) prowadzących do powstania odpowiednich struktur. Z kolei rys. 5.10 przedstawia 
wykres dla tej samej stali ale przy chłodzeniu ciągłym (CTP

c

); zaznaczono również linie 

chłodzenia prowadzące do powstania różnych struktur. 

Rys. 5.8. Wykres CTP dla stali: a) podeutektoidalnej, b) nadeutektoidalnej 

 

                        

 

 69 

JW 

    Obniżenie temperatury rozpadu austenitu powoduje, że przemiana zachodzi w warunkach 
utrudnionej dyfuzji. Struktura produktów rozpadu austenitu w takich linkach nosi nazwę bainitu.     
W przypadku stali eutektoidalnych przemiana austenitu w bainit zachodzi w temperaturze ok. 
500-200°C (rys. 5.6, 5.7), przy czym rozróżnia się bainit dolny o strukturze drobnoiglastej i 
jeszcze większym stopniu dyspersji wydzieleń cementytu. W odróżnieniu od perlitu ferryt w 
bainicie zawiera znacznie więcej węgla (tym więcej, im niższa była temperatura przemiany). 
Bainit górny wykazuje twardość ok. 45 HRC, natomiast twardość bainitu dolnego wynosi ok. 55 
HRC. Tę stosunkowo dużą twardość tłumaczy się znaczną dyspersją struktury oraz 
zniekształceniem sieci. 

 

Rys. 5.10. Wykres przemian austenitu w warunkach chłodzenia ciągłego (CTP

c

) dla  

stali podeutektoidalnych 

Przykładowe wykresy CTP

i 

 I CTP

c

 dla stali 45 (węglowa konstrukcyjna wyższej jakości) 

przedstawiono odpowiednio na rysunkach 5.11 i 5.12. 

Rys. 5.11. Wykres CTP

i

 stali 45 

 

 70 

JW 

 

Rys. 5.12. Wykres CTP

c

 stali 45 

 
    Na wykresach CTP

i

 izotermy reprezentują temperatury A

c1

, A

c3

 lub A

cm

 oraz M

s

 i M

f

. Krzywe 

między izotermami A

c1 

i M

s

 przedstawiają początek i koniec przemian dyfuzyjnych. Dodatkowa 

linia przed krzywą początku przemiany odpowiada początkowi wydzielania ferrytu lub 
cementytu (węglików) w stalach odpowiednio przed- lub zaeutektoidalnych. Czasami na 
wykresach umieszcza się dodatkowo: krzywa odpowiadającą zaawansowaniu przemian 
dyfuzyjnych w 50%, izotermy odpowiadające uzyskaniu 20, 50 lub 90% martenzytu oraz podaje 
twardości struktur- produktów przemian. Na wykresach CTP

c

 ponadto nanoszone są linie 

reprezentujące poszczególne szybkości chłodzenia i odpowiadające im twardości Brinella lub 
Vickersa (w kółkach).  

5.1.4. Przemiana austenitu w martenzyt 

Przemiana austenitu w martenzyt zachodzi poniżej określonej dla danej stali temperatury, 

oznaczonej zwykle symbolem M

s 

(rys. 5.9, 5.10). Temperatura końca przemiany 

martenzytycznej oznaczona jest przez M

f

. W przypadku stali węglowych temperatury M

s 

i, M

f

 

obniżają się wraz ze wzrostem zawartości węgla i składników stopowych, tak że przy większej 
ich zawartości temperatura M

f

 może być niższa od 0°C (rys. 5.13) i wobec tego przemiana 

martenzytyczna zachodzi tylko częściowo W takim przypadku w strukturze pozostaje pewna 
ilość tzw. austenitu szczątkowego. Ze względu na niską temperaturę procesu przemiana 
martenzytyczna jest przemianą bezdyfuzyjną. W jej wyniku następuje przebudowa sieci 
sześciennej zwartej (regularnej ściennie centrowanej) austenitu na sieć sześcienną centrowaną 
(regularną przestrzennie centrowaną) żelaza alfa bez dyfuzji umożliwiającej wydzielanie węgla. 
Martenzyt w stalach węglowych jest więc przesyconym roztworem stałym węgla w żelazie alfa. 
Wtrącony międzyatomowo węgiel zniekształca strukturę żelaza alfa, tak, że po przemianie 
martenzyt ma sieć tetragonalną. Stopień tetragonalności zwiększa się proporcjonalnie do 
zawartości węgla w martenzycie; przy zawartości ok. 1,2% C stopień tetragonalności, czyli 
stosunek parametrów sieci c/a. wynosi ok. 1,05. 

Makroskopowo martenzyt ma charakterystyczną strukturę iglastą, co tłumaczy się tym, że 

martenzyt składa się z płytek przesyconego węglem ferrytu, które w płaszczyźnie przecięcia  
(wykonania szlifu metalograficznego) są podobne do igieł (rys. 5.14). 

 

 71 

JW 

    Warunkiem przebiegu przemiany martenzytycznej jest ciągłe obniżanie temperatury w 
zakresie od M

s 

do M

f

.. Przy stałej temperaturze powstawanie martenzytu ustaje. Ponadto 

przemiana austenitu w martenzyt może zajść dopiero przy odpowiednio dużej szybkości 
chłodzenia. Najmniejsza szybkość chłodzenia, w wyniku której austenit przechodzi wyłącznie w 
martenzyt, nazywana jest krytyczną szybkością chłodzenia V

k

 (rys. 5.15). 

 

 
Rys. 5.13. Położenie punktów początku M

s

   

Rys. 5.14. Typowa struktura martenzytu.  

i końca M

f 

 przemiany martenzytycznej w    

Stal 35 zahartowana w wodzie. Traw. 2% 

zależności od zawartości węgla 

 

  Nitalem, 

x500 

 
 

 

Rys. 5.15. Przebieg chłodzenia stali z różną szybkością na tle wykresu CTP;  
V

k

 —szybkość krytyczna chłodzenia

 

 

    Na  kształt krzywych CTP duży wpływ mają składniki stopowe dodawane do stali

 

konstrukcyjnych. Składniki te powodują przesunięcie linii początku i końca przemiany austenitu 
w prawo w stosunku do położenia tych linii dla stali węglowych (rys. 5.16a) lub powodują 
jednoczesne przesunięcie i zmianę kształtu tych linii polegającą na ich rozdwojeniu (rys. 5.16b). 
Zjawisko to jest korzystne o tyle, że krytyczna szybkość chłodzenia V

k

 dla stali stopowych jest 

w rezultacie znacznie niższa niż w przypadku stali węglowych. 

    

 

 72 

JW 

 

 

Rys. 4.14. Porównanie położenia i kształtu linii początku przemiany przechłodzonego 
austenitu na wykresach CTP: a) dla stali węglowej i dla stali stopowych zawierających 
pierwiastki nie tworzące węglików, b) dla stali węglowej i dla stali stopowych 
zawierających pierwiastki węglikotwórcze 

4.1.5. Przemiany zachodzące podczas odpuszczania martenzytu 

Martenzyt, który powstaje w wyniku szybkiego chłodzenia austenitu, czyli hartowania, jest 

strukturą metastabilną, która już po niewielkim podgrzaniu zaczyna ulegać przemianom. 
Operacja obróbki cieplnej, polegająca na wygrzewaniu zahartowanej stali w zakresie temperatur 
leżących poniżej temperatury A

1

, i następnie chłodzeniu, nosi ogólnie nazwę odpuszczania. 

Podczas odpuszczania martenzytu w stalach węglowych i niskostopowych można 

obserwować kolejno, w poszczególnych zakresach temperatur, następujące zmiany: 
I. W zakresie temperatury 80-200°C następuje przemiana martenzytu tetragonalnego w 

martenzyt regularny - zwany też martenzytem odpuszczonym - co związane jest z 
wydzielaniem węgla z martenzytu w postaci węglika 

ε. Węglik ten wykazuje zmienny skład 

wahający się w granicach Fe

2

C-Fe

3

C. Przemiana w tym zakresie temperatury związana jest ze 

skurczem próbki, co można zarejestrować za pomocą badań dylatometrycznych (rys. 5.17). 

 

 

Rys. 5.17. Krzywa dylatometryczna przedstawiająca różne stadia przemian 

zachodzących w czasie odpuszczania stali zahartowanej; 

∆l - przyrost długości próbki 

 

 73 

JW 

II. W zakresie temperatury 200 -300°C zachodzi przemiana austenitu szczątkowego w martenzyt 

odpuszczony i węglik żelaza, a także zachodzi w dalszym ciągu wydzielanie węglika z 
martenzytu. Ponieważ objętość właściwa austenitu jest mniejsza niż martenzytu w tym stadium 
przemiany obserwuje się rozszerzanie się próbki (rys. 5.18). 

III. W zakresie temperatury 300-400°C następuje zarodkowanie i wzrost wydzieleń cementytu 

Fe

3

C, przy czym węglik 

ε rozpuszcza się, a węgiel dyfunduje do rosnących wydzieleń 

cementytu Fe

3

C. W tym stadium zachodzi również intensywny proces zanikania naprężeń 

własnych. W temperaturze ok. 400°C zawartość węgla w ferrycie osiąga już wartość 
odpowiadającą stanowi równowagi. W czasie tych przemian obserwuje się skurcz próbki. 

IV. Przy dalszym nagrzewaniu stali zahartowanej powyżej 400°C następuje proces koagulacji 

wydzieleń cementytu, a wyjściowe igły martenzytu ulegają zdrowieniu.- i rekrystalizacji. Przy 
najwyższych temperaturach odpuszczania procesami dominującymi stają się rozrost ziarna i 
sferroidyzacja cementytu. Struktura składa się z ferrytu i cementytu drobnoziarnistego i nosi 
nazwę sorbitu (rys. 5.18). 

Rys. 5.18. Mikrostruktura stali o zawartości 0,35% C zahartowanej i odpuszczonej w 
600°C. Sorbit. Traw. 2% Nitalem. x500 

 

  Na rysunku 4.17 przedstawione są schematycznie kolejne stadia procesów zawodzących w 

czasie odpuszczania zahartowanej stali. 

 

 

Rys. 5.19. Schemat przedstawiający procesy zachodzące podczas odpuszczania 
zahartowanej stali 

 

 

 74 

JW 

5.2. Podstawowe rodzaje obróbki cieplnej stali 

Schemat klasyfikacji podstawowych operacji obróbki cieplnej zwykłej stopów żelaza 

przedstawiono na rys. 5.20. W obróbce cieplnej stali rozróżnia się trzy główne grupy operacji 
cieplnych: operacje wyżarzania, operacje hartowania i odpuszczania, operacje przesycania i 
starzenia. Największe znaczenie spośród wymienionych rodzajów obróbki cieplnej stali ma 
hartowanie martenzytyczne z następującym po nim odpuszczaniem, czyli tzw. ulepszanie cieplne 
lub utwardzanie cieplne. Ulepszanie cieplne polepsza znacznie cały zespół mechanicznych 
własności stali i jest obecnie podstawowym rodzajem obróbki cieplnej stali konstrukcyjnych. 

5.3. Wyżarzanie 
Wyżarzanie jest operacją obróbki cieplnej polegającą na nagrzaniu stali do określonej 

temperatury, wygrzaniu w tej temperaturze i powolnym chłodzeniu w celu otrzymania struktury 
bardziej zbliżonej do stanu równowagi. 

Rozróżnia się kilka rodzajów wyżarzania stali, z których każdy ma na celu osiągnięcie 

określonych własności materiału, często bardzo różniących się pomiędzy sobą (rys. 5.20). 

Zakresy temperatury, w jakich przeprowadza się poszczególne, ważniejsze rodzaje operacji 

wyżarzania, podane są na rys. 5.21. 

 

 

Rys. 5.20. Podstawowe operacje obróbki cieplnej zwykłej stopów żelaza 

 
Wyżarzanie ujednorodniające (ujednorodnianie, homogenizowanie) polega na nagrzaniu stali 
do temperatury niewiele niższej od temperatury solidusu, długotrwałym wygrzaniu w tej 
temperaturze i powolnym chłodzeniu w celu zmniejszenia niejedno-rodności składu 
chemicznego i struktury. Zakres praktycznie stosowanej temperatur} wynosi ok. 1050-1250°C. 
Czas wygrzewania wynosi dla wlewków ok. 12-15 h 

   Niejednorodność składu chemicznego występuje w stali na skutek likwacji w czasie 

krzepnięcia wlewka oraz segregacji dendrytycznej. Podczas wygrzewana pierwiastki 
nierównomiernie rozłożone w stali, np. węgiel lub składniki stopowe dyfundują z miejsc 
bogatszych do uboższych, przez co wyrównuje się skład chemiczny stali. Przez ujednorodnianie 
można zmniejszyć w znacznym stopniu segregację dendrytyczną, nie daje się natomiast usunąć 
likwacji strefowej, co może nastąpić dopiero przez obróbkę plastyczną, np. kucie lub 
walcowanie.  

Wysoka temperatura i długi czas wyżarzania ujednorodniającego powodują silny rozrost 

ziarna i dlatego w celu poprawienia struktury przeprowadza się dodatkową obróbkę cieplną — 
wyżarzanie normalizujące. 

Podczas ujednorodniania zachodzą również takie niekorzystne procesy, jak odwęglenie 

powierzchniowe i utlenienie powierzchni, co powoduje straty materiału. 

 

 75 

JW 

 

Rys. 5.20. Zakresy temperatury wyżarzana stali węglowych na tle wykresu żelazo-cmentyt 

 
Wyżarzanie normalizujące (normalizowanie) polega na nagrzaniu stali ok. 30-50°C 

powyżej A

c3

 lub A

cm

 (w przypadku stali nadeuktoidalnych), wygrzaniu w tej temperaturze i 

studzeniu w spokojnym powietrzu w celu uzyskania drobnego ziarna i równomiernego 
rozłożenia składników strukturalnych. Stosunkowo krótkie czasy wygrzewania i dość szybkie 
chłodzenie w spokojnym powietrzu powoduje uzyskanie korzystnej struktury drobnoziarnistej 
(rys. 5.5). Normalizowanie polepsza własności wytrzymałościowe stali i w pewnych 
przypadkach poprawia jej przydatność do obróbki mechanicznej przez skrawanie. 

Normalizowanie stosuje się też często przed dalszą obróbką cieplną w seryjnej produkcji 

celem nadania stali jednakowej struktury wyjściowej, co ma wpływ na własności stali po 
obróbce cieplnej. 

Wyżarzanie zupełne różni się od normalizowania tylko sposobem studzenia stali. 

Polega na nagrzaniu stali powyżej A

c3

 i następnie powolnym studzeniu (zwykle z piecem) do 

temperatury poniżej A

r1

, w celu zupełnego przekrystalizowania stali. Dalsze studzenie może się 

już odbywać na wolnym powietrzu. Wyżarzaniu temu poddaje się szczególnie stale stopowe, w 
przypadku  których szybkość chłodzenia w spokojnym powietrzu po normalizowaniu jest tak 
duża, że może już doprowadzić do zahartowania. Stal po wyżarzaniu zupełnym ma dobrą 

plastyczność, małą twardość i dobrą obrabialność. 

Wyżarzanie niezupełne jest to wygrzewanie stali podeutektoidalnej w zakresie temperatury 

A

c1

 

÷ A

c3

 i studzenie do temperatury poniżej A

r1

 w celu częściowego przekrystalizowania stali. 

