Koercja i remanencja

Pętle histerezy zarejestrowane podczas nagrzewania i następnego chłodzenia dla badanych stopów oraz wyznaczone na ich podstawie zmiany koercji (Hc) oraz remanencji (MR) w funkcji temperatury zaprezentowano na rysunkach 144 ÷ 147. W każdym ze stopów podczas nagrzewania obserwuje się sukcesywne zmniejszanie wartości koercji oraz remanencji wraz ze wzrostem temperatury aż do ich wyraźnego wzrostu w pobliżu temperatury Curie. Zmniejszanie obu wielkości podczas nagrzewania można wyjaśnić relaksacją naprężeń odlewniczych wraz ze wzrostem temperatury. Natomiast ich wzrost w zakresie przemiany magnetycznej jest związany z ze zmianą struktury domenowej w poszczególnych stopach. Zarówno koercja jak i remanencja są blisko związane z dynamicznym zachowaniem ścian domen magnetycznych. Obecność domen

- 179 -

w krysztale powoduje obniżenie energii swobodnej magnetycznej (E), która w uproszczonym przypadku jest sumą następujących składowych energii swobodnej [349]:

𝐸 = (𝐸_𝑒𝑥+ 𝐸_𝑘) + 𝐸_𝜆+ 𝐸_𝐷+ 𝐸_𝐻

gdzie Eex oznacza energię wymiany, Ek energię anizotropii magnetokrystalicznej, Eλ energię magnetoelastyczną, ED energię magnetostatyczną lub inaczej energię rozmagnesowania oraz EH

energię domen magnetycznych w obecności zewnętrznego pola magnetycznego. Kryształy z małą liczbą domen magnetycznych posiadają duże wartości koercji, ponieważ obrót domen będący konsekwencją oddziaływania zewnętrznego pola magnetycznego H jest utrudniony przez energię anizotropii magnetokrystalicznej oraz zależność energii magnetostatycznej na wydłużenie kryształu, która wynika z oddziaływania typu dipol-dipol wszystkich par momentów [363]. Przedstawione pętle histerezy są typowe dla struktur wielodomenowych. Parametry histerezy, tj. HR/Hc oraz MR/MS, gdzie HR oznacza koercję remanencji, a MS magnetyzację nasycenia, w zakresie temperatur przemiany magnetycznej są znacznie większe w odniesieniu do pętli zarejestrowanych w innych temperaturach, co sugeruje wzrost domen magnetycznych. Metcalf i Fuller [364], którzy badali tytanomagnetyt (Fe2,4Ti0,6O4 – TM60), wykazali że pole magnetyczne niezbędne do usunięcia wszystkich ścian domen magnetycznych maleje ze wzrostem temperatury, przyjmując najmniejsze wartości w pobliżu temperatury Curie, co jest w zgodzie z prezentowanymi wynikami. Jest to możliwe, ponieważ energia magnetostatyczna pod wpływem zewnętrznego pola magnetycznego [363]:

𝐸_𝐻= −𝜇₀𝑀 ∙ 𝐻

gdzie μ0 oznacza przenikalność magnetyczną próżni, M magnetyzację a H zewnętrzne pole magnetyczne, w odpowiednio wysokich temperaturach najprawdopodobniej zdominuje energię całkowitą, ponieważ zewnętrzne pole magnetyczne nie ulega tak intensywnemu zmniejszaniu jak energia magnetostatyczna, energia wymiany i energia anizotropii magnetokrystalicznej [364-366]. To może wyjaśniać, dlaczego w badanych stopach odnotowano wzrost koercji oraz remanencji w pobliżu temperatury Curie. Niemniej jednak, wpływ energii magnetoelastycznej, która jest związana z odkształceniami sprężystymi oraz kierunkiem magnetyzacji, na energię swobodną magnetyczną nie może być pomijany z uwagi na możliwość występowania dużych odkształceń sprężystych sieci krystalicznej osnowy w badanych materiałach. Dodatkowo, należy rozważyć potencjalny wpływ węglików i/lub innych faz paramagnetycznych na utrudnienie ruchu domen magnetycznych. Takie przeszkody mogły spowodować, że wzrost domen magnetycznych wymagał dużej mobilności ich ścian, co mogło być osiągnięte tuż poniżej temperatury Curie. W konsekwencji, większe domeny powstałe w pobliżu temperatury Curie są magnetycznie

