Материаловедение. Ч.1. Лабораторный практикум

точки (перегибы), отвечающие температурам начала и конца кристаллизации (см. рис. 3.1, б). Однако на кривых охлаждения компонентов А и В выявляется по одной критической точке в виде горизонтальной площадки (остановки) при температурах их (кристаллизация) плавления ТА′ и ТВ′ соответственно.

Различия в характере критических точек сплава n1 и компонентов А и В можно объяснить с помощью правила фаз. Равновесие L → a в сплаве n1 моновариантно (В = К – Ф + + 1 = 2 – 2 + 1 = 1), поэтому реализуется в интервале температур и на кривой охлаждения сплава n1 нет остановки, а имеются два перегиба. Для компонентов А и В L → А и L → В нонвариантно (В = К – Ф + 1 = 1 – 2 + 1 = 0), то есть проходит при постоянной температуре, но в интервале времени, и на кривой охлаждения чистых компонентов присутствует горизонталь.

После равновесной кристаллизации структура сплава n1 состоит из кристаллов твердого раствора a, химический состав которых одинаков с составом сплава (рис. 3.2 или микроструктура чистой меди представлена в [2, с. 9]).

Рис. 3.2. Микроструктура сплава n1

Качественно аналогичную структуру имеют все однофазные сплавы, а также чистые компоненты. Поэтому по структуре однофазного материала после равновесной кристаллизации нельзя определить, что это – твердый раствор или чистый металл. Форма и размеры зерен не являются специ­ фическими для того или иного сплава, а зависят от условий кристаллизации.

51

Сплавы двойных систем эвтектического типа

Сплавы участков А–а1 и b1–В (рис. 3.3) кристаллизуются так же, как и сплавы системы с непрерывными рядами жидких и твердых растворов. На кривых охлаждения эти сплавы имеют по две критические точки (перегибы), отвечающие соответственно температурам начала и конца кристаллизации. Более сложные превращения протекают в сплавах участка а1–b1.

В интервале температур (Т1–Т3) сплав m кристаллизует-

ся как граничный a-раствор (L1–5 → a2–6) и при охлаждении до температуры Т4 в нем не протекают фазовые превращения.

Рис. 3.3. Диаграмма состояния системы эвтектического типа: а – фазовая диаграмма; б – кривые охлаждения

При температуре Т4 a-кристаллы состава точки 7 становятся насыщенными относительно b-кристаллов состава точки 8. Поэтому при дальнейшем понижений температуры из первичных a-кристаллов, изменяющих состав по кривой сольвуса аа1 в направлении от точки 7 к точке а1, выделят-

52

ся вторичные b-кристаллы, состав которых будет изменяться по второй кривой сольвуса bb1 в направлении от точки 8 к точке b1, т.е.

точки 8. Поэтому при дальнейшем понижений температуры из первичных a-кристаллов, изменяющих состав по кривой сольвуса аа1 в направлении от точки 7 к точке а1, выделятся вторичные b-кристаллы, состав которых будет изменяться по второй кривой сольвуса bb1 в направлении от точки 8 к точке b1, т.е.

T − T

α7−a1 4 комн→β8−b1.

При комнатной температуре αа1-кристаллы окажутся в равновесии с βb1-кристаллами.

первт

Рис. 3.4. Микроструктура сплава m

Обычно вторичные выделения имеют пластинчатую (или игольчатую) форму и в пределах каждого зерна a-фазы кристаллографически ориентированы.

53

Аналогичные превращения протекают в сплавах участка b–b1 с той только разницей, что в них из жидкости выделяются первичные b-кристаллы, из которых ниже кривой сольвуса bb1 – вторичные a- кристаллы (рис. 3.4 и реальная структура сплава Al-5% Cu, содержащая вторичные кристаллы q (CuAl2), приведена в [2, с. 13]).

В отличие от сплава m кристаллизация сплава с заканчи-

вается при эвтектической температуре ( T2 −Te ),

L3−e →α4−a

когда все первичные a-кристаллы принимают состав точки а, а исчезающая жидкость – точки e. Так как в структуре сплава с отсутствует Lе перед эвтектическим превраще­ нием Le →αa +βb , то в данном сплаве оно не протекает.

Вмомент окончания кристаллизации первичные

понижении температуры ниже Тe в сплаве с сразу начинается вторичная кристаллизация: из первичных a-кристаллов, изменяющих свой состав по кривой сольвуса aa1 в направлении от точки а к точке а1, выделяются вторичные b-кристаллы, состав которых изменяется по второй кривой сольвуса bb1 в направлении от точки b к точке b1, то есть

T −T

αa−a1 e комн→βb−b1. При комнатной температуре в этом сплаве в равновесии оказываются αa1- и βb1-кристаллы.

