Кристалоструктурні зміни на початкових етапах відпуску мартенситу високовуглецевих Fe – Al сплавів

Із аналізу кутів нахилу кривих R/R (Т) для сплавів з різним вмістом алюмінію зроблено висновок про те, що збільшення вмісту алюмінію в сплавах при незмінному вмісті вуглецю приводить до зменшення температурного коефіцієнта електричного опору (рис. 2б). Криві мають злами при ~500 і ~750К (рис. 2а і б). Перший злам збігається по температурі з процесами порушення когерентності між кристалічними ґратками К-фази і -мартенситу, а також розпадом останнього. Другий злам, при 750К, збігається зі значними кристалоструктурними змінами в -фазі (аустеніт розпадається на феррит Fe-Al і упорядкований карбід Fe4-yAlyCx; атоми вуглецю дифундують з -фази в упорядковану К-фазу, при цьому ступінь далекого атомного порядку останньої та об'єм її часток збільшуються. Наближення значення температурного кофіцієнта електроопору для досліджуваних сплавів до такого для армко-заліза вище температур упорядкування (більше 850К) пов'язане з тим, що після розпаду мартенситу й аустеніту сплав складається з більш ніж 85% фериту Fe-Al. Із порівняння кутів нахилу кривих на рис. 2а і 2б встановлено, що при збільшенні вмісту вуглецю в зразках сплавів з постійним вмістом алюмінію зберігається тенденція до росту об'єму впорядкованої К-фази, а отже до зменшення температурного коефіцієнта електроопору.

В роботі показано, що зміни твердості та коерцитивної сили в загартованих високовуглецевих Fe-Al-сплавах під час відпуску при 200°С (рис. 3) корелюють з отриманими рентгенографічними даними про зміни в структурі мартенситу на початкових стадіях його розпаду. За тривалості відпуску до 5 хв зменшення твердості та коерцитивної сили пов'язано із втратою когерентності між частинками К-фази і -мартенситом, а за тривалості від 5 до 60 хв – з конкуренцією процесів впорядкування і зародження в мартенситі когерентних частинок К-фази з процесом збільшення об'ємної частки мартенситу, який розпався.

Відносні і абсолютні зміни твердості в аустенітному сплаві менші, ніж зміни твердості в сплавах з мартенситною структурою. Виявлено, що порушення когерентності між ГЦК-кристалічними ґратками аустеніту і частинок К-фази, які містяться в ньому, розпочинається за температур, значно менших від температури розпаду аустеніту.

Зміна концентрації алюмінію та вуглецю в високовуглецевих Fe-Al-сплавах спричиняє зміну меж міцності по кривій з максимумом. Це пов'язано з наявністю в сплавах -мартенситу та когерентних частинок К-фази. Температурні залежності міцності сплавів теж пов'язані з фазовими та структурними змінами в сплавах. Підвищення міцності при підвищенні температури пов'язано з утворенням когерентних частинок К-фази в мартенситі та аустеніті, а релаксація когерентних спотворень, розпад мартенситу і аустеніту спричиняють появу пружної складової.

У третій главі показано, що зовнішні імпульсні впливи (при лазерній (ЛО) та фрикційно-зміцнюючій (ФРЗО) обробках) вносять свої особливості у формування структури і властивостей загартованих високовуглецевих Fe-Al-сплавів, які пов'язані з великими швидкостями локального нагрівання і охолодження. Проте, і в таких умовах сильна міжатомна взаємодія атомів заліза, алюмінію і вуглецю у впорядкованій К-фазі та збереження аналогічного їй близького атомного порядку при високих температурах продовжують значно впливати на структуру і властивості сплавів.

Дослідження поверхневих білих шарів, які було отримано методом ФРЗО, показало, що цей вид імпульсної обробки не призводять до повного розчинення карбідів біля поверхні зразків. В приповерхневому шарі аустенітних зразків загартованих високовуглецевих Fe-Al-сплавів, нижче оплавленої зони, виявляється розвинута мартенситна структура. Цей мартенситний шар розповсюджується у глибину зразків приблизно на 300 мкм. Глибше від цього шару зберігається первинна аустенітна структура. Мікротвердість приповерхневого шару змінюється в глибину зразків не прямолінійно. Її зміна відрізняється від зміни мікротвердості високовуглецевих сталей, не легованих алюмінієм. Складний характер зміни мікротвердості відповідає наявності аустенітних областей, збагачених вуглецем, а також наявності напружень, зміні кількості дефектів та концентрації вуглецю, появі частково відпущеного мартенситу і ін.

За допомогою рентгенографічного та мікроструктурного методів дослідження полі- та монокристалічних зразків встановлено особливості змін структури і властивостей при ЛО на поверхню загартованих високовуглецевих Fe-Al-сплавів. На полікристалічних зразках досліджено зони оплавлення, зони термічного загартування і відпуску, які містять впорядковану карбідну фазу змінного складу Fe4-уАlуСх, залишковий аустеніт та -мартенсит з різною ступінню тетрагональності (рис. 4а).

Швидкісне нагрівання і охолодження при лазерному впливі також не спричиняють розчинення частинок К-фази (рис. 4б). Висхідна дифузія вуглецю до оброблюваної поверхні зразків збільшує кількість залишкового аустеніту. Наявність в приповерхневому шарі когерентності між ГЦК-кристалічною граткою К-фази і ОЦТ-кристалічною граткою -мартенситу визначає структуру, ступінь тетрагональності та орієнтції -мартенситу. Імпульсний лазерний вплив на поверхню полікристалічних зразків сплавів Fe-Al-С спричиняє фрагментацію монокристалів у зоні загартування, диспергацію фазових складових в зоні розплаву, виникнення значних напружень в приповерхневому шарі. Особливості формування послідовно проплавлюваних зон обумовлені утворенням прошарків (рис. 4б), які за рахунок висхідної дифузії вуглецю мають різну теплопровідність. За рахунок цього прошарок утворений від дії лазерного імпульсу перешкоджає розповсюдженню температурного фронту від наступного імпульса в глибину зразка.

Після імпульсного лазерного впливу в торець аустенітних і аустенітно-карбідних монокристалічних зразків загартованих високовуглецевих Fe-Al-сплавів у приповерхневій зоні фіксується декілька різних за структурою прошарків. Ці прошарки можна спостерігати рентгенографічним методом тільки у тому випадку, якщо