- 180 -

„twardsze” od małych domen występujących w niższych temperaturach. Jednakże, podczas chłodzenia odnotowano wyraźną zmianę w koercji oraz remanencji w stosunku do nagrzewania. Takie zachowanie, wydaje się uzasadnione bardziej sprzyjającymi warunkami do tworzenia się bliższej równowagowej struktury domenowej podczas chłodzenia w warunkach eksperymentu VSM w odniesieniu do nierównowagowych warunków wytwarzania stopów. Warto również odnotować, że niezerowe wartości magnetyzacji i tym samym koercji oraz remanencji podczas chłodzenia stopu Fe-25Cr-11Ni-6Mo-0,78C, wskazują na niepełną przemianę ferrytu w austenit i fazy międzymetaliczne w warunkach eksperymentu.

- 181 -

Rys. 144. Pętle histerezy dla stopu Fe-25Cr-0,79C wykonane podczas nagrzewania (a, b) i kolejnego chłodzenia (c, d) oraz wyznaczone na ich podstawie zmiany koercji Hc (e) oraz remanencji MR (f) w funkcji temperatury.

- 182 -

Rys. 145. Pętle histerezy dla stopu Fe-25Cr-5Mo-0,82C wykonane podczas nagrzewania (a, b) i kolejnego chłodzenia (c, d) oraz wyznaczone na ich podstawie zmiany koercji Hc (e) oraz remanencji MR (f) w funkcji temperatury.

- 183 -

Rys. 146. Pętle histerezy dla stopu Fe-25Cr-6Ni-5Mo-0,77C wykonane podczas nagrzewania (a, b) i kolejnego chłodzenia (c, d) oraz wyznaczone na ich podstawie zmiany koercji Hc (e) oraz remanencji MR (f) w funkcji temperatury.

- 184 -

Rys. 147. Pętle histerezy dla stopu Fe-25Cr-11Ni-6Mo-0,78C wykonane podczas nagrzewania (a, b) i kolejnego chłodzenia (c, d) oraz wyznaczone na ich podstawie zmiany koercji Hc (e) oraz remanencji MR (f) w funkcji temperatury.

- 185 -

6.9. Badania twardości

Na rysunku 148 przedstawiono wyniki badań twardości analizowanych stopów w stanie lanym oraz po wygrzewaniu przez 4h przy 650, 800, 1000 i 1200°C. Wartości procentowe nad poszczególnymi słupkami oznaczają zmianę twardości względem stanu referencyjnego, tzn. stanu lanego. W przypadku stopu Fe-25Cr-0,79C obróbka cieplna spowodowała nieznaczny spadek twardości w odniesieniu do stanu lanego. W stopie tym odnotowano najniższą twardość w stanie lanym spośród wszystkich badanych stopów. Nieznaczne zmniejszenie twardości w wyniku obróbki cieplnej jest związane głównie z relaksacją naprężeń odlewniczych. Jednocześnie można stwierdzić, że przemiana węglików M7C3 → M23C6, wydzielenia węglików wtórnych, zmiana morfologii węglików eutektycznych oraz wtórnych, ich częściowe rozpuszczenie oraz zmiana składu chemicznego faz występujących w stopie nie wpływają w istotny sposób na zmiany twardości stopu. Dopiero wyraźna sferoidyzacja węglików, która wystąpiła po wygrzewaniu przy 1200°C spowodowała zauważalny spadek twardości, który względem stanu lanego wynosi 18,2% (42 jednostki Vickersa, por. rys. 148a). Dodatek ok. 5% molibdenu przy zbliżonej zawartości pierwiastków stopowych do wcześniej opisanego stopu, spowodował wzrost twardości w stanie lanym od 232 do 312 HV1. W stopie Fe-25Cr-5Mo-0,82C wyniku wygrzewania przy 650 i 800°C zaobserwowano wzrost twardości stopu do kolejno 362 i 365 HV1, co jest związane z wydzielaniem faz międzymetalicznych (por. rozdz. 6.4.2). Wygrzewanie przy 1000 i 1200°C spowodowało zmniejszenie twardości w odniesieniu do stanu lanego i wygrzewania przy 650 i 800°C w wyniku zmiany morfologii węglików oraz ich częściowego rozpuszczenia (por. rys. 148b). W stopie Fe-25Cr-6Ni-5Mo-0,77C odnotowano wyraźny wzrost twardości względem stanu lanego, tzn. o 45,4%, w konsekwencji częściowej przemiany α → γ + σ po wygrzewaniu przy 800°C (por. rys. 148c). W stopie Fe-25Cr-11Ni-6Mo-0,78C, który posiadał w stanie lanym osnowę ferrytyczno-austenityczną, zaobserwowano największą twardość w stanie lanym spośród wszystkich badanych stopów, tj. 397 HV1. Jednocześnie, w tym stopie po obróbce cieplnej przy 800°C odnotowano najwyższą twardość uzyskaną podczas eksperymentu, tj. 603 HV1. Wysoki wzrost twardości względem stanu lanego jest konsekwencją kompletnej przemiany metastabilnego ferrytu w austenit i fazy międzymetaliczne, głównie w fazę σ (por. rozdz. 6.4.4.). Interesującą obserwacją jest również wysoka twardość stopu po wygrzewaniu przy 1000°C, która wynosi 482 HV1 i również jest związana z obecnością dużego udziału objętościowego fazy σ. W stanie po wygrzewaniu przy 800 i 1000°C udział objętościowy faz międzymetalicznych był zbliżony, tj. wynosił kolejno 28,6 ± 3,2 oraz 29 ± 1,8%, zatem różnice w twardości pomiędzy poszczególnymi