Jako celowa obróbka cieplna ten rodzaj wyżarzania jest rzadziej stosowany. 
Wyżarzanie sferoidyzujące (sferoidyzowanie) polega na nagrzaniu do temperaturyty bliskiej A

c1

 

(nieco wyższej), wygrzewaniu w tej temperaturze i studzeniu w celu sferoidyzacji węglików. 
Czas wygrzewania jest stosunkowo długi i może wynosić od kilku do kilkudziesięciu godzin. W 
wyniku wyżarzania sferoidyzującego otrzymuje się strukturę ziarnistego cementytu w osnowie 
ferrytycznej (rys. 5.21). Cementyt ziarnisty powstaje przez koagulację podczas wygrzewania w 
temperaturze bliskiej A

c1

. Zaokrąglenie wydzieleń cementytu następuje w tych warunkach przez 

dążność tej fazy do zmniejszenia energii powierzchniowej. Struktura taka charakteryzuje się 
małą twardością, co zapewnia optymalną podatność na odkształcenia plastyczne przy obróbce 
plastycznej na zimno, a także dobrą skrawalność. W stali eutektoidalnej i nadeutektoidalnej 
wyżarzanie sferoidyzujące pozwala otrzymać korzystną strukturę wyjściową do hartowania pod 
warunkiem, że cementyt będzie drobny i równomiernie rozłożony w osnowie ferrytu (rys, 5.21). 
 

 76 

JW 

 

 
Rys.5.21. Cementyt ziarnisty (sferoidyt) w stali o zawartości ok. 1% C. Traw. 5% nitalem.x500 
 
    Wyżarzanie zmiękczające (zmiękczanie) jest to wyżarzanie mające na celu zmniejszenie 
twardości. Przeprowadza się je zwykle w temperaturze bliskiej A

c1 

 

Wyżarzanie rekrystalizujące (rekrystalizowanie) jest to wyżarzanie stali utwardzonej 

plastycznie na zimno, w temperaturze wyższej od temperatury początku rekrystalizacji, w celu 
usunięcia skutków zgniotu i uzyskania określonej wielkości ziarna. W praktyce wyżarzanie 
rekrystalizujące stosuje się najczęściej jako zabieg międzyoperacyjny, który usuwa skutki 
zgniotu, co umożliwia wykonywanie dalszych operacji obróbki plastycznej na zimno. Zakres 
temperatury wyżarzania rekrystalizującego jest podany na rys. 5.20. 

 
Wyżarzanie odprężające ma na celu usunięcie naprężeń możliwie bez wprowadzenia zmian 

strukturalnych w stali. Naprężenia występują w odlewach, spoinach materiałach odkształconych 
plastycznie oraz hartowanych. Naprężenia te mogą być w pewnych przypadkach tak znaczne, że 
powodują powstawanie pęknięć w materiale. Aby temu zapobiec, stosuje się wyżarzanie 
odprężające, polegające na nagrzaniu i wygrzaniu przedmiotu w temperaturze poniżej A

c1

 i 

powolnym studzeniu Zależnie od rodzaju materiału oraz od przyczyn wywołujących naprężenia 
stosuje się różną temperaturę (rys. 5.20) i różny czas wygrzewania. Na ogół im wyższa 
temperatura, tym krótszy czas wygrzewania (do kilku godzin). 

5.4. Hartowanie 
Hartowanie polega na nagrzewaniu przedmiotu do temperatury, w której następuje 

wytworzenie struktury austenitu, i następnie szybkim chłodzeniu w wodzie lub oleju w celu 
otrzymania struktury martenzytycznej. Temperaturę hartowania stali określa się w zależności od 
temperatur A

c1

 A

c3

 A

cm

. Optymalna temperatura hartowania stali podeutektoidalnych jest zwykle 

wyższa o 30 

÷ 50°C od temperatury A

c3

, a stali eutektoidalnych i nadeutektoidalnych - wyższa o 

30 

÷ 50°C od A

cm

. Zakres temperatury hartowania stali węglowych podany jest schematycznie 

na rys. 5.22 na tle wykresu żelazo-cementyt.  

 

Rys. 5.22. Zakres temperatury hartowania stali węglowych 

 

 77 

JW 

    Hartowanie stali podeutektoidalnych od temperatury wyższej od A

c1

 lecz niższej A

c3

 jest 

niekorzystne, ponieważ w strukturze martenzytu występuje również pewna ilość wolnego 
ferrytu, który zmniejsza twardość i pogarsza własności mechaniczne po odpuszczeniu. 
    Natomiast w przypadku stali nadeutektoidalnych zakres temperatury hartowania powyżej A

c1 

i 

poniżej A

cm

 (rys. 5.22) jest korzystny. Nie uzyskuje się wprawdzie pełnego przejścia stali w 

austenit, lecz pozostający w strukturze cementyt drugorzędowy jest składnikiem o wysokiej 
twardości i nie pogarsza własności mechanicznych. Nagrzewanie zaś powyżej A

cm

 jest 

niebezpieczne i zbyteczne, ponieważ nie zwiększa twardości stali zahartowanej, lecz przeciwnie 
- nawet nieco zmniejsza wskutek zwiększenia ilości austenitu szczątkowego i rozpuszczania się 
cementytu. Ponadto podczas nagrzewania powyżej A

cm

 rośnie ziarno austenitu i zwiększa się 

możliwość powstania dużych naprężeń hartowniczych. Rozrost ziarn austenitu powoduje, że w 
stali zahartowanej otrzymuje się strukturę martenzytu o grubych igłach i grubokrystaliczny 
przełom, co jest powodem małej ciągliwości i niskiej udarności stali. 

    Hartowanie zwykłe polega na hartowaniu z ciągłym (nie przerywanym) oziębianiu z 

szybkością większą od krytycznej w środowisku o temperaturze niższej od temperatury początku 
przemiany martenzytycznej (rys. 5.23a). Stale węglowe hartuje na ogół w wodzie a stale 
stopowe w oleju. Przy chłodzeniu w powietrzu nie uzyskuje się szybkości krytycznych 
wymaganych dla stali węglowych i niskostopowych. Jedynie stale wysokostopowe o malej 
szybkości krytycznej ulegają zahartowaniu

 

w powietrzu; są to tak zwane stale samohartujące się. 

 

 

Rys. 5.23. Różne rodzaje hartowania stali. Schemat przebiegu chłodzenia na tle wykresu    
CTP: a) hartowanie zwykłe, b) hartowanie stopniowe, c) hartowanie z przemianą 
izotermiczną (bainityczne);  p — powierzchnia, r — rdzeń przedmiotu 

Hartowanie stopniowe. Zwykłe hartowanie martenzytyczne powoduje powstawanie naprężeń 

cieplnych i strukturalnych, co jest często przyczyną deformacji i pęknięć elementów obrabianych 
cieplnie. Aby tego uniknąć, stosuje się w niektórych przypadkach hartowanie stopniowe. Jest to 
hartowanie z pierwszym stopniem oziębiania w kąpieli solnej o temperaturze nieco wyższej od 
M

s

, w ciągu czasu niezbędnego do oziębienia całego przekroju przedmiotu do temperatury 

kąpieli, i z drugim stopniem oziębiania w powietrzu. Czas przetrzymywania w kąpieli solnej nie 
może być dłuższy niż wynosi czas trwałości austenitu w tej temperaturze - rys. 5.23b. 
Hartowanie stopniowe jest stosowane w obróbce cieplnej przedmiotów o małych przekrojach i 
skomplikowanym kształcie. 

   
 Hartowanie bainityczne z przemianą izotermiczną jest zabiegiem cieplnym polegającym na 

hartowaniu i oziębianiu w kąpieli solnej o temperaturze bliskiej, lecz nieco wyższej od M

s

 i 

wytrzymaniu w tej kąpieli w czasie zapewniającym całkowite ukończenie przemiany 
bainitycznej i następnie ochłodzeniu na powietrzu (rys. 5.23c). Ten rodzaj hartowania ma 
wszystkie dodatnie cechy hartowania stopniowego, a więc zmniejszenie naprężeń cieplnych i 
strukturalnych oraz zmniejszenie możliwości powstawania pęknięć i deformacji, a ponadto 
zapewnia uzyskanie przez stal dużej udarności, lecz niższej twardości od martenzytu. 

 

 78 

JW 

5.5. Hartowanie powierzchniowe 

Hartowanie powierzchniowe polega na szybkim nagrzaniu cienkiej warstwy powierzchniowej 

przedmiotu do temperatury powyżej A

c3

 (temperatury austenityzacji) i oziębieniu z dużą 

szybkością niezbędną do uzyskania struktury martenzytycznej w tej warstwie. Celem hartowania 
powierzchniowego jest nadanie warstwie powierzchniowej wysokiej twardości i odporności na 
ścieranie, przy zachowaniu ciągliwego rdzenia. Hartowaniu powierzchniowemu poddaje się stale 
węglowe o zawartości 0,4-0,6% oraz stale niskostopowe o zawartości 0,3-0,6% C. Elementy, od 
których wymaga się większej wytrzymałości, przed hartowaniem powierzchniowym poddaje się 
ulepszaniu cieplnemu, tj. hartowaniu i wysokiemu odpuszczaniu. Najczęściej stosowanymi 
metodami hartowania powierzchniowego są: 
a) hartowanie płomieniowe — polegające na nagrzewaniu powierzchni płomieniem gazowym, 
zwykle acetylenowo-tlenowym, za pomocą palnika o dużej wydajności, i na intensywnym 
oziębieniu strumieniem wody; 
b) hartowanie indukcyjne — polegające na nagrzewaniu warstwy powierzchniowej przedmiotu 
prądami wirowymi, wzbudzonymi przez prąd zmienny o wielkiej częstotliwości płynący we 
wzbudniku w postaci uzwojenia, i następnie szybkim oziębianiu natryskiem wodnym; 
c) hartowanie kąpielowe — polegające na nagrzewaniu powierzchni przez krótkie zanurzenie do 
kąpieli solnej lub metalowej i następnie oziębieniu; 
d) hartowanie kontaktowe lub oporowe, przy którym powierzchnia przedmiotu nagrzewa się w 
miejscu styku elektrody w postaci rolki dociskowej z powierzchni przedmiotu na skutek oporu 
omowego; 
e) hartowanie elektrolityczne, podczas którego grzanie odbywa się w elektrolicie wskutek 
przepływu prądu o dużym natężeniu przez elektrolit, przy czym katodą jest przedmiot 
nagrzewany. 

Stosowane jest również hartowanie z grzaniem powierzchniowym laserowym, elektronowym 

i plazmowym. 

  Wspólną cechą metod hartowania powierzchniowego jest zapewnienie tak szybkiego 

nagrzewania, aby przedmiot osiągnął temperaturę hartowania tylko do pewnej zadanej 
głębokości. Temperatura warstwy powierzchniowej przy szybkim nagrzewania przekracza 
zwykle znacznie (o ok. 100°C) właściwą temperaturę hartowania, a jednak nie wywiera 
ujemnego wpływu na własności stali, gdyż czas nagrzewania jest dużo krótszy niż przy 
hartowaniu zwykłym i praktycznie rozrost ziarn nie występuje. 

 Wszystkie metody hartowania powierzchniowego wymagają bardzo dokładnego opracowania 

warunków nagrzewania i ścisłego dostosowania ich do kształtu i żądanej charakterystyki 
hartowanej powierzchni. 

Wybór jednej z metod hartowania powierzchniowego oraz sposób wykonania zabiegu zależą 

m.in. od wielkości i kształtu obrabianych przedmiotów, od ich ilości oraz od żądanej głębokości 
utwardzenia. 

 Hartowanie płomieniowe pozwala na osiągnięcie głębokości zahartowania od około 2 do 8 

mm, przy minimalnej średnicy przedmiotu 20 mm. Na wyniki hartowania mają wpływ takie 
czynniki, jak: wydajność palnika, kształt jego końcówek, szybkość posuwu palnika lub 
przedmiotu, odległość palnika od powierzchni, czas upływający między końcem grzania a 
początkiem chłodzenia, intensywność chłodzenia. 

 Zależnie od kształtu i wielkości hartowanego przedmiotu rozróżnia się dwa sposoby 

hartowania: hartowanie jednoczesne obrotowe oraz hartowanie ciągłe posuwowe lub posuwowo-
obrotowe. 

  Metoda jednoczesnego hartowania polega na nagrzewaniu od razu całej powierzchni 

przedmiotu i po osiągnięciu właściwej temperatury na jej szybkim ochłodzeniu. Najczęściej 
spotykaną odmianą tego sposobu jest hartowanie obrotowe, w czasie którego palnik jest 
nieruchomy, a przedmiot obraca się z określoną prędkością - rys. 5.24. Sposób ten stosowany 
jest do przedmiotów okrągłych o niewielkich średnicach. 

 

 79 

JW 

 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 

 

Rys.  5.24.   Hartowanie  powierzchniowe płomieniowe jednoczesne obrotowe 

 
 Metoda hartowania ciągłego polega na postępowym ciągłym nagrzewaniu powierzchni i 

postępującym za nim oziębianiu ciągłym za pomocą natryskiwacza znajdującego się za 
palnikiem. Metodę tę stosuję się do przedmiotów o dużej powierzchni płaskiej – rys. 5.25, lub 
krzywoliniowej, długich przedmiotów walcowych (hartowanie posuwowo-obrotowe – rys. 5.26 
oraz przedmiotów o dużej średnicy. 

Hartowaniu płomieniowemu poddaje się przedmioty wykonane ze stali węglowych o 

zawartości 0,45 

÷0,60% C oraz niektóre gatunki stali manganowych chromowych i chromowo-

wanadowych. Największe zastosowanie ta metoda hartowania znalazła przy miejscowym 
utwardzaniu dużych części maszyn produkowanych pojedynczo lub w niewielkich seriach. 
Stosowana jest również przy hartowaniu kół zębatych o dużych modułach oraz wałów o dużych 
średnicach I długości do 10 m. 

Hartowanie indukcyjne (rys. 5.27) pozwala na osiągnięcie mniejszych głębokości 

zahartowania niż przy hartowaniu płomieniowym (ok. 0,2 - 5 mm).  

Głębokość warstwy, w której indukują się prądy wirowe można obliczyć za pomocą 

empirycznego wzoru: 

gdzie: 

ρ - oporność właściwa 

         

µ - przenikalność magnetyczna 

     f  - częstotliwość prądu w Hz 

    Przenikalność magnetyczna stali węglowej gwałtownie maleje w temperaturze 

przemiany magnetycznej (punkt Curie) i przy dalszym nagrzewaniu prawie nie 
ulega zmianie. Głębokość przenikania prądów wirowych wynosi dla: 

f

C

d

⋅

µ

ρ

=

]

mm

[

f

600

d

:

austenitu

]

mm

[

f

17

d

:

ferrytu

Fe

Fe

=

=

γ

α

 80 

JW 

Głębokość warstwy zahartowanej zależy od trzech czynników: częstotliwości prądu, mocy 

właściwej urządzenia (mocy we wzbudniku przypadającej na jednostkę powierzchni 
nagrzewanego przedmiotu) oraz czasu nagrzewania. Ze względu na konieczność szybkiego 
nagrzewania powierzchni przedmiotu w grzejnictwie indukcyjnym stosowane są częstotliwości 
prądu w granicach 1-5000 kHz.. Dla przykładu można podać, że przy częstotliwości f = 1000 Hz 
głębokość hartowania d = 6 mm, natomiast przy f = 450 000 Hz - d = 0,9 mm. 

Wielkość nagrzewanej powierzchni zależy od mocy generatora. Orientacyjne 

zapotrzebowanie mocy niezbędnej do nagrzania l cm

2

 wynosi 0,3-3,0 kW. Rozrzut ten jest 

spowodowany zróżnicowaną konstrukcją wzbudników, których kształt uzależniony jest od 
hartowanej powierzchni. Dużą rolę odgrywa też szczelina pomiędzy wzbudnikiem a 
powierzchnią nagrzewaną. W praktyce szczelina ta powinna zawierać się w granicach 1-3 mm. 

 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 

Rys.5.27. Schemat grzania indukcyjnego; l — induktor - wzbudnik, .1 -pręt nagrzewany, 
3 - linie pola magnetycznego, I

w

 — prąd we wzbudniku, I

p

 — prąd w przedmiocie 

     
Czas grzania, niezbędny do osiągnięcia temperatury austenityzacji, zależny jest częstotliwości 
prądu i mocy generatora. Teoretycznie dla bardzo małych powierzchni i małych głębokości czas 
grzania może wynosić ułamek sekundy, w praktyce zawiera się w granicach  2 

÷ 20 s. 