На кривой охлаждения сплава f видны две критические точки (см. рис. 3.3, б): верхняя точка отвечает температуре начала, а нижняя (при Тe) – одновременно температурам конца первичной кристаллизации и начала распада a-раствора с выделением из него вторичных кристаллов b-раствора. По структуре этот сплав от предыдущего сплава m будет отличаться только тем, что в нем будет несколько больше вторичных b- и, соответственно, меньше первичных a-кристаллов.

В до- и заэвтектических сплавах помимо первичных a- или b-кристаллов выделяется эвтектика a + b, а при охлаждении в твердом состоянии – вторичные b- и a-кристаллы из a- и b-кристаллов разного происхождения.

54

В частности, процесс первичной кристаллизации доэвтек-

тического сплава можно записать как T3 −Te . n1 L5−e →α6−a

При температуре Тe доли первичных a-кристаллов и оставшейся жидкости Жe определятся отношениями отрезков ne/ае и аn/ае. Кристаллизация этого сплава закончится при температуре Тe по эвтектической реакции Le →αa +βb . По окончании кристаллизации эвтектики сплав n1 оказывается состоящим из первичных и a-кристаллов и эвтектики

(aa + bb).

Из-за уменьшения взаимной растворимости компонентов в твердом состоянии при понижении температуры из aа- и bb-кристаллов, насыщенных друг относительно друга, начиная с эвтектической температуры Тe, будут выделяться вторичные b- и a-кристаллы.

На кривой охлаждения сплава n1 видны две критические точки (см. рис. 3.3, б): верхняя точка (перегиб) отвечает температуре начала кристаллизации a-раствора, а нижняя (горизонтальная площадка при Те) – температуре кристаллизации эвтектики a + b и начала выделения вторичных b- и a-кристаллов из a- и b-кристаллов разного происхождения.

Под микроскопом в структуре этого сплава можно увидеть главным образом три структурные составляющие (рис. 3.5): первичные a-кристаллы, эвтектику (a + b) и выделения вторичных b- внутри первичных a-кристаллов.

Э ( )

пер

вт

Рис. 3.5. Микроструктура сплава n1

55

Аналогично сплаву n1 кристаллизуются другие доэвтектические, а также заэвтектические сплавы (микроструктура сплава Pb-25% Sb представлена в [2, с. 12]).

В эвтектическом сплаве е1 отсутствуют выделения первичных a- или b-кристаллов. Этот сплав кристаллизуется при постоянной температуре Тe в эвтектику, т.е. Le →αa +βb . При охлаждении до комнатной температуры в сплаве проте-

T −T

кает вторичная кристаллизация: αa−a1 ← e комн →βb−b1 .

На кривой охлаждения сплав е1 имеет одну критическую точку – горизонтальную площадку – при температуре Тe (см. рис. 3.3, б), а в структуре – главным образом одну структурную составляющую – эвтектику (a + b) (рис. 3.6, виды двойных эвтектик представлены в [2, с. 18]).

Э ( )

Рис. 3.6. Микроструктура сплава e1

Определение химического состава сплава по его микроструктуре

Если сплав находится в равновесном (отожженном) состоянии и содержит две структурные составляющие, химический состав которых известен из диаграммы состояния, то по микроструктуре можно определить химический состав сплава в целом. Состав однофазного сплава определить по микроструктуре нельзя.

56

Определим химический состав доэвтектического сплава системы на рис. 3.3. Если плотности первичных кристаллов и эвтектики близки, то соотношение площадей, занимаемых в поле зрения микроскопа структурными составляющими, примерно равно соотношению их массовых долей.

Массовая доля компонента В в доэвтектическом сплаве равна сумме массовых долей этого компонента в сплаве и определяется следующим соотношением:

ХВ = Faa + Fэe,

где Fa и Fэ – площади первичных кристаллов и эвтектики, выраженные в долях от площади всего поля зрения, принимаемой за единицу; а и е – массовая доля компонента В в первичных кристаллах и эвтектике. Эти площади оценивают на глаз.

Микроструктура отожженных углеродистых сталей и чугунов

При проведении металлографического анализа микроструктуры отожженных сталей и чугунов используют диаграмму состояния железо–углерод (рис. 3.7).

На рис. 3.7 изображены две диаграммы состояния. Одна (сплошные линии) относится к метастабильному равновесию фаз с участием цементита (FезС), другая (пунктирные линии) – к стабильному равновесию фаз с участием графита.