- 186 -

Rys. 148. Twardość badanych stopów z układu Fe-Cr-Ni-Mo-C w stanie lanym oraz po wygrzewaniu przez 4h przy 650, 800, 1000 i 1200°C.

stanami wskazują na duży wpływ morfologii wydzieleń, głównie fazy σ, na tę właściwość. W stopach o osnowie austenitycznej w stanie lanym, obróbka cieplna nie spowodowała wyraźnego wzrostu twardości względem stanu lanego, a wręcz przeciwnie w większości przypadków jej

- 187 -

spadek. Wydzielenie się 6,9 ± 0,3% udziału objętościowego fazy σ w stopie Fe-26Cr-15Ni5Mo-0,76C po wygrzewaniu przy 1000°C spowodowało jedynie nieznaczny wzrost twardości, tj. o 1,9% względem stanu lanego. Warto jednak odnotować, że w stopie Fe-26Cr-21Ni-6Mo-0,76C, w którym po analogicznej obróbce cieplnej stwierdzono jedynie śladowe ilości fazy σ, stwierdzono spadek twardości o 14,3% względem stanu lanego. Ponadto, stop Fe-26Cr-21Ni-6Mo-0,76C w każdym stanie (z wyjątkiem stanu po wygrzewaniu przy 1000°C), wykazywał wyższą twardość o ok. 11 ÷ 22 jednostek Vickersa w stosunku do stopu Fe-26Cr-15Ni5Mo-0,76C. W przypadku każdego z badanych stopów, obróbka cieplna przy 1200°C, w wyniku której dochodziło do sferoidyzacji węglików oraz rozpuszczenia węglików wtórnych, powodowała wyraźne zmniejszenie twardości względem stanu lanego od 18,2 aż do 39,8%.