    Ze względu na bardzo duży koszt urządzeń, hartowanie indukcyjne stosuje się w produkcji 
wielkoseryjnej i masowej. Dla każdego typu przedmiotu wykonuje się specjalny wzbudnik, 

 

                

 

 
 
 
 
 
Rys. 5.25. Hartowanie powierzchniowe           Rys. 5.26. Hartowanie powierzchnie    
płomieniowe  ciągle 

posuwowe 

 

  płomieniowe ciągle posuwowo-obrotowe 

 81 

JW 

ściśle dostosowany do kształtu i wymiarów przedmiotu. Podobnie jak przy hartowaniu 
płomieniowym, również przy hartowaniu indukcyjnym rozróżnia się dwie podstawowe metody 
hartowania: hartowanie jednoczesne obrotowe oraz hartowanie ciągłe posuwowe lub posuwowo-
obrotowe – rys. 5.28 

 

 

 

Rys. 5.28. Schemat hartowania indukcyjnego ciągłego, posuwowo-obrotowego;  

l - wzbudnik dwuzwojowy, 2 - natryskiwacz, 3 - przedmiot 

 
    Ogólna zasada hartowania indukcyjnego jest podobna do hartowania płomieniowego z tą 
różnicą, że w miejscu palników umieszczony jest wzbudnik, który bardzo często spełnia rolę 
natryskiwacza.  
   W przemyśle największe zastosowanie znalazło hartowanie indukcyjne, a następnie 
płomieniowe. Inne metody hartowania powierzchniowego jak: kąpielowe, kontaktowe czy 
elektrolityczne, stosowane są sporadycznie. 

5.6. Hartowność i utwardzalność stali 
   Cechami charakteryzującymi stal zahartowaną są utwardzalność i hartowność. Pojęcia te są 

zbieżne, gdyż określają własności stali zahartowanej, które są ściśle od siebie uzależnione. 
Przez utwardzalność rozumie się zdolność stali do utwardzania się przy hartowaniu, a określa ją 
maksymalna twardość mierzona na powierzchni stali, którą uzyskano przy optymalnych 
parametrach hartowania. Twardość po hartowaniu jest zależna od zawartości węgla w stali. 
Wyższa zawartość węgla w martenzycie zwiększa twardość stali, ale tylko do zawartości ok. 
0,9% C. W stalach nadeutektoidalnych, dla których optymalną temperaturą hartowania jest A

c1

+ 

30°C, zawartość węgla w martenzycie po hartowaniu jest stała, zmienia się natomiast ilość 
cementytu, który jednak nie wpływa w sposób istotny na zmianę twardości. 
   Z kolei przez hartowność rozumie się głębokość na jaką stal da się zahartować. Miarą 
hartowności jest więc grubość strefy zahartowanej.  
    Przy hartowaniu przedmiotów stalowych nie następuje zwykle zahartowanie na wskroś, gdyż 
szybkość chłodzenia jest większa na powierzchni, a mniejsza w rdzeniu. Rozkład szybkości 
chłodzenia na przekroju okrągłego pręta podczas hartowania przedstawiono w przybliżeniu linią 
ciągłą na rys. 5.28a. Jeżeli szybkość hartowania w środkowej części pręta będzie mniejsza od 
krytycznej szybkości hartowania V

kr

 to pręt nie zahartuje się na wskroś, jego struktura w rdzeniu 

będzie się składała z perlitu i bainitu, a głębokość strefy zahartowanej będzie równa tylko 
grubości warstwy zakreskowanej. 

 82 

JW 

Strefa nie zahartowana 

 

 

Rys. 5.29. Hartowanie pręta stalowego V

kr 

 - krytyczna szybkość chłodzenia. V

p

 - 

szybkość chłodzenia powierzchni. V

r

 - szybkość chłodzenia rdzenia 

 
    Na rysunku 5.29 przedstawiono również wykres CTP, na którym naniesiono linie szybkości 
chłodzenia: powierzchni – V

p

 i rdzenia - V

r

 próbki oraz zaznaczono szybkość krytyczną V

kr

. Jest 

oczywiste, że ze zmniejszeniem krytycznej szybkości hartowania wzrasta głębokość warstwy 
zahartowanej. Tak więc, im mniejsza jest V

kr

 dla danej stali, tym większa jest jej hartowność. 

Wartość V

kr

 jest ściśle związana z szybkością przemiany austenitu w struktury perlityczne, a 

zatem z położeniem krzywej początku przemiany na wykresie CTP, które z kolei zależne jest od 
gatunku stali. 
    Głębokość warstwy zahartowanej zmienia się także zależnie od użytego środka oziębiającego. 
Jeżeli środek oziębiający szybciej będzie odbierał ciepło ze stali, to na większej głębokości od 
powierzchni stal będzie chłodzona z szybkością większą od krytycznej. Na przykład warstwy 
zahartowane w przedmiotach chłodzonych w wodzie są grubsze niż warstwy po hartowaniu w 
oleju. 

Jako głębokość warstwy zahartowanej przyjmuje się zwykle umownie odległość od 

powierzchni do początku warstwy o strukturze półmartenzytycznej, czyli do tej warstwy 
przekroju, w której struktura składa się w 50% z martenzytu i w 50% ze struktur 
niemartenzytycznych. Największa średnica pręta okrągłego, przy której zachodzi zahartowanie 
na wskroś (tj. w środku pręta będzie 50% martenzytu), nazywana jest średnicą krytyczną D

o

. 

Strefę półmartenzytyczną można łatwo określić na podstawie badań mikrostruktury lub, co jest 
łatwiejsze, na podstawie pomiarów twardości. Należy zaznaczyć, że twardość strefy 
półmartenzytycznej, podobnie jak twardości martenzytu, zależy od zawartości węgla i dla 
różnych gatunków stali będzie inna. 

    Metody określania hartowności 
    Metoda krzywych

 U. Hartowność i średnicę krytyczną dla danego gatunku stali można 

określić metodą pomiaru twardości na przekroju poprzecznym zahartowanej próbki. W tym celu 
poddaje się hartowaniu w tych samych warunkach kilka próbek różnych średnicach, następnie 
przecina się je i dokonuje pomiaru twardości wzdłuż średnicy próbki. Wyniki pomiarów nanosi 
się na wykres, który wyglądem przypomina literę U (rys . 5.30). Stąd metoda ta nosi nazwę 
krzywych U. W celu pełnego scharakteryzowania hartowności badanej stali, wyniki pomiarów 
twardości dla wszystkich próbek nanosi się na jeden zbiorczy wykres. Na rysunku 5.31 
przedstawione są dwa wykresy zbiorcze dla stali węglowej o zawartości 0,4% C i stali 
chromowej o zawartości 0,45% C i 1,0% Cr. Twardość struktury półmartenzycznej dla stali o tej 
zawartości węgla wynosi ok. 45 HRC. Jak widać na wykresie, stal stopowa ma większą 
hartowność, gdyż próbka o średnicy 50 mm zahartowała się na wskroś (D

o

 =

 50 mm), natomiast 

 83 

JW 

w przypadku stali węglowej na wskroś zahartowała się jedynie próbka o średnicy ok. 15 mm (D

o

 

=

 15 mm). 

 

 

Rys. 5.30. Badanie hartowności stali metodą krzywych U. Rozkład twardości na 

przekroju próbki 

 

 

 

Rys. 5.31. Krzywe U dla prętów o różnej średnicy: a) stal węglowa o zawartości 0,45% 

C, b) stal stopowa o zawartości 0,40% C i 1,0% Cr 

 
    Metoda Jominy'ego.

 Metoda krzywych U jest dość kłopotliwa, gdyż wymaga wykonania i 

przebadania wielu próbek. Z tego względu obecnie najczęściej stosowaną metodą oznaczania 
hartowności stali jest metoda hartowania od czoła (Jminy'ego). Próba ta jest znormalizowana i 
opisana w normie PN-79/H-04402 polega ona na nagrzaniu próbki o znormalizowanych 
wymiarach (

φ 25 mm, długość 100 mm) do temperatury austenityzacji i następnie oziębieniu jej 

od czoła strumieniem wody. Następnie po obu stronach próbki wzdłuż tworzącej dokonuje się 
pomiarów twardości metodą Rockwella lub Vickersa. Średnie arytmetyczne kolejnych pomiarów 
z obu stron próbki nanosi się na wykres przedstawiający zmianę twardości w funkcji odległości 
od czoła (rys. 5.31). Korzystając z tego wykresu oraz znając twardość struktury 
półmartenzytycznej dla danej stali, można określić, w jakiej odległości od czoła otrzymamy 
strukturę półmartenzytyczną. Następnie na podstawie odpowiednich nomogramów 
uwzględniających ośrodek chłodzący można określić średnicę krytyczną Dp badanej stali. 
Wykonując szereg prób hartowności dla różnych wytopów tego samego gatunku stali i nanosząc 
wyniki pomiarów twardości na ten sam wykres, otrzymuje się tzw. pasmo hartowności (rys. 
5.32 

 84 

JW 

 

Rys. 5.32 Kształt i wymiary próbki do badania hartowności metodą Jominy'ego; na tle 
próbki krzywa rozkładu twardości wzdłuż tworzącej 

 

 

Rys.5.33. Pasmo hartowności dla stali węglowej o zaw. ok. 0,50% C 

 
5.7. Odpuszczanie 
   Hartowanie martenzytyczne jest pierwszym etapem obróbki cieplnej stali konstrukcyjnych. 
Mała plastyczność i duże naprężenia własne uniemożliwiają bezpośrednie stosowanie stali 
konstrukcyjnej w takim stanie, jaki otrzymuje się po hartowaniu. Niezbędny jest następny zabieg 
cieplny - odpuszczanie, który zwiększa plastyczność i ciągliwość, a zmniejsza naprężenia 
własne. Odpuszczanie jest więc końcowym zabiegiem obróbki cieplnej (ulepszania cieplnego) 
stali konstrukcyjnej, ustalającym ostatecznie jej własności. Wyjątek stanowi tu jedynie 
hartowanie bainityczne, po którym odpuszczanie nie jest wymagane. 

Odpuszczanie polega na nagrzaniu uprzednio zahartowanej stali do temperatury niższej od 

temperatury przemiany eutektoidalnej i chłodzeniu do temperatury otoczenia. 

Zależnie od stosowanej temperatury rozróżnia się odpuszczanie niskie, średnie i wysokie. 
Odpuszczanie niskie  przeprowadza się w zakresie temperatury 150-250°C celem 

usunięcia naprężeń hartowniczych, przy zachowaniu dużej twardości i odporności na 
ścieranie. Stosuje się głównie do stali narzędziowych. 

Odpuszczanie  średnie  przeprowadza się w zakresie temperatury 250-500°C w celu 

uzyskania przez stal dużej wytrzymałości i sprężystości. Twardość ulega przy tym dość 
znacznemu obniżeniu. Tego rodzaju odpuszczaniu poddaje się sprężyny, resory, matryce, 
części silników, samochodów itp. 

Odpuszczanie wysokie przeprowadza się w zakresie temperatury powyżej 500°C i poniżej 

A

cl

.  Ma ono na celu m.in. uzyskanie możliwie najwyższej udarności dla danej stali, przy 

jednoczesnym zwiększeniu stosunku R

e

  do  R

m

.  Stal konstrukcyjna odpuszczona wysoko po 

hartowaniu uzyskuje strukturę sorbityczną i odznacza się z reguły wyższą granicą 
plastyczności i wyższym wydłużeniem i przewężeniem niż ta sama stal o strukturze 
perlitycznej. Podczas wysokiego odpuszczania, poza zmianami strukturalnymi, zachodzi 

 85 

JW 

jednocześnie prawie całkowite usunięcie naprężeń powstałych podczas hartowania. 
Odpuszczanie wysokie stosuje się do większości stali konstrukcyjnych. 

Temperaturę i czas odpuszczania dobiera się w zależności od własności, jakie mają być 

otrzymane. 

Schemat zmian własności mechanicznych stali konstrukcyjnych w zależności od temperatury 

odpuszczania przedstawiony jest na rys. 5.34. 

 

 

Rys. 5.34. Zmiana własności mechanicznych stali konstrukcyjnej w zależności od  

temperatury odpuszczania 

 

Kruchość odpuszczania

. Temperatura odpuszczania i szybkość chłodzenia przy 

odpuszczaniu mają znaczny wpływ na udarność konstrukcyjnej stali stopowej. W przypadku 
powolnego chłodzenia stali po odpuszczaniu 

krzywa charakteryzująca jej udarność ma dwa 

minima: dla około 300°C i około 500 ÷ 600°C. Jest to zjawisko tzw. kruchości odpuszczania 
pierwszego i drugiego rodzaju. 

 

 

 

 
 
 
 
 
 
 
 
 
Rys. 5.35. Wpływ temperatury odpuszczania i szybkości chłodzenia po odpuszczaniu 

 na udarność stali 

Kruchość odpuszczania pierwszego rodzaju  powstaje podczas odpuszczania w 

temperaturze około 300°C niezależnie od składu chemicznego stali i szybkości chłodzenia po 
odpuszczaniu (rys. 5.35 i 5.36). Z tego względu należy unikać odpuszczania w tym zakresie 
temperatury. 

 

 86 

JW 

 

Rys. 5.36. Udarność stali w różnych temperaturach w zależności  od szybkości  chłodzenia 

po odpuszczaniu 

 

Kruchość odpuszczania drugiego rodzaju 

ujawnia się po odpuszczaniu w temperaturze 

powyżej 500°C w przypadku, gdy po odpuszczaniu przedmiot jest chłodzony powoli, 

natomiast w razie szybkiego chłodzenia udarność nie zmniejsza się, wzrasta monotonicznie z 

podwyższaniem temperatury odpuszczania (rys. 5.35.). Wzrost szybkości chłodzenia po 

odpuszczaniu powoduje również przesunięcie progu kruchości  w kierunku niższych 

temperatur (rys. 5.36). Skłonność do kruchości odpuszczania drugiego rodzaju wykazują tylko 

niektóre konstrukcyjne stale stopowe np. chromowo-manganowe, chromowo-niklowe lub 

chromowo-wanadowe, natomiast nie są do niej skłonne np. stale węglowe i stale stopowe z 

dodatkiem Mo. 

 

5.8. Przesycanie i starzenie stopów żelaza 

Przesycaniem nazywa się operację cieplną polegającą na: 1) nagrzaniu stali do temperatury, w 

której wydzielona faza przechodzi do roztworu stałego, tj. powyżej temperatury granicznej 
rozpuszczalności, 2) wygrzaniu w tej temperaturze, 3) oziębieniu w celu zatrzymania 
rozpuszczonego składnika w roztworze przesyconym (rys. 4.37). Stan przesycony jest 
nietrwały i stop dąży do przejścia w stan równowagi, co może nastąpić stosunkowo łatwo 
np. po podgrzaniu. W stanie przesyconym stop ma większą plastyczność, natomiast twardość i 
wytrzymałość ulegają zmniejszeniu. 

 

 

Przesycanie stosowane jest np. do stali chromowo-niklowej o strukturze austenitycznej 

(stale kwasoodporne) lub o dużej zawartości manganu. Stale te nagrzewa się do temperatury 
ok. 1100°C i następnie oziębia się w wodzie. Celem tego zabiegu jest rozpuszczenie 
węglików i uzyskanie jednorodnej struktury austenitycznej. Obróbka taka zwiększa przede 
wszystkim odporność na korozję międzykrystaliczną stali typu 18-8 (18% Cr, 8% Ni). 
Przesycanie stosuje się również w przypadku wysokostopowych stali żarowytrzymałych i 
stali o specjalnych własnościach magnetycznych. Zabieg ten ponadto jest szeroko 
stosowany do wielu stopów metali nieżelaznych. 