Углерод образует твердые растворы внедрения на базе полиморфных модификаций железа. Твердый раствор внедрения углерода в a-Fe называют ферритом (от лат. ferrum – железо) и обозначают (a-Fe). Твердый раствор в d-Fe называют дельта-ферритом и обозначают (d-Fe). Феррит и d-феррит имеют ОЦК-решетку. Твердый раствор внедрения углерода в g-Fe называют аустенитом и обозначают (g-Fe). Аустенит имеет ГЦК-решетку.

Предельная растворимость углерода в g-Fe (2,14%) на два порядка больше, чем в a-Fe (0,02%). В ОЦК a-Fe при ком-

57

натной температуре растворимость углерода не превышает 0,00005%.

Рис. 3.7. Диаграмма состояния системы железо–углерод

Карбид железа Fe3C (6,67% С) имеет ромбическую решетку. Графит имеет гексагональную решетку.

Фазы системы Fe–Fe3C часто обозначают первыми заглавными буквами их названия: А – аустенит, Ф – феррит, Ц – цементит.

58

Точка предельной растворимости углерода в g-Fe при эвтектической температуре E (2,14% С) является концентрационной границей, подразделяющей все сплавы системы Fe–С на стали (левее точки E) и белые чугуны (правее точки E). Во всех белых чугунах протекает эвтектическая кристаллизация:

Эвтектоидная точка – S (0,8% С). Эвтектоидное превращение протекает во всех сталях и чугунах:

Оно не должно проходить только в очень чистом железе (при содержании углерода менее 0,02%).

Микроструктура сталей

Для выявления микроструктуры сталей чаще всего используют раствор 1–5% HNО3 в спирте. Все стали независимо от содержания углерода при кристаллизации попадают в однофазную область аустенита (на рис. 3.7 – область

NJESG).

Микроструктура медленно охлажденных сталей, наблюдаемая при комнатной температуре, складывается в результате тех превращений, которые претерпевает аустенит при охлаждении. По составу и микроструктуре стали подразделяют на доэвтектоидные, эвтектоидные и заэвтектоидные.

Эвтектоидная сталь (0,8% С) при температуре выше 727 °С состоит из зерен аустенита, являющегося здесь ненасыщенным твердым раствором углерода в g-Fe. При охлаждении до температуры 727 °С аустенит (точка S) становится насыщенным одновременно по отношению к ферриту (состава точки Р) и к цементиту (точка K). При переохлаждении ниже температуры 727 °С аустенит претерпевает эвтектоидный распад на феррит и цементит.

Содержание цементита в эвтектоидной смеси в соответствии с правилом рычага равна PS / PK и составляет 12%.

59

Эвтектоид растет внутри аустенитных зерен в виде колоний, состоящих из пластин феррита (более толстых) и пластин цементита. При травлении сталей 1–5%-ным раствором азотной кислоты в спирте полированная поверхность шлифа приобретает перламутровый оттенок, поэтому эвтектоидная смесь феррита с цементитом получила название перлит. Это одна из самых известных структурных составляющих промышленных сплавов. Структура эвтектоидной стали представлена на рис. в [2, с. 35].

В доэвтектоидных сталях (< 0,8% С) аустенит при охлаждении до линии GS становится насыщенным по отношению к ферриту, и при дальнейшем охлаждении из аустенита выделяется феррит. Когда концентрация углерода в аустените достигает 0,8%, в доэвтектоидной стали происходит эвтектоидный распад. Таким образом, во всех сталях, находящихся по составу между точками Р и S (см. рис. 3.7), имеются две структурные составляющие: феррит и перлит (рис. в [2, с. 24]). С увеличением содержания углерода в доэвтектоидной стали содержание доэвтектоидного феррита изменяется от 100 (сталь состава точки Р) до 0% (сталь состава точки S).

Если углеродистая сталь медленным охлаждением из аустенитной области приведена в равновесное состояние, то по микроструктуре можно определить содержание в ней углерода, который распределен между доэвтектоидным ферритом и перлитом. В чистом перлите содержится 0,8% С. Содержанием углерода в феррите можно пренебречь и считать, что практически весь углерод доэвтектоидной стали находится в перлите, на который приходится только часть объема данной стали, содержащей ХС % C. Поэтому, зная FП – площадь шлифа, занимаемую перлитом, можно определить ХС:

ХС = 0,8FП / 100.

Эта пропорция вытекает из примерного равенства плотностей феррита и перлита. Площадь перлита чаще всего

60