6.10. Jednokierunkowy test zużycia metodą nanoindentacji

Zużycie abrazyjne jest powodowane przez twarde cząstki, przemieszczające się po powierzchni materiału o mniejszej twardości i powodujące jego odkształcenie i/lub stopniowe usuwanie. Podczas oddziaływania cząstek abrazyjnych z powierzchnią poddaną zużyciu można wyróżnić kilka typów interakcji. Najczęściej, odporność na zużycie abrazyjne jest rozważane jako funkcja twardości materiału, poddanego działaniu czynnika niszczącego. Niemniej jednak, bardziej ogólny model zużycia abrazyjnego uwzględnia również m.in. takie czynniki jak skłonność do odkształcenia plastycznego czy też odporność na pękanie. Wiadomo również, że odporność na zużycie abrazyjne może być poprawiona poprzez wytworzenie mikrostruktury heterogenicznej, wprowadzając fazy umacniające [367,368]. Na rysunku 149 przedstawiono cztery rodzaje oddziaływania cząstek abrazyjnych z powierzchnią materiału, tj. mikrobruzdowanie, mikroskrawanie, mikrozmęczenie oraz mikropękanie. W idealnym przypadku mikrobruzdowanie nie powoduje ubytku masy materiału z uwagi na wystąpienie jedynie odkształcenia plastycznego w wyniku którego dochodzi do tworzenia się bruzdy z fałdami materiału na krawędziach. W przypadku, gdy jedynym mechanizmem oddziaływania jest mikroskrawanie ubytek materiału jest równy objętości bruzdy (rysy). Cykliczne oddziaływanie cząstek abrazyjnych może doprowadzić do niskocyklowego mikrozmęczenia pewnych obszarów materiału i odrywania się jego małych fragmentów. Mikropękanie występuje w sytuacji oddziaływania wysokoskoncentrowanych naprężeń narzuconych przez cząstki abrazyjne i pojawia się głównie w kruchych materiałach. Mikrobruzdowanie i mikroskrawanie są dominującymi mechanizmami oddziaływania cząstek abrazyjnych z materiałami o dużej plastyczności, podczas gdy mikropękanie odgrywa główną rolę w przypadku materiałów kruchych [367].

- 188 -

Rys. 149. Schemat oddziaływania cząstki abrazyjnej z powierzchnią materiału: a – mikrobruzdowanie, b – mikroskrawanie, c – mikrozmęczenie oraz d – mikropękanie, wg Zum Gahra [371].

Na rysunku 150 przedstawiono przykładowe profile rys wykonanych w badanych stopach z układu Fe-Cr-Ni-Mo-C w stanie lanym oraz po wygrzewaniu przez 4h przy 800°C. W wyniku obróbki cieplnej nie stwierdzono jakościowych zmian w profilach rys dla poszczególnych stopów. Kształt profili w przypadku każdego ze stopów wskazuje na występowanie mikrobruzdowania jako jednego z dominujących mechanizmów oddziaływania cząstki abrazyjnej (wgłębnika Berkovicha) z badanymi materiałami, co sugeruje dużą plastyczność stopów. Jednocześnie podczas analizy morfologii rys, na powierzchni próbek w okolicach rys, w wielu przypadkach obserwowano produkty procesu mikroskrawania, co skłania ku stwierdzeniu, że proces ten również odgrywa pewną rolę podczas zużycia. Z uwagi na występowanie takich samych mechanizmów zużycia w badanych stopach, jako miarę odporności na zużycie abrazyjne przyjęto średnią głębokość rys, tzn. im mniejsza średnia głębokość rys tym większa odporność na zużycie abrazyjne. Na rysunku 151 przedstawiono średnie wartości głębokości rys, powstałych po jednokierunkowym teście zużycia metodą nanoindentacji. W stanie lanym największe głębokości rys odnotowano dla stopów Fe-25Cr-0,79C i Fe-25Cr-5Mo-0,82C, których twardości wynosiły kolejno 232 i 312 HV1. Jednocześnie najmniejsze głębokości rys w stanie lanym stwierdzono dla stopu Fe-26Cr-21Ni-6Mo-0,76C, którego twardość wynosiła 325 HV1. Interesujące jest to, że w stopach wykazujących w stanie lanym większą twardość od stopu Fe-26Cr-21Ni-6Mo-0,76, tj. w stopach Fe-25Cr-11Ni-6Mo-0,78C i Fe-26Cr-15Ni-5Mo-0,76C, zarejestrowano większe średnie głębokości rys. Pozornie nietypowe zachowanie badanych materiałów wydaje się zrozumiałe, jeśli podczas rozważań dotyczących jednokierunkowego testu zużycia abrazyjnego obok twardości uwzględni się dodatkowo czynnik rozmieszczenia eutektyki węglikowej (por. rozdz. 6.2). Stopy Fe-25Cr-0,79C i Fe-25Cr-5Mo-0,82C wykazywały najmniejsze wartości parametru M, który jest miarą rozmieszczenia eutektyki węglikowej i wynosiły kolejno 0,252 i 0,256, stwierdzono największe wartości średniej głębokości rys. Dla kontrastu, w stopie

- 189 -

Rys. 150. Przykładowe profile rys wykonanych metodą nanoindentacji w badanych stopach w stanie lanym oraz po wygrzewaniu przez 4h przy 800°C j: 1 – stop 0,79C, 2 – stop 5Mo-0,82C, 3 – stop

Fe-25Cr-6Ni-5Mo-0,77C, 4 – stop Fe-25Cr-11Ni-6Mo-0,78C, 5 – stop Fe-26Cr-15Ni-5Mo-0,76C, 6 – stop

Fe-26Cr-21Ni-6Mo-0,76C.