 

 87 

JW 

Starzenie  polega na nagrzaniu i wytrzymaniu uprzednio przesyconego roztworu w 

temperaturze znacznie niższej od temperatury granicznej rozpuszczalności w celu wydzielenia 

o odpowiednim stopniu dyspersji składnika lub składników znajdujących się w nadmiarze 

w przesyconym roztworze stałym. W przypadku niektórych stopów procesy starzenia 

zachodzą już w temperaturze otoczenia, co nosi nazwę starzenia naturalnego 

(samorzutnego). W czasie starzenia zachodzą zmiany strukturalne zbliżające skład stopu do 

stanu równowagi. Wydzielanie się w czasie starzenia składnika (znajdującego się w 

przesyconym roztworze stałym) w postaci skupień lubfaz o dużej dyspersji powoduje 

utwardzanie stopu. Z tego względu połączenie zabiegów przesycenia i starzenia nosi nazwę 

utwardzania wydzieleniowego.

 

W stalach niskowęglowych przeznaczonych do głębokiego tłoczenia, a także w 

stalach kotłowych starzenie jest niekorzystne, gdyż obniża plastyczność i powoduje 

kruchość. Zjawisko to występuje silniej w stalach nieuspokojonych, gdyż oprócz węgla w 

ferrycie rozpuszczony jest także azot, który tworzy z żelazem fazę międzywęzłową Fe

4

N. 

Szybkie chłodzenie np. od temperatury walcowania powoduje zatrzymanie prawie całej ilości 

rozpuszczonych składników w ferrycie, które następnie wydzielają się podczas starzenia, 

zwłaszcza na granicach ziarn. Starzenie może zachodzić już w temperaturze otoczenia, 

zwłaszcza w ciągu dłuższych okresów czasu, i powoduje pogorszenie własności plastycznych 

stali. 

 90 

JW 

6. Obróbka cieplno-chemiczna stali 

6.1. Wiadomości ogólne 

Obróbkę cieplno-chemiczną, podobnie jak omówione już hartowanie powierzchniowe, stosuje 

się w celu uzyskania wysokiej twardości warstwy powierzchniowe przedmiotu, przy zachowaniu 
ciągliwego rdzenia. Zapewnia to dużą odporność ni ścieranie i wysoką wytrzymałość na 
obciążenia dynamiczne, a w niektórych przepadkach zabezpiecza stal przed korozją. 

W stosunku do hartowania powierzchniowego obróbka cieplno-chemiczną jest procesem 

mniej wydajnym, ale za to zapewnia większe różnice między własnościami rdzenia i warstwy 
powierzchniowej, gdyż są one wynikiem nie tylko różnic struktury, ale także składu 
chemicznego. Dodatkową jej zaletą jest możliwość stosowania do dowolnych przedmiotów, 
niezależnie od ich kształtu (hartowanie powierzchniowe jest niemożliwe przy zbyt 
skomplikowanych kształtach). 

Obróbka cieplno-chemiczną polega na dyfuzyjnym wprowadzeniu do przypowierzchniowej 

warstwy przedmiotu obcego pierwiastka, celem spowodowania odpowiednich zmian jej 
własności (w niektórych przypadkach właściwy efekt uzyskuje się dopiero po dodatkowej 
obróbce cieplnej). Ogólnie dzieli się na:  

•  dyfuzyjne nasycanie niemetalami (nawęglanie, azotowanie, utlenianie, siarkowanie, 

borowanie, krzemowanie), 

•   dyfuzyjne nasycanie metalami (aluminiowanie, chromowanie, cynkowanie, 

tytanowanie), 

•  dyfuzyjne nasycanie wieloskładnikowe (węgloazotowanie, węglotytanowanie 

siarkowęgloazotowanie itd.). 

 

Obróbkę cieplno-chemiczną przeprowadza się w środowisku bogatym w składnik 

dyfundujący do stali. W większości przypadków stosuje się środowisko gazowe i wówczas w 
czasie obróbki zachodzą trzy podstawowe procesy: 

a)  dysocjacja — polegająca na rozkładzie cząsteczek gazu i utworzeniu aktywnych atomów 

pierwiastka dyfundującego, np.  

2CO 

→ CO

2

 + C, 

NH

3

 

→ 3H + N; 

b)  adsorpcja — polegająca na wchłanianiu (rozpuszczaniu) wolnych atomów przez 

powierzchnię metalu (zachodzi tylko wtedy, gdy pierwiastek wprowadzany rozpuszcza 
się w obrabianym metalu), 

c)  dyfuzja — polegająca na przemieszczaniu się obcych atomów w sieci przestrzennej 

obrabianego metalu. 

     W wyniku tych trzech procesów powstaje warstwa dyfuzyjna, w której stężenie 

dyfundującego pierwiastka osiąga maksimum na powierzchni i maleje w miarę oddalania się od 

niej. 

    Przemieszczanie dyfuzyjne atomów uwarunkowane jest następującymi czynnikami: 

•  wzajemną rozpuszczalnością metalu nasycanego i pierwiastka nasycającego, 

•  dążeniem układu do wyrównywania składu chemicznego w całej objętości, 
•  ruchami cieplnymi atomów. 

Szybkość przemieszczania się atomów, czyli szybkość dyfuzji w dużej mierze zależy od 

temperatury i wzrasta z jej podwyższeniem. 

W zależności od przebiegu dyfuzji rozróżnia się dyfuzję atomową i dyfuzję reakcyjną. 

Dyfuzja atomowa polega na przemieszczaniu się atomów jednego pierwiastka do sieci 
elementarnej pierwiastka drugiego, przy czym powstaje roztwór stały o sieci elementarnej 
pierwiastka rozpuszczającego. Tworzenie się nowych faz o budowie różnej od budowy 
pierwiastka rozpuszczającego jest niemożliwe i maksymalne stężenie pierwiastka dyfundującego 
nie przekracza granicznej rozpuszczalni w temperaturze dyfuzji. Widać więc, że przy dyfuzji 
atomowej zachodzi jedynie zmiana stężenia składnika rozpuszczanego w sieci elementarnej 

 91 

JW 

składnika rozpuszczającego, tworzącego w wyniku tego roztwór stały. Zmiana ta powoduje, że 
różnice we własnościach warstwy powierzchniowej metalu rozpuszczającego, czemu towarzyszy 
zazwyczaj zmiana mikrostruktury. Zdarzają się jednak przypadki, że mikrostruktura powstałego 
roztworu stałego nie różni się wyraźnie od mikrostruktury metalu rozpuszczającego i ujawnienie 
granicy między nimi jest trudne.  

Mechanizm dyfuzji atomowej jest następujący: Jak wiadomo, temperatura określa wielkość 

energii układu, która rozdzielona jest między poszczególne atomy nierównomiernie. W związku 
z tym w sieci elementarnej znajduje się pewna ilość atomów, których energia jest znacznie 
większa niż atomów pozostałych. Energia ta przejawia się w drganiach i atom mający taką 
zwiększoną ilość energii wychodzi ze swego normalnego położenia w węźle sieci elementarnej, 
zajmując położenie nienormalne - międzywęzłowe. W sieci elementarnej pojawia się puste 
miejsce (wakans).  

Istnienie wolnych miejsc w sieci elementarnej umożliwia powstawanie na drodze dyfuzji tzw. 

roztworów stałych różnowęzłowych, tzn. roztworów, w których część atomów w węzłach sieci 
metalu rozpuszczającego jest zastąpiona atomami pierwiastka rozpuszczonego. 

Nieco inaczej przebiega proces powstawania na drodze dyfuzji roztworów stałych 

międzywęzłowych. W tym przypadku atomy pierwiastka rozpuszczanego wnikają w przestrzenie 
międzywęzłowe sieci elementarnej metalu rozpuszczającego. Taki proces zachodzi przede 
wszystkim w przypadku dyfuzji pierwiastków o małych średnicach atomowych, jak wodór, 
węgiel, azot, czy bor

. 

Energię, która jest konieczna do przesunięcia atomu z jednego położenia w sieci elementarnej 

w drugie, nazywa się energią aktywacji. Oczywiście energia ta podczas tworzenia się stałych 
roztworów międzywęzłowych jest znacznie mniejsza niż podczas tworzenia się roztworów 
różnowęzłowych, gdyż w pierwszym przypadku odpada konieczność przesuwania atomów 
metalu rozpuszczającego z węzłów sieci w położenie nienormalne. 

Drugim rodzajem dyfuzji jest dyfuzja reakcyjna, której wynikiem jest powstanie nowej fazy 

międzymetalicznej, zgodnie z wykresem równowagi między pierwiastkiem rozpuszczanym i 
metalem rozpuszczającym. Proces dyfuzji reakcyjnej można podzielić na dwa etapy: 

a) powstanie nowej fazy na powierzchni metalu na skutek zachodzącej reakcji chemicznej, 

b) rozrost nowej fazy na skutek zachodzącej dyfuzji. 

W wielu przypadkach z wykresu równowagi wynika, że pierwiastek rozpuszczany może 

tworzyć z metalem rozpuszczającym zarówno graniczne roztwory stałe, jak i fazy 
międzymetaliczne. Powstaje więc pytanie, która dyfuzja (atomowa czy reakcyjna) zachodzi 
wcześniej. Przeważa opinia, że faza międzymetaliczna powstaje w drugiej kolejności, tzn. po 
granicznym nasyceniu metalu rozpuszczającego pierwiastkiem rozpuszczanym. 

Budowa faz międzymetalicznych i ich skład chemiczny zależą od takich czynników, jak 

budowa krystaliczna reagujących pierwiastków, stan ich powierzchni, temperatura itp. 

Wielkością charakterystyczną dla procesów dyfuzyjnych jest tzw. współczynnik dyfuzji D, 

wyrażany równaniem  

D = D

o

 e

-Q/RT 

gdzie: D

o

- stały współczynnik dla danej sieci krystalicznej, 

e - podstawa logarytmów naturalnych,  
Q - energia aktywacji (dla wytrącenia atomu z położenia równowagi),  
R - stała gazowa,  
T - temperatura bezwzględna. 

Jak widać, współczynnik ten zależy przede wszystkim od temperatury i wzrasta wraz z jej 
wzrostem (powiększa się ilość wolnych miejsc w węzłach sieci). 

Grubość warstwy dyfuzyjnej w zależności od czasu (przy ustaleniu pozostałych parametrów 

procesu, takich jak temperatura, ciśnienie itd.), określa równanie 

Y

2

 = k

τ

 

gdzie: y - grubość warstwy dyfuzyjnej,  

k - stała zależna od współczynnika dyfuzji,  

 

 

τ

  

-

 

czas procesu. 

 92 

JW 

     Dyfuzja w metalach może zachodzić bądź równolegle do powierzchni, bądź w głąb ziarn, 
bądź też wzdłuż ich granic. Doświadczalnie ustalono, że największa wartość ma współczynnik 
dyfuzji na powierzchni metalu, mniejszą na granicy ziarn, a najmniejszą w samych ziarnach. 
Ustalono także, że szybkość dyfuzji w metalach o elementarnej sieci regularnej (żelazo, 
aluminium, nikiel, kobalt, miedź, molibden: praktycznie nie zależy od kierunku osi 
krystalograficznych. Natomiast metale o innych sieciach wykazują pewną anizotropowość 
dyfuzji. Spośród różnych procesów obróbki cieplno-chemicznej najczęściej są stosowane 
nawęglanie, azotowanie i węgloazotowanie. 

6.2. Węgloutwardzanie cieplne 

     Węgloutwardzaniem cieplnym nazywa się zespól operacji polegających na kolejnym 
dyfuzyjnym nasycaniu węglem przypowierzchniowych stref przedmiotu (nawęglaniu), 
hartowaniu i niskim odpuszczaniu. W wyniku tego procesu uzyskuje się twardą (60-64 HRC), 
odporną na ścierania warstwę powierzchniową przy zachowaniu ciągliwego rdzenia. W 
niektórych przypadkach stosuje się wzbogacanie węglem do określonego stężenia warstw 
powierzchniowych przedmiotu, odwęglonych w poprzedzających operacjach technologicznych. 
Taki proces nazywa się dowęglaniem. 

    Rozróżnia się dwa rodzaje nawęglania: w proszkach i gazowe.  
    Nawęglanie w proszkach przeprowadza się w szczelnych skrzynkach wykonanych 

ze stali żaroodpornych lub stopów niklowo-chromowych, wypełnionych najczęściej mieszaniną 
węgla drzewnego (w postaci granulek o średnicy kilku mm) intensyfikatorów, czyli środków 
przyspieszających nawęglanie. Mieszaninę tę nazywa się proszkiem do nawęglania lub 
karburyzatorem. Jako intensyfikatory zwykle stosuje się węglan baru (BaCO

3

) oraz węglan sodu 

(Na

2

CO

3

,), których zawartość w świeżym proszku do nawęglania wynosi 10-30%.  

W temperaturze nawęglania (900-950°C) tlen zawarty w powietrzu znajdującym się między 
granulkami łączy się z węglem, tworząc z powodu małej ilości tlenek węgla CO. Tlenek ten w 
zetknięciu z żelazem rozkłada się wg reakcji 

2CO 

→ CO

2

 + C, 

tworząc węgiel atomowy (in statu nascendi), wchłaniany przez powierzchnię przedmiotu. 

Jednocześnie zachodzą reakcje: 

BaC0

3

 + C 

→ BaO + 2CO, 

2CO 

→ CO

2

 + C, 

które uaktywniają proces nawęglania. 

    Proces nawęglania w proszkach jest długotrwały (czasem trwa do kilkudziesięciu godzin) i nie 
można go kontrolować, dlatego stosuje się go jedynie w produkcji jednostkowej i małoseryjnej. 
Natomiast w produkcji masowej powszechnie stosuje nawęglanie gazowe, polegające na 
wygrzewaniu obrabianych przedmiotów w komorze pieca, przez którą z określoną szybkością 
przepływa gaz nawęglający. 

Jako gazy nawęglające najczęściej stosuje się gaz ziemny, gaz świetlny, gaz generatorowy i 

gaz koksowniczy, gazy pochodzące z rozkładu benzolu i ropy naftowej, a także specjalnie 
wytwarzane mieszaniny tych gazów z węglowodorami. 

Najtańszym i najsilniej działającym jest gaz ziemny, zawierający 92-96% metanu CH

4

. Nie 

można go jednak stosować w czystej postaci, gdyż powstaje wtedy dużo sadzy, która pokrywa 
obrabiane przedmioty, hamując ich nawęglanie. Dlatego zwykle używa się go po połączeniu z 
produktami niezupełnego spalania gazu ziemnego. W wyniku otrzymuje się mieszaninę głównie 
CH

4

, CO i N

2

, która charakteryzuje się dobrą aktywnością, a nie wytwarza sadzy. W 

temperaturze nawęglania (900-950°C) zachodzą reakcje

: 

CH

4

 

→ 2H

2

 + C, 

2CO 

→ CO

2

 + C

, 

 93 

JW 

w wyniku których powstaje węgiel „in statu nascendi", dyfundujący do stali. 

Główną zaletą nawęglania gazowego jest możliwość regulowania stężenia węgla w warstwie 

powierzchniowej zarówno przez dobór składu gazu nawęglającego, jak i zmiany szybkości jego 
przepływu przez komorę pieca. Proces trwa krócej niż nawęglanie w proszkach (unika się 
nagrzewania skrzynki i karburyzatora), jest prostszy (unika się czynności związanych z 
umieszczaniem przedmiotów obrabianych w skrzynkach i ich wyjmowaniem po nawęglaniu) i 
łatwiejszy do automatyzacji. Dodatkową zaletą jest możliwość hartowania przedmiotów 
bezpośrednio po nawęgleniu. 

Nawęglaniu poddaje się wyroby ze stali niestopowych niskowęglowych (np gatunku 10, 15, 

20 wg PN-93/H-84019) lub ze stali stopowych konstrukcyjnych (np. gatunku 15H, 20H, 16HG, 
15HGM, 17HGN wg PN-89/H-84030/02), o zawartości węgla 0,07-0,24%. 

Głębokość warstwy nawęglonej dla danych warunków nawęglania zależy od temperatury i 

czasu trwania procesu. Im wyższa temperatura (praktycznie wynosi 900-950°C), tym szybkość 
nawęglania jest większa, ale niezależnie od temperatura proces nawęglania najintensywniej 
zachodzi w pierwszym okresie, a potem stopniowo szybkość jego się zmniejsza. W praktyce 
grubość warstwy nawęglonej zawiera się w granicach 0,6-2,0 mm. 

Zawartość węgla na powierzchni nawęglonej jest określona graniczną rozpuszczalnością 

węgla w austenicie w temperaturze procesu. Na przykład dla temperatury nawęglania 900°C, 
zgodnie z wykresem równowagi Fe-Fe

3

C, wynosi ona 1,2-1,3%. W miarę oddalania się od 

powierzchni zawartość węgla stopniowo maleje, aż do zawartości odpowiadającej stali 
nienawęglonej. W związku z tym warstwa nawęglona po powolnym chłodzeniu od temperatury 
nawęglania składa się z: 

a) przypowierzchniowej warstwy nawęglonej do zawartości węgla powyżej 0,8%; jest to strefa      

nadeutektoidalna o strukturze złożonej z perlitu otoczonego cienką siatką cementytu

; 

b) warstwy o zawartości węgla około 0,8%; jest to strefa eutektoidalna o strukturze perlitu; 
c) warstwy o zawartości węgla poniżej 0,8%; jest to strefa podeutektoidalna 

o strukturze perlityczno-ferrytycznej, przechodząca stopniowo w ferrytyczno-perlityczną 
strukturę rdzenia. 

Rozkład stężenia węgla w warstwie nawęglonej pokazano na rys. 6.1, a strukturę warstwy - 

na rys. 6.

2. 

6.1. Rozkład stężenia węgla w warstwie nawęglonej (linią przerywaną zaznaczono 
stężenie węgla w rdzeniu 

 
Maksymalna zawartość węgla w strefie nadeutektoidalnej nie powinna przekraczać 1,1-1,2% C. 
W przeciwnym przypadku podczas chłodzenia tworzy się duża ilość cementytu wtórnego, który 
zwiększa jej kruchość. 

    W wielu przypadkach niektóre powierzchnie przedmiotów muszą być chronione przed 
nawęglaniem. Zabezpiecza się je bądź przez pokrycie odpowiednimi pastami (złożonymi z 
glinki, piasku, boraksu, szkła wodnego itd.), bądź przez galwaniczne miedziowanie (warstwa 
grubości kilku setnych mm). Jak już wspomniano, celem węgloutwardzania jest wytworzenie 
twardej i odpornej na ścieranie warstwy powierzchniowej, przy zachowaniu ciągliwego rdzenia. 
Samo nawęglanie wytwarza jedynie korzystny rozkład węgla na przekroju przedmiotu, a 
ostateczny efekt uzyskuje się dopiero przez odpowiednią obróbkę cieplną. Mniej 
odpowiedzialne przedmioty można hartować bezpośrednio z temperatury nawęglania. W tym 

 94 

JW 

jednak przypadku z ziarn austenitu rozrośniętych na skutek długotrwałego wygrzewania w 
wysokiej temperaturze otrzymuje się gruboiglasty martenzyt i gruboziarnistą strukturę rdzenia. 
W warstwie nawęglonej występuje ponadto większa ilość austenitu szczątkowego (wyższa 
temperatura hartowania), co oczywiście zmniejsza jej twardość. Przedmioty bardziej 
odpowiedzialne po nawęgleniu chłodzi się w powietrzu, a następnie hartuje z temperatury 850-
900°C, zależnie od gatunku stali. Najbardziej właściwą obróbką cieplną przedmiotów 
nawęglonych, zapewniającą szczególnie wysokie własności, jest hartowanie dwustopniowe. 
Pierwsze przeprowadza się z temperatury 850-900°C i jego głównym celem jest rozdrobnienie 
struktury rdzenia oraz rozpuszczenie siatki cementytu w warstwie powierzchniowej (jeśli siatka 
taka utworzyła się podczas nawęglania). W związku z tym w przypadku stali stopowych może 
być zastąpione normalizowaniem. Powtórne hartowanie przeprowadza się z temperatury 760-
800°C, dzięki czemu w warstwie powierzchniowej powstaje drobnoiglasty martenzyt z 
ewentualnymi wtrąceniami cementytu drugorzędowego. Ta temperatura jest jednak za niska do 
zupełnego zahartowania rdzenia, toteż nawet w przypadku stali o dużej hartowności będzie on 
miał strukturę złożoną z ferrytu i martenzytu niskowęglowego (stale o małej hartowności 
zachowują w rdzeniu strukturę ferrytyczno-perlityczną

). 

 

 

 

 

 Rys. .2. Struktura nawęglonej stali 15 (ok. 0,15% C) nie poddanej obróbce cieplnej: 

 a) 100x; b), c), d), i e) 500x. Traw. 5% alkoholowym roztworem HN03 

 

Końcową operacją jest w każdym przypadku odpuszczanie w temperaturze 150-200°C, 

usuwające naprężenia własne. 

Po prawidłowej obróbce cieplnej przedmioty nawęglone wykazują na powierzchni twardość 

60-64 HRC, przy twardości rdzenia 25-35 HRC. 

 

 

 

 

 

 95 

JW 

6.3. Azotowanie 
    Azotowaniem nazywa się dyfuzyjne nasycanie azotem przypowierzchniowych 

stref przedmiotu. Zależnie od celu azotowania i sposobu jego przeprowadzania rozróżnia się: 

a)  azotowanie utwardzające,  
b)  azotowanie przeciwkorozyjne. 

W przeciwieństwie do nawęglania, azotowanie powoduje utwardzenie stref 
przypowierzchniowych bez dodatkowej obróbki cieplnej. Dlatego azotowaniu poddaje się stale 
uprzednio ulepszone cieplnie (hartowane i wysokoodpuszczone), przy czym temperatura ich 
odpuszczania jest nieco wyższa od temperatury azotowania utwardzającego. 
    Azotowaniu utwardzającemu poddaje się specjalne stale stopowe, zawierające pierwiastki 
tworzące trwałe azotki o wysokiej dyspersji (AlN, CrN, MoN), które zapewniają zachowanie 
bardzo wysokiej twardości stali aż do temperatury ok. 500°C. 
Skład chemiczny znormalizowanych w Polsce stali stopowych do azotowania PN-89/H-
84030/03) podano w tabl. 6.1. Stale te stosuje się głównie na części silników spalinowych, jak 
np. wały korbowe, korbowody, sworznie tłokowe, koła zębate, wałki rozrządowe, pompy 
paliwowe itd. Na przykład, twardość warstwy naazotwanej stali 38HMJ wynosi 900-1200 HV. 

 

Skład  chemiczny stali stopowych konstrukcyjnych do azotowania 

(wg PN-89/H-84030/03)                                          Tablica 5.1 

Znak

 

Skład chemiczny, % 

gatunku 
stali

 

C Mn  Si 

P 

max

S 

max

Cr Ni 

max 

Mo Inne 

38HMJ 0,35-0,42 

0,30+0,60 0,17+0,37 

0,025 0,025 1,35+1,65 0,25 

0,15+0,25 

0,70+1,10AI

33H3MF 0,29-0,36 0,50+0,80  0,17+0,37 0,035 0,035 2,40+2,80 0,30 0,35+0,45 0,20+0,30 

V

25H3M 0,20+0,30 

0,40+0,65 0,17+0,37 

0,035 0,035 2,90+3,50 0,40 0,40+0,55 

- 

 
    Azotowanie innych stali stopowych, a także stali węglowych nie zapewnia uzyskania tak 
wysokich twardości warstwy powierzchniowej i stosowane jest jedynie w celu wytworzenia 
warstwy odpornej na korozję lub w niektórych przypadkach (stale konstrukcyjne chromowo-
niklowe) — zwiększenia wytrzymałości na zmęczenie. 
  Azotowanie utwardzające przeprowadza się w temperaturze 480-600°C (najczęściej 500-
520°C), w czasie 10-100 h. Uzyskuje się twardą trudno ścieralną warstwę o grubości 0,1-0,6 mm 
(najczęściej 0,2-0,3 mm), wyraźnie odcinającą się od nie naazotowanego rdzenia. Warstwa ta 
zachowuje swą twardość do temperatury ok. 500°C (po nawęgleniu tylko do ok. 200°C). Wpływ 
czasu azotowania i temperatury na grubość i twardość warstwy naazotowanej podano na rys. 5.3. 

Maksymalna twardość warstwy naazotowanej występuje na głębokości około 0,05 mm od 

powierzchni. Aby ją ujawnić, należy powierzchnię przeszlifować na tę głębokość. 

a)                                        

 

 

b) 

             

 

Czas azotowania, h 

Rys. 5.3. Wpływ czasu i temperatury azotowania stali 38HMJ na: a) głębokość warstwy 
naazotowanej, b) twardość warstwy naazotowanej 

 96 

JW 

Azotowanie przeciwkorozyjne przeprowadza się w temperaturze 600-700°C w czasie 0,5-1 h 

(maks. do kilku godzin). Uzyskuje się warstwę o grubość 0,02-0,04 mm, niezbyt twardą, ale 
bardzo szczelną i odporną na korodujące działanie pary wodnej, wody wodociągowej i 
atmosfery. 

Azotowanie przeprowadza się w szczelnie zamkniętej mufli lub komorze pieca, do której z 

określoną szybkością dopływa amoniak. W temperaturze azotowania zachodzi dysocjacja 
amoniaku zgodnie z reakcją 

NH

3

 

→ 3H + N, 

przy czym obecność żelaza działa na tę reakcję katalitycznie. Powstający azot atomowy jest 
adsorbowany przez powierzchnię stali, a następnie dyfunduje w głąb Stopień dysocjacji 
amoniaku zależy od temperatury, ciśnienia, szybkości przepływu gazu przez komorę pieca i 
wielkości wsadu (działającego jako katalizator). 

6.4. Azotonawęglanie i węgloazotowanie 

Obróbka cieplno-chemiczna polegająca na jednoczesnym dyfuzyjnym nasycaniu węglem i 

azotem przypowierzchniowych stref przedmiotu dzieli się na:  

•  azotonawęglanie przeprowadzane zwykle w zakresie temperatury 800-880

o

C w którym 

dominuje dyfuzja węgla, 

•  węgloazotowanie przeprowadzane zwykle w zakresie temperatury 500-600

o

C w którym 

dominuje dyfuzja azotu. 

    Zależnie od sposobu przeprowadzania procesu rozróżnia się azotonawęglanie gazowe, w 
przypadku stosowania atmosfery gazowej, oraz azotonawęglanie kąpielowe w przypadku 
stosowania kąpieli cyjanowych. Azotonawęglanie stosuje się do różnego rodzaju części maszyn i 
urządzeń (np. maszyn do pisania, broni, silników motocyklowych itd.) ze stali o małej i średniej 
zawartości węgla zarówno węglowych, jak i stopowych. Ostateczne własności warstwy 
przypowierzchniowej, podobnie jak po nawęglaniu, uzyskuje się dopiero po hartowaniu i niskim 
odpuszczaniu. Łączny proces azotonawęglania, hartowania i niskiego odpuszczania nazywa się 
azotowęgloutwardzaniem.  
    Węgloazotowanie (zwykle kąpielowe) stosuje się do narzędzi ze stali szybkotnących jako 
końcowy zabieg (po obróbce cieplnej) mający na celu podwyższenie powierzchniowej 
twardości, odporności na ścieranie, a także żaroodporności. Warstwa azotonawęglona w 
stosunku do warstwy nawęglonej wykazuje większą twardość i odporność na ścieranie oraz 
większą odporność na korozję. Po azotonawęglaniu kąpielowym przedmioty mają ładną, matową 
powierzchnię, toteż obróbkę stosuje się również w celu nadania im estetycznego wyglądu. 
Azotonawęglanie, podobnie jak azotowanie, podwyższa wytrzymałość zmęczeniową stali (w 
warstwie powierzchniowej występują naprężenia ściskające). Hartowanie można przeprowadzać 
bezpośrednio po azotonawęglaniu, gdyż niższa temperatura i krótszy czas procesu nie wywołują 
rozrostu ziarna, jak to ma miejsce podczas nawęglania.  
    Najczęściej stosowanymi w praktyce procesami są azotonawęglanie i węgloazotowanie 
kąpielowe w roztopionych solach, zawierających zwykle cyjanek sodu NaCN, cyjanek potasu 
KCN, chlorek sodu NaCl, chlorek baru BaCl

2

 i węglan sodu Na

2

CO

3

. 

    Cyjanki stanowią aktywną część kąpieli i ilość ich waha się w granicach 7 – 70%, w 
zależności od wymaganej aktywności kąpieli. Zwiększenie zawartości cyjanków sprzyja 
zwiększeniu zawartości węgla i azotu w warstwie nasycanej, ale nie zwiększa jej głębokości, 
która zależy od temperatury i czasu nasycania. 
    W temperaturze procesu NaCN reaguje z tlenem, wskutek czego powstają azot i węgiel w 
stanie atomowym (in statu nascendi). 

Azotonawęglanie i węgloazotowanie kąpielowe prowadzi się w czasie od kilkunastu minut do 

kilku godzin. Węgloazotowanie pozwala na otrzymanie warstw nasyconych o głębokości 0,02-
0,15 mm, azotonawęglanie - o głębokości kilku dziesiątych milimetra. 
Istotną wadą procesu kąpielowego jest trujące działanie cyjanków. Dlatego musi 

- odbywać w specjalnie wydzielonych pomieszczeniach, przy ścisłym przy przestrzeganiu 

 97 

JW 

przepisów bezpieczeństwa pracy. 

   Azotonawęglanie gazowe przeprowadza się w temperaturze 700-800°C w mieszaninie gazów 

nawęglających i azotujących, np. w gazie świetlnym i amoniaku (20 

÷ 30 %). 

    Struktura warstwy nasyconej węglem i azotem zależy głównie od temperatury procesu. W 
przypadku obróbki wysokotemperaturowej i następnie hartowania warstwa nasycona składa się z 
martenzytu węglowego i azotowego, węglików, azotków, faz węglikowo-azotkowych typu 
Fe

2

(NC) lub Fe

3

(C,N) oraz pewnej ilości austenitu szczątkowego. W przypadku obróbki 

niskotemperaturowej warstwa nasycona ma strukturę podobną do struktury warstwy 
naazotowanej. 

6.5. Metalizowanie dyfuzyjne 

Metalizowanie dyfuzyjne polega na nasycaniu przypowierzchniowych warstw przedmiotów 

stalowych różnymi metalami, najczęściej chromem lub aluminium, rzadziej cynkiem lub 
tytanem. Niekiedy stosuje się jednoczesne nasycanie dwoma różnymi metalami, np. chromem i 
aluminium (chromoaluminiowanie), czy chromem i wolframem (chromowolframowanie). 

Uzyskane w ten sposób warstwy cechuje bardzo wysoka twardość i odporność na ścieranie (w 

przypadku chromowania stali wysokowęglowej) podwyższona odporność na korozję (w 
przypadku chromowania stali niskowęglowej) oraz dobra żaroodpomość, tj. odporność na 
utlenianie w wysokich temperaturach (w przypadku aluminiowania). W stosunku do 
analogicznych pokryć galwanicznych, metaliczne warstwy dyfuzyjne są mniej porowate i lepiej 
zespolone ze stalowym podłożem. 

Metalizowanie dyfuzyjne można przeprowadzać zarówno w środowisku stałym jak i ciekłym 

lub gazowym. W pierwszym przypadku metalizowanie odbywa się w sproszkowanym 
żelazostopie (np. żelazochromie, czy żelazoaluminium), zmieszanym z pewną ilością salmiaku 
NH

4

C1: w wysokiej temperaturze metal nasycająca zawarty w żelazostopie reaguje z HC1 lub 

Cl

2

 tworząc lotny chlorek (odpowiednie CrCl

3

, AlCl

3

 itd.), który rozkłada się przy zetknięciu z 

metaliczną powierzchnią nasycanego przedmiotu. W ten sposób powstają wolne, aktywne atomy 
metalu nasycającego, które wnikają następnie do stali, tworząc odpowiednią warstwę dyfuzyjną. 

Metalizowanie kąpielowe przeprowadza się przez zanurzenie obrabianego przedmiotu w 

roztopionym metalu nasycającym. Ta metoda obróbki jest stosowana przede wszystkim w celu 
aluminiowania stali. 