Fe-26Cr-21Ni-6Mo-0,76, który nie posiadał największej twardości w stanie lanym, ale wykazywał największą wartość parametru M (0,400), odnotowano najmniejszą średnią głębokość rys. Duża wartość parametru M wiąże się z bardziej rozbudowanym kształtem przestrzeni międzydendrytycznych (obszarów eutektycznych) lub innymi słowy z mniejszą „średnią drogą swobodną osnowy”. W stopach, które wykazywały dużą wartość parametru M, wgłębnik nanoindentera częściej natrafiał na obszary eutektyczne o większej twardości niż osnowa i w konsekwencji rejestrowano mniejsze średnie wartości głębokości rys. Dodatkowym czynnikiem wpływającym na utrudnienie zagłębiania się w materiale cząstki abrazyjnej jest utrudnione odkształcenie plastyczne osnowy z uwagi na bliskość eutektyki węglikowej. Na rysunku 152 zaprezentowano fotografie przykładowych rys wykonanych w stopach Fe-25Cr-5Mo-0,82C oraz Fe-26Cr-21Ni-6Mo-0,76C w stanie lanym. Dodatkowo zaznaczono kierunek przemieszczania się wgłębnika Berkovicha w stosunku do jego geometrii, który jest taki sam dla wszystkich fotografii rys pokazanych na rysunkach 152 ÷ 155. Strzałkami wskazano „fałdy” materiału na krawędziach rys powstałych w wyniku odkształcenia plastycznego osnowy, które było ograniczone przez obszary eutektyczne. Jak widać w stopie Fe-26Cr-21Ni-6Mo-0,76C, „fałdy” materiału które powstały w wyniku odkształcenia plastycznego są mniejsze i jest ich więcej w porównaniu do stopu Fe-25Cr-5Mo-0,82C, co wynika z mniejszych rozmiarów dendrytów i rozbudowanego kształtu obszarów eutektycznych (dużej wartości parametru M). Niemniej jednak, w stopie Fe-26Cr-15Ni-5Mo-0,76C, który wykazywał nieznacznie niższy parametr M (0,387) od stopu Fe-26Cr-21Ni-6Mo-0,76C oraz niższą twardość w stanie lanym o 12

- 190 -

jednostek Vickersa, stwierdzono większą głębokość rys w stosunku do stopu Fe-25Cr-11Ni-6Mo-0,78C, który charakteryzował się jeszcze mniejszym parametrem M wynoszącym 0,322, ale największą twardością spośród wszystkich badanych stopów rzędu 397 HV1. Obserwacja ta wskazuje, że w przypadku odporności na zużycie abrazyjne badanych stopów istotną rolę obok rozmieszczenia eutektyki węglikowej odgrywają również właściwości osnowy, tj. twardość, granica plastyczności oraz skłonność do odkształceń plastycznych. Obróbka cieplna stopu Fe-25Cr-0,79C spowodowała wyraźną zmianę morfologii węglików eutektycznych co opisano w rozdziale 6.4.1. W wyniku wygrzewania przy 650 i 1000°C nie stwierdzono wyraźnych zmian, natomiast po wygrzewaniu przy 800°C odnotowano zmniejszenie o 7,9% średniej głębokości rys względem stanu lanego (por. rys. 151a). Wyniki te sugerują, że morfologia węglików eutektycznych również wpływa na odporność na zużycie. Powstanie ciągłej, litej siatki wydzieleń po wygrzewaniu przy 800°C spowodowało wzrost naprężenia ścinającego, niezbędnego do mikroskrawania twardych węglików, w stosunku do drobnych węglików eutektycznych o morfologii prętowej występujących w stanie lanym. Jednocześnie, z uwagi na przeprowadzenie eksperymentu przy stałym obciążeniu, wzrost wytrzymałości na ścinanie węglików, występujących w obszarach międzydendrytycznych, objawił się poprzez zmniejszenie średniej głębokości rys. W stopie Fe-25Cr-5Mo-0,82C obróbka cieplna przy 650 i 800°C spowodowała wydzielenie faz międzymetalicznych i wzrost twardości o kolejno 16 i 17% względem stanu lanego (por. rys. 148b). Po wygrzewaniu przy 650°C nie stwierdzono wyraźnego zmniejszenia średniej głębokości rys, natomiast odnotowano takie po wygrzewaniu przy 800°C. Obserwacja ta sugeruje, że wydzielenie się fazy χ w stopie oraz zmiana morfologii węglików eutektycznych powodują poprawę odporności na zużycie abrazyjne. Należy mieć jednak na uwadze, że ciągła siatka wydzieleń może pogarszać właściwości plastyczne materiału. Na rysunkach 153a-d, pokazano morfologie rys wykonanych na powierzchni stopu Fe-25Cr-5Mo-0,82C, po wygrzewaniu przy 650 i 800°C. Widoczne jest, że obecność faz międzymetalicznych utrudnia odkształcenie plastyczne osnowy i prowadzi do tworzenia bardziej nieregularnych fałd materiału na krawędziach rys w stosunku do stanu lanego (por. rys. 152a), co wskazano strzałkami. Jednocześnie zaobserwowano pęknięcia w „twardych” fazach oraz dekohezję na granicy międzyfazowej węgliki i/lub fazy międzymetaliczne/osnowa. W przypadku stopu Fe-25Cr-6Ni-5Mo-0,77C, stwierdzono wyraźne zmniejszenie średniej głębokości rys o 24,1% w stosunku do stanu lanego w wyniku częściowej przemiany ferrytu w austenit wydzielenia się faz międzymetalicznych po obróbce cieplnej 800°C. Analiza morfologii rys (por. rys. 153e i f)