Metalizowanie gazowe odbywa się w środowisku gazowym, utworzonym z chlorków 

odpowiednich metali. 

Dyfuzja metali w żelazie przebiega znacznie wolniej niż dyfuzja węgla lub azotu, gdyż metale 

tworzą z nim roztwory stałe różnowęzłowe (węgiel i azot — międzywęzłowe). Dlatego proces 
metalizowania dyfuzyjnego wymaga długotrwałego wygrzewania w wysokiej temperaturze 
(1000-1200°C), co oczywiście wpływa na jego koszt. 

Struktury warstw metalizowanych dyfuzyjnie są zgodne z odpowiednimi układami 

równowagi żelazo-metal nasycający. Na przykład, struktura warstwy aluminiowej składa się (od 
powierzchni) z: prawie czystego aluminium, kruchych faz pośrednich i fazy 

α będącej 

roztworem stałym aluminium w żelazie. 
 

 96 

JW 

7. Klasyfikacja stali* 

Klasyfikacji gatunków stali dokonuje się zgodnie z PN-EN 10020:1996 według składu 

chemicznego oraz wg ich zastosowania i własności mechanicznych lub fizycznych. 

Klasyfikacja stali według składu chemicznego 
- stale niestopowe (węglowe), 
- stale stopowe. 
    Do stali niestopowych zalicza się te gatunki stali, w których zawartość pierwiastków jest 
mniejsza od zawartości granicznych podanych w tabl. 7.1. 
    Do stali stopowych zalicza się gatunki stali, w których zawartość przynajmniej jednego 
pierwiastka jest równa lub większa od zawartości granicznej podanej w tabl. 7.1. 

Tablica 7.1 

Granica między stalami niestopowymi i stopowymi (wg PN-EN 10020:1996) 

Nazwa i symbol 
chemiczny pierwiastka 

Zawartość graniczna 
 (% wagowy) 

Aluminium, Al 

0,10 

Bor,  B

0,0008

Bizmut, Bi

0,10

Chrom, Cr*

0,30

Cyrkon, Zr* 

0,05 

Kobalt, Co

0,10

Krzem, Si

0,50

Lantanowce, każdy

0,05

Mangan, Mn

1.65**

Miedź, Cu*

0,40

Molibden, Mo*

0,08

Nikiel, Ni*

0,30

Niob, Nb*

0,06

Ołów.Pb

0,40

Selen, Se

0,10

Tellur, Te

0,10

Tytan, Ti*

0,05

Wanad, V*

0,10

Wolfram,  W

0,10

Inne (każdy oprócz 0,05
fosforu, siarki i azotu),   

* Jeżeli te pierwiastki określa się dla stali w kombinacji dwu, trzech lub czterech, a ich zawartości są 
mniejsze niż podane w tablicy, to przy kwalifikacji stali należy dodatkowo uwzględnić zawartość 
graniczną wynoszącą 70% sumy poszczególnych zawartości granicznych tych dwu, trzech lub 
czterech pierwiastków  
** Jeżeli jest określona tylko maksymalna zawartość manganu, jego graniczna zawartość wynosi 
1,80% i nie stosuje się zasady 70%. 

Klasyfikacja stali według zastosowania i własności mechanicznych lub fizycznych 
A. Klasy jakości stali niestopowych 

•  stale niestopowe podstawowe, 

•  stale niestopowe jakościowe, 
•  stale niestopowe specjalne. 

Stale niestopowe podstawowe 

Stale podstawowe to gatunki stali o takich wymaganiach jakościowych, jakie można 

osiągnąć w ogólnie stosowanym procesie stalowniczym, bez dodatkowych zabiegów 
technologicznych.  

 * Oznaczanie stali wg PN-EN 10027-1 na stronie 146

 97 

JW 

Wyroby z tych stali nie są przeznaczone do obróbki cieplnej (z wyjątkiem wyżarzania 

odprężającego, zmiękczającego i normalizowania). 
      Z wyjątkiem manganu i krzemu (oraz granicznych zawartości C, P, S), zawartość innych 
pierwiastków stopowych nie jest wymagana. 

 Nie określa się dodatkowych wymagań jakościowych dotyczących np. głębokiego tłoczenia, 

ciągnienia, kształtowania na zimno itp. 

Własności w stanie walcowanym na gorąco lub wyżarzonym odprężające, zmiękczająco albo 

normalizowanym powinny odpowiadać następującym wartościom granicznym dla wyrobów o 
grubości do 16 mm: 

minimalna wytrzymałość na rozciąganie (R

m

)                   < 690 MPa,  

minimalna granica plastyczności (R

e

)                      

< 360 MPa, 

minimalne wydłużenie (A)         .                                      < 26%,  
minimalna praca łamania w temp. 20°C na próbkach 
       wzdłużnych ISO                                                            < 27 J,  
minimalna średnica trzpienia w próbie zginania 

(e oznacza grubość próbki)                                              >1 e  

maksymalna zawartość węgla                                              > 0,10%, 
maksymalna zawartość fosforu                                            > 0,045%,  
maksymalna zawartość siarki                                               > 0,045%. 
Przykłady stali należących do tej klasy: 

•  stale miękkie niskowęglowe na taśmy i blachy walcowane na gorąco lub na zimno 

ogólnego zastosowania, 

•  stale konstrukcyjne walcowane na gorąco ogólnego zastosowania, 

•  stale do wyrobu walcówki do ciągnienia (drutu). 

Stale niestopowe jakościowe 
     Stale niestopowe jakościowe to gatunki stali, których własności w stanie obrobionym cieplnie 
w zasadzie się nie określa, nie określa się również czystości metalurgicznej wyrażonej stopniem 
zanieczyszczenia wtrąceniami niemetalicznymi. 

Ze względu na warunki stosowania wyrobów ze stali jakościowych, wymagania dotyczące np. 

wrażliwości na kruche pękanie, regulowanej wielkości ziarna czy podatności na kształtowanie, 
są wyższe niż dla stali podstawowych, co wymusza większą staranność podczas produkcji. 
     Przykłady stali należących do tej klasy: 

•  stale na wyroby płaskie do kształtowania na zimno; 

•  stale konstrukcyjne o zawartości P

max

 i S

max

 poniżej 0,045%, np.: 

stale o podwyższonej wytrzymałości, 
stale do budowy statków, 
stale na wyroby ocynkowane ogniowo, 
stale na butle gazowe, 
stale na kotły i zbiorniki ciśnieniowe; 

•  stale z wymaganą podatnością na odkształcenie plastyczne; 

•  stale konstrukcyjne z wymaganą minimalną zawartością Cu; 

•  stale do zbrojenia betonu; 
•  stale szynowe; 

•  stale automatowe; 

•  stale do ciągnienia drutu; 
•  stale do spęczania na zimno; 

•  stale sprężynowe; 

•  stale z wymaganymi własnościami magnetycznymi lub elektrycznymi; 
•  stale do produkcji blach cienkich, ocynowanych (na opakowania); 

•  stale do produkcji elektrod otulonych lub drutu spawalniczego o zawartości P

max

, i S

max

 

większej niż 0,02%. 

 98 

JW 

Stale niestopowe specjalne 
     Stale niestopowe specjalne charakteryzują się wyższym niż stale jakościowe stopniem 
czystości metalurgicznej, szczególnie w zakresie zawartości wtrąceń niemetalicznych. Są one 
przeważnie przeznaczone do ulepszania cieplnego lub hartowania powierzchniowego. 
Dzięki dokładnemu doborowi składu chemicznego oraz przestrzeganiu specjalnych warunków 
produkcji stali i kontroli przebiegu procesów technologicznych uzyskuje się różnorodne 
własności przetwórcze i użytkowe stali. Często otrzymuje się równocześnie i w zawężonych 
granicach np. wysoką wytrzymałość lub hartowność z równocześnie dobrą ciągliwością, 
podatnością na kształtowanie, spawanie itp. 
Stale niestopowe specjalne spełniają jeden lub więcej z niżej wymienionych warunków: 

a) określona udarność w stanie ulepszonym cieplnie; 
b) określona hartowność lub twardość powierzchniowa w stanie hartowanym i odpuszczonym 

lub utwardzonym powierzchniowo; 

c) określona mała zawartość wtrąceń niemetalicznych; 
d) określona maksymalna zawartość fosforu i siarki (każdy z nich): 

ƒ  < 0,020% według analizy wytopowej, 
ƒ  < 0,025% według analizy chemicznej wyrobu (np. walcówka przeznaczona do 

produkcji mocno obciążonych sprężyn, elektrod, drutu do zbrojenia opon 

Przykłady stali należących do tej klasy: 

•  stale konstrukcyjne o określonej minimalnej pracy łamania próbek wzdłużnych ISO z 

karbem V, większej niż 27 J w temperaturze -50°C; 

•  stale konstrukcyjne przeznaczone do produkcji reaktorów jądrowych, o ograniczonej 

zawartości następujących pierwiastków: miedź < 0,10%, kobalt < 0,05%, wanad < 
0,05%; 

•  stale do ulepszania cieplnego; 
•  stale do nawęglania; 
ƒ  stale utwardzalne wydzieleniowo o wymaganej zawartości węgla minimum 0,25% lub 

większej (w analizie wytopowej) i strukturze ferrytyczno-perlitycznej: zawierające jeden 
lub więcej mikrododatków stopowych, takich jak niob albo wanad, jednak ich zawartość 
powinna być niższa niż wartość graniczna dla stali stopowych; utwardzanie 
wydzieleniowe uzyskuje się zwykle przez kontrolowane chłodzenie z temperatury 
przeróbki plastycznej na gorąco;  

•  stale do sprężania betonu; 

•  stale do ciągnienia (drutu); 

•  stale do spęczania na zimno; 
•  stale sprężynowe; 

•  stale narzędziowe; 

•  stale o określonej przewodności elektrycznej większej niż 9 Sm/mm; 
•  stale do produkcji elektrod otulonych lub na drut spawalniczy o zawartości P

max

 i S

max

 

mniejszej niż 0,02%. 

B. Klasy jakości stali stopowych 
- stale stopowe jakościowe, 
- stale stopowe specjalne. 

Stale stopowe jakościowe 
Stale stopowe jakościowe mają podobne zastosowanie jak stale niestopowe jakościowe, lecz 
wymagane własności powodują konieczność zwiększenia w nich zawartości pierwiastków 
stopowych powyżej wartości granicznych podanych w tabl. 7.1. 

Stale te zwykle nie są przeznaczone do ulepszania cieplnego lub utwardzania 

powierzchniowego. 

Do grupy stali stopowych jakościowych należą: 

ƒ  stale konstrukcyjne drobnoziarniste spawalne, w tym stale przeznaczone do produkcji 

 99 

JW 

zbiorników i rurociągów pracujących pod ciśnieniem, spełniające następujące warunki: 

a) wymagana minimalna granica plastyczności dotycząca wyrobów o grubości do 16 mm - 

poniżej 380 N/mm, 

b) zawartości pierwiastków stopowych powinny być niższe niż wartości graniczne według 

tabl. 6.la, 

c) wymagana praca łamania próbek wzdłużnych ISO z karbem V w temperaturze -50°C - do 

27 J; 

ƒ  stale elektrotechniczne zawierające jako pierwiastki stopowe tylko krzem lub krzem i 

aluminium w celu uzyskania wymaganych własności w zakresie stratności magnetycznej, 
minimalnej wartości indukcji magnetycznej, polaryzacji lub przenikalności magnetycznej; 

ƒ  stale stopowe przeznaczone do produkcji szyn i grodzic oraz kształtowników na obudowy 

górnicze; 

ƒ  stale stopowe przeznaczone do produkcji wyrobów płaskich walcowanych na gorąco lub na 

zimno do dalszej trudniejszej przeróbki plastycznej na zimno (wyłączając stale przeznaczone 
do produkcji zbiorników ciśnieniowych lub rur), zawierające pierwiastki rozdrabniające 
ziarno, takie jak B, Ti, Nb, V i/lub Zr, -albo „stale dwufazowe" (struktura wyrobów płaskich 
ze stali dwufazowych składa się z ferrytu i 10 

÷ 35% martenzytu wysepkowego); 

ƒ  stale, w których miedź jest jedynym wymaganym pierwiastkiem stopowym. 

Tablica 7.1a 

Stale stopowe drobnoziarniste spawalne. Granica składu chemicznego między stalami 
stopowymi jakościowymi i specjalnymi 

 

Pierwiastek 
 

Zawartość graniczna 

(% wagowy) 

Cr Chrom* 

0,50 

Cu Miedź*

0,50

La Lantanowce 

0,06

Mn Mangan

1,80

Mo Molibden*

0,10

Nb Niob*

0,08

Ni Nikiel*

0,50

Ti Tytan*

0,12

V Wan*

0,12

Zr Cyrkon*

0,12

Inne nie wymienione

patrz tablica 6.1

pierwiastki (każdy)

*Jeżeli te pierwiastki występują w stali w kombinacji dwu, trzech lub czterech, a ich zawartości są 
mniejsze niż podane w tablicy 7.1, to przy klasyfikacji stali należy dodatkowo uwzględnić wartość 
graniczną, która stanowi 70% sumy poszczególnych zawartości granicznych tych dwu, trzech lub 
czterech pierwiastków. 

Stale stopowe specjalne 

Stale stopowe specjalne dzięki precyzyjnie określonemu składowi chemicznemu 

odpowiednim warunkom wytwarzania i kontroli procesów produkcyjnych maję różnorodne 
własności przetwórcze i użytkowe często uzupełniające się i utrzymywane w zawężonych 
granicach. 

Ta klasa obejmuje następujące grupy stali: 

•  stale odporne na korozję, 

•  stale żaroodporne i żarowytrzymałe, 
•  stale przeznaczone do produkcji łożysk tocznych, 

•  stale narzędziowe, 

•  stale maszynowe, 
•  stale do nawęglania, 

 100 

JW 

•  specjalne stale konstrukcyjne (spawalne drobnoziarniste stale konstrukcyjne, stale 

odporne na korozję atmosferyczną), 

•  stale o specjalnych własnościach fizycznych (niemagnetyczne, magnetyczne lub o 

wymaganym współczynniku rozszerzalności cieplnej). 

 
Skład chemiczny stali stopowych specjalnych stanowi podstawę ich podziału na następujące 

główne kategorie: 
l) stale odporne na korozję o zawartości węgla < 1,20% i chromu > 10,50%, które pod 

względem zawartości niklu dzieli się na: 

a) poniżej 2,50% Ni, 
b) nie mniej niż 2,50% Ni; 

2) stale szybkotnące zawierające (wraz z innymi składnikami lub bez nich): 

- co najmniej dwa z trzech następujących pierwiastków: Mo, W lub V łącznie nie mniej niż 

7% wagowych, 

- 0,60% lub więcej węgla, 
- i 3 

÷ 6% wagowych chromu; 

3) inne stale stopowe specjalne. 

7.2. Stale niestopowe (węglowe) 
7. 2.1. Wpływ węgla na własności stali 

Węgiel bardzo silnie wpływa na własności stali nawet przy nieznacznej zmianie jego 

zawartości i z tego względu jest bardzo ważnym składnikiem stali. 

Zwiększenie zawartości węgla powoduje, jak już poprzednio wspomniano, zmianę struktury 

stali. Jeżeli stal zawiera mniej niż 0,8% C, to jej struktura składa się ferrytu i perlitu. Struktura 
stali zawierającej 0,8% C składa się tylko z perlitu, natomiast w stali o zawartości powyżej 0,8% 
C oprócz perlitu występuje również cementyt wtórny. Zmiana struktury stali spowodowana 
różną zawartością węgla wiąże się ściśle ze zmianą własności mechanicznych. Na rysunku 7.1 
przedstawiono wpływ węgla na własności mechaniczne stali walcowanej na gorąco. 

 

 

7.1. Wpływ węgla na własności mechaniczne stali 

 
    Jak widać zwiększenie zawartości węgla zwiększa wytrzymałość na rozciąganie R

m

 i zmniej-

sza plastyczność stali. Maksymalną wytrzymałość osiąga stal przy zawartości ok. 0,85% węgla. 
Przy większej zawartości węgla wytrzymałość zmniejsza się na skutek pojawiania się coraz 
większej ilości cementu wtórnego, który wydziela się na granicach ziarn. 

Zwiększenie zawartości węgla, oprócz obniżenia własności plastycznych, pogarsza również 

własności technologiczne stali węglowej; szczególne znaczenie ma pogorszenie spawalności. 

 101 

JW 

7.2.2. Domieszki zwykłe w stali 

Za domieszki zwykłe stali uważa się mangan, krzem, fosfor, siarkę oraz wodór, azot i tlen, 

ponieważ te pierwiastki występują zawsze w mniejszej lub większej ilości w przemysłowych 
gatunkach stali. Zawartość tych pierwiastków w stalach węglowych nie przekracza zwykle 
następujących granic: Mn do 0,8% (w niektórych gatunkach stali granica ta jest rozszerzona do 
1,5%), Si do 0,5%, P do 0,05% (z wyjątkiem stali automatowych), S do 0,05% (z wyjątkiem stali 
automatowych). 

Mangan wprowadza się do wszystkich stali w procesie stalowniczym w celu ich odtlenienia, 

tj. usunięcia szkodliwego tlenku żelazawego lub związania siarki w MnS, przez co zapobiega się 
powstaniu FeS powodującemu powstanie kruchości stali na gorąco. W ilościach (1,0 ÷ 1,5)% 
Mn rozpuszczając się zarówno w ferrycie, jak i w cementycie umacnia roztworowo stal, 
zmniejsza wielkość ziarna ferrytu w wyrobach walcowanych na gorąco oraz zwiększa 
hartowność. Ponieważ jednak wszystkie stale węglowe mają zazwyczaj mniej więcej taką samą 
zawartość manganu, to jego wpływ na własności różnych gatunków tych stali jest jednakowy. 

Krzem w ilościach do 0,5% jest dodawany do stali podczas jej wytapiania w celu odtlenienia. 

W ilościach (0,5 ÷ 1,0)% jest dodawany w celu umocnienia ferrytu. W większych ilościach (0,5 ÷ 
4,5)% powoduje zwiększenie oporu elektrycznego oraz zmniejszenie stratności stali magnetycznie 
miękkich. Zwiększa również żaroodporność stali. Krzem stabilizuje bardzo mocno ferryt, dlatego 
stale zawierające więcej niż 3% Si zachowują strukturę ferrytyczną od temperatury otoczenia do 
temperatury solidusu.Wpływ krzemu, który rozpuszcza się w ferrycie, jest podobny do wpływu 
manganu. 

Fosfor dostaje się do stali z rud żelaza, które zawierają różne jego ilości. Podczas wytapiania 

stali fosfor zostaje z niej usunięty w mniejszym lub większym stopniu, zależnie od rodzaju 
procesu stalowniczego. Fosfor rozpuszczony w ferrycie (graniczna rozpuszczalność w 
temperaturze pokojowej wynosi ok. 1,2%) zmniejsza bardzo znacznie jego plastyczność i 
podwyższa temperaturę, w której stal staje się krucha, wywołując tzw. kruchość na zimno. Ten 
wpływ fosforu jest bardzo wyraźny wówczas, gdy jego zawartość w stali jest większa niż 0,1%. 
Jednak w stalach przeznaczonych na odpowiedzialne wyroby zawartość nawet 0,05% P jest 
niebezpieczna i należy jej unikać, ponieważ w czasie krystalizacji stali zachodzi silna segregacja 
fosforu, wskutek czego w pewnych miejscach zawartość fosforu będzie dość znaczna i będzie 
powodować kruchość. 

W zależności od przeznaczenia stali ustala się ostrzejsze wymagania dotyczące zawartości 

fosforu (np. max 0,025%). 

Należy zaznaczyć, że w niektórych wyjątkowych przypadkach zawartość fosforu w stali może 

być pożyteczna. Na przykład w stalach automatowych dodatek ok. 0,1% P polepsza 
skrawalność, zaś do ok. 0,35% - zwiększa odporność na ścieranie. Przy jednoczesnej zawartości 
miedzi fosfor zwiększa odporność stali na korozję atmosferyczną. 

Siarka podobnie jak fosfor dostaje się do stali z rud żelaza, a ponadto z gazów piecowych, 

tzn. z produktów spalania paliwa zawierających dwutlenek siarki (SO

2

). Siarkę można w 

znacznej mierze usunąć ze stali, jeżeli stosuje się podczas wytapiana zasadowy proces 
martenowski lub zasadowy proces elektryczny. W stalach wysokojakościowych zawartość siarki 
ogranicza się zazwyczaj do 0,02 

÷ 0,03%. 

W stali zwykłej jakości dopuszcza się większą zawartość siarki (do 0,05%). 
     Siarka nie rozpuszcza się w żelazie, lecz tworzy siarczek żelazawy FeS, który jest 
składnikiem eutektyki Fe + FeS o temperaturze topnienia 985°C. Występowanie w stalach tej 
łatwo topliwej i kruchej eutektyki, rozmieszczonej przeważnie a granicach ziarn, powoduje 
kruchość stali nagrzanych do temperatury 800°C i powyżej. Zjawisko to nosi nazwę kruchości 
na gorąco. Wskutek tej wady stal zawierająca większy procent siarki nie nadaje się do przeróbki 
plastycznej na gorąco. W stali pojawiają się naderwania i pęknięcia, m.in. dlatego, że podczas 

 102 

JW 

nagrzewania poczynając od temperatury 985°C, zachodzi nadtapianie otoczek z siarczku 
żelazawego wokół ziarn. Z tego powodu należy uważać siarkę za szkodliwą domieszkę stali. 
     Dodatek manganu do stali zmniejsza szkodliwe działanie siarki, gdyż wówczas w ciekłej stali 
następuje reakcja, w wyniku której tworzy się siarczek manganawy MnS. Siarczek ten topi się w 
1620°C, a więc w temperaturze o wiele wyższej niż temperatura przeróbki plastycznej na gorąco 
(800 

÷ 1200°C). Siarczki w temperaturze przeróbki plastycznej na gorąco są plastyczne i ulegają 

odkształceniu, tworząc wydłużone wtrącenia. Pogarszają one wytrzymałość na zmęczenie i 
obciążenia dynamiczne stali. Siarka pogarsza również spawalność stali. 

     Natomiast siarka, podobnie jak fosfor, polepsza skrawalność stali i w ilości 0,15-0,30% jest 
wprowadzana celowo do stali automatowych. 

Wodór, azot i tlen występują w stali w niedużych ilościach, a ich zawartość zależy w dużym 

stopniu od sposobu wytapiania. 
W stali będącej w stanie stałym, gazy mogą występować w kilku postaciach: 

ƒ  w stanie wolnym, skupiając się w różnych nieciągłościach wewnątrz metalu najczęściej 
tworząc tzw. pęcherze); 
ƒ  mogą być rozpuszczone w żelazie; 
ƒ  mogą tworzyć związki (azotki, tlenki) występujące w stali jako tzw. wtrącenia 
niemetaliczne. 

     Wpływ wodoru na własności stali jest zdecydowanie ujemny. Rozpuszcza się on stosunkowo 
łatwo w żelazie i to w całym zakresie temperatury, szczególnie zaś przy przejściu fazy  

α w γ 

oraz w stanie ciekłym. Zmniejsza on w znacznym stopniu własności plastyczne i technologiczne 
stali oraz powoduje występowanie wielu wad materiałowych, jak np. tzw. płatków śnieżnych (tj. 
wewnętrznych pęknięć o jasnej powierzchni), odwęglania, skłonności do tworzenia pęcherzy 
przy trawieniu itp. 

Azot powoduje zwiększenie wytrzymałości i zmniejszenie plastyczności stali, co objawiać 

się może jako tzw. kruchość na niebiesko. Niekorzystne działanie azotu przejawia się także 
zwiększeniem skłonności stali do starzenia, powodowanym wydzielaniem się azotków z 
przesyconego roztworu. Zjawisko to jest szczególnie niekorzystne w stalach w stanie 
zgniecionym, gdyż wówczas występuje już w temperaturze otoczenia. 

W niektórych stalach stopowych azot jest stosowany jako korzystny dodatek stopowy 

stabilizujący austenit, zastępując drogi nikiel. 

Tlen występuje w stali głównie w postaci związanej, najczęściej tlenków FeO, SiO

2

, Al

2

O

3

 i 

in. Tlen powoduje pogorszenie prawie wszystkich własności mechanicznych i dlatego dąży się 
przez odpowiednie prowadzenie procesu metalurgicznego do obniżenia jego zawartości w stali. 
Odtlenianie stali przeprowadza się za pomocą stopów krzemu, manganu i aluminium. Sposób 
odtleniania wywiera także duży wpływ na wielkość ziarna stali węglowej. Stale odtleniane 
żelazomanganem wykazują skłonności do intensywnego rozrostu ziarn przy nagrzaniu już nieco 
powyżej temperatury A

c3

. W przeciwieństwie do tego stale odtlenione aluminium, a także 

żelazokrzemem wykazują wyraźny wzrost ziarn dopiero w temperaturze 150-200°C powyżej 
A

c3

, co praktycznie wystarczy, aby przeciwdziałać zjawisku przegrzania stali. 

Bardzo skutecznym sposobem zmniejszania ilości wodoru, azotu i tlenu oraz wtrąceń 

niemetalicznych w stali jest wytapianie lub odlewanie jej w próżni. Można w ten sposób 
otrzymać stal o lepszych własnościach dzięki większej czystości i prawie zupełnemu brakowi 
rozpuszczonych w metalu gazów. 

7.2.3. Stale niestopowe (węglowe) podstawowe konstrukcyjne ogólnego zastosowania 

Stale niestopowe podstawowe konstrukcyjne są stosowane zazwyczaj w stanie surowym lub 

rzadziej w stanie normalizowanym. 

Według PN-88/H-84020 rozróżnia się 6 podstawowych gatunków stali w tej grupie. w 

zależności od składu chemicznego i wymaganych własności mechanicznych. Znak gatunku stali 
składa się z liter St oraz liczby porządkowej 0, 3, 4, 5, 6 lub 7. 

 103 

JW 

Gatunki stali przeznaczone na konstrukcje spawane o liczbie porządkowej 0, 3 i 4 oznacza się 

dodatkowo literą S (np. St0S, St3S, St4S) oraz w przypadku określonej zawartości miedzi (z 
wyjątkiem St0S) dodatkowo literami Cu (np. St3SCu. St4SCu). Gatunki o liczbie porządkowej 3 
i 4 o podwyższonych wymaganiach jakościowych (o obniżonej zawartości C oraz P i S) oznacza 
się dodatkowo literą V lub W (np. St3V, St4W). 
Znak gatunku stali St5, St6 i St7 w przypadku określonej dodatkowo zawartości węgla, manganu 
i krzemu uzupełnia się na początku literą M (np. MSt5). 

Gatunki stali o liczbie porządkowej 3 i 4 z literą S lub V mogą być dodatkowe oznaczane 

literą X w przypadku stali nieuspokojonej (np. St3SX, St3VX, St3SCuXC lub literą Y w 
przypadku stali półuspokojonej (np. StSCuY, St4SY, St4W). 
Skład chemiczny i własności mechaniczne tych stali podane są w tabl. 7.2. 

Tablica 7.2 

Skład chemiczny i własności mechaniczne stali węglowych konstrukcyjnych 

ogólnego zastosowania (PN-88/H-84020) 

Skład chemiczny, % 

R

e

* 

i

R

m

** 

A

5

***

Znak 

stali 

C 

Mn 

Si 

P max S max 

MPa 

MPa 

% 

StOS  0,23 max  1,30  0,40 max 0,070 

0,065 

185 

300-540  W 20 

P 18

St3S 0,22 

max 1,10  0,10 

0,35

0,050 0,050  225 360-490 W 

26 

P 24

St3W 0,17 

max 1,30  0,10 

0,35

0,040 0,040  225 360-490 W 

26 

P 24

St4S 0,24 

max 1,10  0,10 

0,35

0,050 0,050  265 420-550 W 

22 

P 20

St4W 0,20 

max 1,30  0,10-

0,35

0,040 0,040  265 420-550 W 

22 

P 20

MSt5  0,26+0,37  0,80  0,35 max 0,050 

0,050 

285 

470-640  W 20 

P 18

MSt6  0,38+0,49  0,80  0,35 max 0,050 

0,050 

325 

570-740  W 15 

P 13

MSt7 

 

0,50-0,62 

 

0,80 0,35 

max 0,050  0,050 

355  670-840 

 

W11 

P9

* Dla wyrobów o grubości lub średnicy powyżej 16 ÷ 40 mm. 
** Dla wyrobów o grubości lub średnicy powyżej 3 ÷ 100 mm. 

*** Dla wyrobów o grubości lub średnicy powyżej 3 ÷ 40 mm. 
Kierunek osi próbki: W - wzdłużny, P - poprzeczny (w stosunku do kierunku walcowania). 

    Gatunki stali o liczbie porządkowej 3 i 4 mogą mieć dodatkowo określoną wymaganą 
udarność w temperaturze +20°C, 0°C i -20°C. Szczegółowe wymagania odnośnie do tych 
odmian stali i ich oznaczenia podane są w PN-88/H-84020. Znaki gatunków tych stali uzupełnia 
się na końcu znakiem odmiany plastyczności B, C, D lub U, M, J (np. St3SYU, St4WD). 
7.2.4. Stale niestopowe specjalne do ulepszania cieplnego i utwardzania powierzchniowego

 

     Stale te należą do grupy stali o wyższych wymaganiach w porównaniu do stali jakościowych 
i charakteryzują się wyższym stopniem czystości. Zawartość fosforu i siarki nie może w nich 
przekraczać po 0,040%. Są przeznaczone do wyrobu maszyn i urządzeń i stosuje się je w stanie 
ulepszonym cieplnie, normalizowanym, hartowanym powierzchniowo lub po nawęglaniu. 
Dzięki dokładnemu doborowi składu chemicznego oraz przez zastosowanie specjalnych 
warunków wytwarzania uzyskuje się wymagane właściwości technologiczne i użytkowe często 
w kombinacji z wysoką lub wąsko ograniczoną wytrzymałością lub hartownością. 

Znak tych stali wg PN-93/H-84019 składa się z liczb dwucyfrowych, które mogą być 

uzupełnione literami. Liczby te określają przybliżone średnie zawartości węgla w setnych 
częściach procentu (np. 10, 15, 20, 25, 30 itd). Litery po liczbach oznaczają: 

 104 

JW 

      G  - stal o podwyższonej zawartości manganu,  
      A  - stal o podwyższonej czystości w zakresie fosforu i siarki,   
      AA - stal o zaostrzonych wymaganiach w zakresie składu chemicznego (np. dotyczących 

zawartości węgla, obniżonej zawartości fosforu i siarki ograniczonej sumie zawartości 
Cr+Mo+Ni, itp.), 

      rs  - stal o regulowanej zawartości siarki,  
      h   - stal o wymaganej hartowności, 

   H  - stal o podwyższonej dolnej granicy twardości w stosunku do wymaganego pasma    

hartowności, 

L - stal o obniżonej granicy twardości w stosunku do wymaganego pasma hartowności, przy 

czym cyfry (np. 4, 5, 15) po literach hH i hL oznaczają odległości od czoła próbki w 
milimetrach (4 mm, 5 mm, 15 mm). Skład chemiczny niektórych stali niestopowych do 
nawęglania oraz normalizowania, ulepszania cieplnego i hartowania powierzchniowego 
podano w tabl. 7.3 

Tablica 7.3. 