- 191 -

Rys. 151. Średnia głębokość rys w badanych stopach w stanie lanym oraz po obróbce cieplnej przez 4h przy 650, 800 oraz 1000°C, powstałych po jednokierunkowym teście zużycia metodą nanoindentacji.

- 192 -

Rys. 152. Morfologia rys stopu Fe-25Cr-5Mo-0,82C (a) oraz Fe-26Cr-21Ni-6Mo-0,76C (b) w stanie lanym, powstałych po jednokierunkowym teście zużycia metodą nanoindentacji.

ujawniła brak pęknięć rozprzestrzeniających się w kierunku prostopadłym do kierunku ruchu wgłębnika nanoindentera. Odnotowano jednak zatarcia materiału, co wskazano strzałką na rysunku 153f, które związane są z obecnością ciągliwej osnowy. Wydzielenie się faz międzymetalicznych, głównie fazy σ, w stopie Fe-25Cr-11Ni-6Mo-0,78C po wygrzewaniu przy 800 i 1000°C spowodowało wyraźny wzrost twardości (por. rys. 148d) oraz zmniejszenie średniej głębokości rys (por. rys. 151) w stosunku do stanu lanego. Analiza profili poprzecznych rys (por. rys. 150) wskazuje na zmniejszenie skłonności stopu do odkształceń plastycznych, dlatego obserwuje się zmniejszenie wysokości fałd w stopie po wygrzewaniu przy 800°C w stosunku do stanu lanego. Jednocześnie wskazuje to na zwiększenie znaczenia procesu mikroskrawania w badanym układzie tribologicznym. Potwierdzeniem powyższego są fotografie rys pokazane na rysunkach 153g÷j, które wskazują na ograniczenie odkształcenia plastycznego osnowy z uwagi na występowanie dużego udziału objętościowego twardych faz międzymetalicznych. Jednocześnie widoczne jest, że fazy międzymetaliczne na brzegach rysy są „wbijane” w osnowę o mniejszej twardości, co wskazano strzałkami. Podobnie jak w przypadku stopu Fe-25Cr-6Ni-5Mo-0,77C nie stwierdzono wyraźnego rozprzestrzeniania się pęknięć. W przypadku stopów o osnowie austenitycznej w stanie lanym, tj. Fe-26Cr-15Ni-5Mo-0,76C i Fe-26Cr-21Ni-6Mo-0,76C, nie odnotowano wyraźnej poprawy odporności na zużycie abrazyjne w wyniku obróbki cieplnej i wydzielania się faz międzymetalicznych. Związane jest to z faktem, że w stopach tych, fazy międzymetaliczne jeśli się wydzielały, to głównie na granicach międzyfazowych węglik/osnowa i ich udział objętościowy był mniejszy w porównaniu do pozostałych stopów. W konsekwencji ich wpływ na twardość (por. rys. 148e i f) oraz na średnią głębokość rys (por. rys. 151e i f) był mało zauważalny. W przypadku obu stopów zaobserwowano częste zatarcia materiału oraz pękanie węglików, szczególnie gdy występowała one w postaci litej siatki, np. po wygrzewaniu przy 1000°C (por. rys. 154). Powstawanie pęknięć w węglikach jest konsekwencją naprężeń