Skład chemiczny niektórych gatunków stali niestopowej specjalnej do nawęglania oraz 

normalizowania, ulepszania cieplnego i hartowania powierzchniowego (wg PN-93/H-840191 

Znak Skład chemiczny, % wag. 

gatunku C 

Mn 

Si  P 

max  S 

stali 

Stale do nawęglania 

10 0,07-0,14 0,35+0,65 0,15-0,40  0,040 max 

0,040 

15 0,12-0,19 0,35-0,65 0,15-0,40  0,040 max 

0,040 

14A 0,12-0,18 0,30+0,60

0,15+0,40

0,035 max 

0,035

20 0,17-0,24 0,35+0,65 

0,15+0,40 0,040 max 

0,040 

20G 0,17+0,24 0,70+1,00

0,15+0,40

0,040  max 

0,040

 

Stale do normalizowania, ulepszania cieplnego i hartowania powierzchniowego 

25 0,22-0,29 0,40+0,70 

0,10+0,40 0,040 max 

0,040 

26A

0,22+0,29

0,40+0,70

0,10+0,40

0,035

max 0,035

30 0,27-0,34 0,50+0,80

0,10+0,40

0,040 max 

0,040

35

0,32-0,39

0,50+0,80

0,10+0,40

0,040

max 0,040

40 0,37+0,44 0,50+0,80

0,10+0,40

0,040 max 

0,040

45

0,42-0,50

0,50+0,80

0,10-0,40

0,040

max 0,040

46A

0,42+0,50

0,50+0,80

0,10-0,40

0,035

max 0,035

46rs 0,42-0,50 0,50+0,80

0,10+0,40

0,035 0,020+0,040

45G

0,42+0,50

0,70+1,00

0,10+0,40

0,040

max 0,040

50

0,47+0,55

0,60+0,90

0,10+0,40

0,040

max 0,040

55

0,52+0,60

0,60+0,90

0,10+0,40

0,040

max 0,040

60 0,57-0,65 0,60+0,90

0,10+0,40

0,040 max 

0,040

65 0,62+0,70 0,50+0,80

0,10+0,40

0,040 max 

0,040

   
   Własności mechaniczne w stanie normalizowanym i dla porównania w stanie ulepszonym 

cieplnie (po hartowaniu i odpuszczaniu w temperaturze 550 

÷ 

660°C) niektórych stali podano w 

tabl. 7.4. Należy zwrócić uwagę, że wytrzymałość na rozciąganie R

m

 granica plastyczności R

e

 i 

udarność KCU2 są znacznie wyższe w stanie ulepszonym cieplnie, w porównaniu ze stanem 
normalizowanym, a dla stali o większej zawartości węgla (gatunku 55, 60) większe jest również 
wydłużenie. 

7.2.5 Stale niestopowe jakościowe i specjalne o określonym zastosowaniu 

    

W

 

przemyśle, oprócz omówionych wyżej stali węglowych konstrukcyjnych ogólnego 

zastosowania, stosuje się również wiele gatunków stali węglowych o określonym z góry 
zastosowaniu. Stale te z uwagi na konieczność zapewnienia szczególnych własności użytkowych 
lub technologicznych mają skład chemiczny różniący się od składu stali węglowych ogólnego 
zastosowania i to zarówno w odniesieniu do składników zasadniczych, jak i przypadkowych lub 
zanieczyszczeń. Poza tym w niektórych przypadkach stale te wykazują wyższe lub niższe 

 105 

JW 

własności mechaniczne, w porównaniu do odpowiednich stali ogólnego zastosowania o 
zbliżonym składzie chemicznym, jednakże zapewniają żądane własności technologiczne i 
użytkowe. 

Tablica 7.4 

Własności mechaniczne niektórych gatunków stali niestopowej specjalnej w stanie 
normalizowanym oraz ulepszanym cieplnie wg PN-93/H-84019 (dla wyrobów o średnicy lub 
grubości do 16 mm*) 

Znak gatunku 

stali 

Stan obróbki 

cieplnej 

R

m 

 MPa 

R

e

 (R

eH

,R

0,2

)

   MPa, min 

A

5

, %  

min 

KCU 2, J/cm

2 

min 

N

**)

 min 

470  275 

22 

60 

25 

 

T

***)

 

550 ÷ 700 

370 

19 

90 

N min 

510 295  20 

60 

30 

 

T 

600 ÷ 750 

400 

18 

80 

N min 

550 315  18 

50 

35 

 

T 

630 ÷ 780 

430 

17 

70 

N min 

580 335  16 

50 

40 

 

T 

650 ÷ 800 

460 

16 

60 

N min 

620 355  14 

40 

45 

 

T 

700 ÷ 850 

490 

14 

50 

N min 

680 380  11 

- 

55 

 

T 

800 ÷ 950 

550 

12 

- 

N min 

710 400  10 

- 

60 

 

T 

850 ÷ 1000 

580 

11 

- 

* Dla większych wartości grubości wyrobów własności wytrzymałościowe są odpowiednio niższe. 
** N - normalizowanie. 
*** T - ulepszanie cieplne (hartowanie i odpuszczanie wysokie).  

 
Wśród stali węglowych konstrukcyjnych o określonym zastosowaniu można wyodrębnić 

następujące ważniejsze grupy gatunków: 

ƒ stale do wyrobu drutu do patentowania, na liny, na sprężyny, do konstrukcji sprężanych, 

drutu ogólnego przeznaczenia i dla przemysłu włókienniczego (PN 91/H-84028); 

ƒ stale, dla kolejnictwa (PN-84/H-84027, PN-91/H-84027/03, PN-88/H-84027/04-05); 
ƒ stale do wyrobu rur (PN-89/H-84023/07); 
ƒ stale do wyrobu nitów (PN-89/H-84023/04-05); 
ƒ stale na blachy kotłowe (PN-81/H-92123); 
ƒ stale do budowy mostów (PN-89/H-84023/04); 
ƒ stale na blachy grube i uniwersalne do budowy statków (PN-85/H-92147); 
ƒ stale na blachy karoseryjne (PN-89/H-84023/03); 
ƒ stale  do  wyrobu  ogniw  łańcuchów  technicznych  i  okrętowych (PN-89/H-84023/08); 
ƒ stale automatowe (łatwo obrabialne mechanicznie) (PN-73/H-84026); 
ƒ stale magnetycznie miękkie (PN-89/H-84023/02). 

Stale niestopowe przeznaczone na walcówkę do produkcji drutu są wysokiej czystości. 

Zawartość węgla w tych stalach zawiera się w granicach 0,33 

÷ 

0,98%. W stalach o najwyższej 

czystości do wyrobu drutu na liny zawartość fosforu i siarki nie może przekroczyć po 0,020%, 
ale łącznie zawartość P+S nie może być wyższa niż 0,035%. 

Stale automatowe (oznaczone wg PN-73/H-84026 znakami A10X, A10XN, A11. A35, A45, 

A35G2), a także stal do wyrobu nakrętek prasowanych (10P) są stalami o podwyższonej 
zawartości fosforu i siarki (np. stal automatowa A10 zawiera 0,04 

÷ 

0,08% P i 0,24 

÷ 

0,34% S, a 

stal do wyrobu nakrętek 10P - 0,20 

÷ 

0,35% P i 0,06% S). Duża zawartość tych pierwiastków 

zapewnia dobrą skrawalność stali, które dzięki temu nadają się szczególnie dobrze do obróbki 

 106 

JW 

wiórowej na automatach i szybkobieżnych obrabiarkach do nacinania gwintów, gdyż obecność 
dużej ilości wtrąceń niemetalicznych (siarczków i fosforków) ułatwia łamanie się wióra podczas 
skrawania. Skład chemiczny i własności mechaniczne stali automatowych podano w tabl. 7.5. 
     Stale węglowe magnetycznie miękkie są to stale o bardzo małej zawartości węgla (max 
0,04%). Stale te odznaczają się małą koercją i dużą przenikalnością magnetyczną. Stosuje się je 
najczęściej na rdzenie elektromagnesów. Własności magnetyczne materiałów magnetycznie 
miękkich pogarszają się ze wzrostem ilości zanieczyszczeń, zwłaszcza C, S, P, O i N. Dlatego 
wymaga się, aby w tych stalach ich ilość była jak najmniejsza. 

Szczegółowe wymagania, dotyczące wymienionych wyżej grup stali węglowych o 

określonym przeznaczeniu i o szczególnych własnościach, podają Polskie Normy. 

Tablica 7.5 

Skład chemiczny i własności mechaniczne stali automatowych (wg PN-73/H-84026) 

Średnia zawartość, % 

Znak 

stali

Stan**

R

m

***  

MPa

R

e

***

min

 

MPa

A

5

***

min

%

C

Mn

Si

P

S

min

min

A10X 0,12 1,10 0,05 0,06 0,29  W  380 

÷ 

510

- — 

max

max

C

490

÷

740

390

8

A11  0,10 0,70 0,27 0,06 0,20  W  380 

÷ 

510

— — 

    

max 

 

C 490 

÷ 

740

390 8 

   

T

440

÷ 

740

260 14

A35 0,35 0,70 0,27

0,06

0,20

W

490

÷ 

660

 —

   

max

C

540

÷ 

740

310 8 

   

TC

620

÷ 

770

500 12

A45 0,45 0,70 0,27

0,06

0,20

W

590

÷ 

770

  

    

max 

 C 

640 

÷ 

830

370 7 

   

TC

700

÷ 

890

580 10

A35G2 0,35  1,60  0,27 0,035 0,14  WN  min 

690  410 

13 

    

max 

 C —  - — 

   

T

780

÷ 

930

590 12

* Wytwarzany jest również gatunek z azotem A10XN zawierający średnio ok. 0,013% N. 

**Własności mechaniczne podano dla grubości wyrobów powyżej 16 ÷ 40 mm; dla grubości 

mniejszej własności wytrzymałościowe są nieco wyższe, a plastyczne nieco niższe, natomiast 
dla grubości większej własności wytrzymałościowe są nieco niższe, a plastyczne wyższe. 

***W - walcowanie na gorąco, WN - walcowanie i normalizowanie, T – ulepszanie cieplne, TC - 

ciągnienie po ulepszaniu cieplnym, C - ciągnienie po walcowaniu. 

  7.3. Stale niestopowe (węglowe) narzędziowe 
     Stale narzędziowe służą w głównej mierze do wyrobu wszelkiego rodzaju narzędzi w tym 
skrawających, na odpowiedzialne części przyrządów mierniczych, uchwytów itd. Zasadnicze 
cechy, których wymaga się od stali narzędziowych, to: twardość po zahartowaniu, odporność na 
ścieranie i zużycie, ciągliwość, niewrażliwość na przegrzanie, mała odkształcalność przy 
hartowaniu - przy czym nie zawsze wszystkie cechy są wymagane jednocześnie.  
    Podstawowym wymaganiem stawianym narzędziom skrawającym jest trwałość ostrza, która 
stępia się i zużywa podczas skrawania. Im bardziej stal jest odporna na zużycie i ścieranie, tym 
lepiej nadaje się na narzędzia skrawające. Aby stal była odporna na ścieranie, powinna mieć 
dużą twardość, zazwyczaj powyżej 60 HRC. 
Największą twardość po hartowaniu uzyskują stale o większej zawartości węgla i z tego względu 
stale narzędziowe są z reguły stalami wysokowęglowymi. 
     Zawartość węgla w stalach węglowych narzędziowych objętych Polską Normą PN-84/H-
85020 wynosi 0,5 

÷ 1,24. Stale te w porównaniu ze stalami węglowymi konstrukcyjnymi 

charakteryzują się większą czystością (mniejszą zawartością fosforu i siarki), mniejszą 
zawartością manganu oraz drobnoziarnistością. 
Charakterystyczną zaletą stali narzędziowych węglowych jest mała głębokość hartowania, tzn. 
że hartuje się tylko warstwa wierzchnia narzędzia, a rdzeń pozostaje bardziej miękki i ciągliwy. 

 107 

JW 

Daje to możliwość uzyskania narzędzia twardego i odpornego na ścieranie, a jednocześnie 
mającego dostateczną odporność na uderzenia. 
Według Polskich Norm PN-84/H-85020 stale węglowe narzędziowe dzielą się na dwie grupy: 
- stale hartujące się płytko, 
- stale hartujące się głęboko. 

W tablicy 7.6. podano skład chemiczny tych stali oraz ich twardość w stanie zmiękczonym i 

po hartowaniu. Stale hartujące się płytko oznaczone są literą N (oznaczają stal narzędziową), 
liczbą oznaczającą w przybliżeniu średnią zawartość węgla w dziesiętnych częściach procentu 
oraz na końcu literą E. Stale hartujące się głęboko są oznaczone analogicznie, ale bez litery E. 

Tablica 7.6 

Skład chemiczny i twardość w stanie zmiękczonym i po hartowaniu stali 

węglowych narzędziowych (wg PN-84/H-85020) 

Skład chemiczny, % 

Znak stali 

 

C 

 

inne pierwiastki

 

Twardość w 

stanie 

zmiękczony

m HB, max 

Temp.**) 

hartowania, 

o

C 

 

Twardość w 

stanie harto- 

wanym HRC, 

min 

Stale hartujące się płytko 

N7E 0,65 

÷ 

0,74 Mn 

0,15 

÷ 

0,30

187 790 

÷ 

810 

N8E 0,75 

÷ 

0,84 Si 

0,15 

÷ 

0,30 187  780 

÷

 800 

61 

 

N9E 0,85 

÷ 

0,94 P

max

 0,025 

197 

770 

÷ 

790 

N10E 0,95 

÷ 

1,04 S

max

 0,025 

197 

770 

÷ 

790 

N11E 1,05 

÷ 

1,14 Cr

max

 0,15 

207 

770 

÷ 

790 

62 

 

 1,15 

÷ 

1,24 Ni

max

 0,20  

Cu

max

0,20

207 760 

÷ 

780 63 

Stale hartujące się głęboko 

N5 0,50 

÷ 

0,60 Mn 

0,40

÷

0,60

*

183 790 

÷ 

810 58 

N6 0,61 

÷ 

0,70 Mn 

0,30

÷

0,50

*

183 790 

÷ 

810 61 

N7 0,65 

÷ 

0,74 Mn 

0,15 

÷ 

0,35

187 790 

÷ 

810 

N8 0,75 

÷ 

0,84 Si 

0,15 

÷ 

0,35 187  790 

÷ 

800 

61 

 

N9 0,85 

÷ 

0,94 P

max

 0,030 

197 

770 

÷ 

790 

N10 0,95 

÷ 

1,04 S 

max

 0,030 

197 

770 

÷ 

790 

N11 1,05 

÷ 

1,14 Cr 

max

 0,20 

207 

770 

÷ 

790 

62 

 

N12 

 

1,15 

÷ 

1,24 

 

Ni 

max

 0,25 Cu 

max

0,25

207 760 

÷ 

780 

 

63 

* Pozostałe pierwiastki dla stali N5 i N6; Si max 0,15%, P max 0,035%, S max 0,035%, Cr, C, i Ni nie 
określa się. 
* Hartowanie w wodzie czystej lub słonej. 

Stale płytko i głęboko się hartujące, które mają taką samą zawartość węgla, różnią się tylko 

zawartością domieszek pochodzących z wytopu, które jednak wpływają na ich hartowność. 

Stale hartujące się płytko są stalami o małej hartowności (głębokość zahartowania wynosi 2 

÷ 5 mm w zależności od temperatury hartowania), wykazują małą wrażliwość na przegrzanie i 
ze względu na małą zawartość zanieczyszczeń należą do stali najwyższej jakości. 

Stale hartujące się głęboko są bardziej wrażliwe na przegrzanie, tzn. że hartowane z wyższej 
temperatury wykazują większą gruboziarnistość i większą skłonność do rys i pęknięć. Stale te 
odznaczają się nieco większą hartownością (głębokość zahartowania wynosi 5 

÷12 mm, w 

zależności od temperatury hartowania) i mają nieco większą dopuszczalną zawartość 
zanieczyszczeń (fosforu i siarki) i innych domieszek, co powoduje, że są stalami niższej klasy 
niż stale hartujące się płytko. 

Stale hartujące się płytko są stosowane w zasadzie do wyrobu narzędzi, których grubość nie 

przekracza 20 mm, natomiast stale głęboko hartujące się - do wyrobu narzędzi, których grubość 
lub średnica jest większa niż 20 mm.