- 193 -

Rys. 153. Morfologia rys powstałych po jednokierunkowym teście zużycia metodą nanoindentacji: a ÷ d – stop Fe-25Cr-5Mo-0,82C, e i f – stop Fe-25Cr-6Ni-5Mo-0,77C, g ÷ j – stop Fe-25Cr-11Ni-6Mo-0,78C, a i b – po wygrzewaniu przez 4h przy 650°C, c ÷ h – po wygrzewaniu przez 4h przy 800°C, i oraz j – po wygrzewaniu przez 4h przy 1000°C, SEM-BSE.

- 194 -

rozciągających wywołanych przez składową styczną siły tarcia, gdy wgłębnik przesuwał się nad węglikami. Zjawisko to zostało opisane przez Konga i Ashby’ego [369] w materiałach kruchych, podczas gdy Doǧan i Hawk [118] zaobserwowali podobne pęknięcia, powstałe w analogiczny sposób w węglikach typu M7C3, zidentyfikowanych w żeliwach wysokochromowych.

Rys. 154. Morfologia rys powstałych po jednokierunkowym teście zużycia metodą nanoindentacji: a i b – stop Fe-26Cr-15Ni-5Mo-0,76C, c i d – stop Fe-26Cr-21Ni-6Mo-0,76C, po wygrzewaniu przez 4h przy 800°C, SEM-BSE.

- 195 -

7. Podsumowanie wyników badań i wnioski

W ramach niniejszej pracy zaprojektowano, wytworzono w warunkach nierównowagowych oraz dokonano szczegółowej charakterystyki stopów z układu ~Fe-25Cr-xNi-5Mo-0,8C oraz zawartości niklu w zakresie 0 ÷ 21% wag.

Symulacje termodynamiczne pozwoliły przewidzieć wpływ składu chemicznego na zmiany struktury stopów w funkcji temperatury. Zwiększenie stężenia molibdenu w układzie Fe-25Cr-xMo-0,8C powoduje zwiększenie zakresu temperatur występowania faz międzymetalicznych oraz ich udziału objętościowego. Molibden sprzyja tworzeniu się fazy χ kosztem fazy σ oraz powoduje wyraźne poszerzenie zakresu krzepnięcia w badanym zakresie stężeń poszczególnych pierwiastków. Wzrost stężenia niklu w układzie Fe-25Cr-xNi-5Mo-0,8C powoduje poszerzenie pola występowania austenitu oraz wpływa na zakres temperatur stabilności termodynamicznej faz międzymetalicznych. Początkowo poszerza zakres temperatur występowania fazy χ, ale przy większych stężeniach powoduje zawężenie tego zakresu aż do zupełnego zaniku tej fazy przy ok. 17% niklu. W przypadku fazy σ, zakres temperatur jej występowania w stopach z niklem jest znacznie szerszy niż fazy χ. Wzrost stężenia niklu nie wpływa zasadniczo na dolną temperaturę występowania fazy σ, ale początkowo do zawartości 3% niklu zmniejsza, następnie do zawartości 10% niklu zwiększa, po czym ponownie zmniejsza górną temperaturę jej występowania. Nikiel wpływa na temperaturę solidus w nieznaczny sposób, ale powoduje wyraźny spadek temperatury likwidus i w konsekwencji zmniejszenie zakresu krzepnięcia stopów w badanym zakresie stężeń poszczególnych pierwiastków. W każdym ze stopów, w których występują obie fazy, zawartość żelaza, molibdenu i niklu jest większa, a chromu mniejsza w fazie χ niż w fazie σ.

Molibden oraz nikiel umożliwiają oddzielenie się od cieczy węglika M23C6, dzięki czemu