899-materialovedenie-560kb

Лабораторная работа 3

ТИПИЧНЫЕ МИКРОСТРУКТУРЫ СПЛАВОВ ДВОЙНЫХ СИСТЕМ

(2 часа)

Цель работы – получение навыков металлографического анализа сплавов – твердых растворов и систем эвтектического типа с использованием диаграмм состояния.

3.1. Теоретическое введение

Микроструктура сплава формируется в процессах кристаллизации расплава, фазовых превращений и структурных изменений в твердом состоянии, происходящих при литье, обработке давлением и термической обработке.

Несмотря на многообразие факторов, влияющих на формирование микроструктуры сплава, важнейшие ее особенности можно предсказать, используя диаграмму состояния, так как именно диаграмма состояния дает сведения о характере фазовых превращений и их последовательности при нагревании и охлаждении сплава. Вместе с тем, следует твердо помнить, что диаграмма состояния описывает фазовое состояние в равновесных условиях, а реальная структура сплава складывается в неравновесных условиях. Поэтому с помощью диаграмм состояния можно анализировать формирование структуры только в медленно охлажденных или отожженных сплавах, в которых отклонения от фазовых равновесий невелики.

Сплавы – твердые растворы

Закономерности формирования микроструктуры однофазного сплава – твердого раствора в условиях равновесной кристаллизации – проанализируем, используя диаграмму состояния двойной системы с неограниченной растворимостью компонентов в жидком и твердом состояниях (рис. 3.1).

Сплав n1 на кривой охлаждения имеет две критические точки. Выше температуры Т1 сплав представляет из себя ненасыщенный жидкий раствор. Процесс кристаллизации необходимо рассматривать с температуры, превышающей Т1. До температуры Т1 происходит охлаждение

30

жидкости состава сплава n1. При понижении температуры до Т1 происходит насыщение жидкости относительно α-кристаллов, и складываются все условия для начала кристаллизации α-фазы. При переохлаждении ниже Т1 из жидкости состава 1 выделяются α-кристаллы состава 2. По своему химическому составу первые α-кристаллы (состава 2) отличаются от исходной жидкости и обогащены атомами компонента А, повышающего температуру солидуса. Следовательно, началу кристаллизации предшествует разделительная диффузия в жидкой фазе, т.е. перераспределение атомов компонентов на фронте кристаллизации, и эта разница в составах жидкости и α-кристаллов существует во всем интервале кристаллизации.

Рис. 3.1. Диаграмма состояния системы с неограниченной растворимостью (а) и кривые охлаждения (б)

Поскольку из жидкости выделяются кристаллы, обогащенные компонентом А, то жидкость при охлаждении должна обогащаться вторым компонентом В. По мере понижения температуры в интервале кристаллизации состав жидкости будет все больше отличаться от состава исходного сплава, а состав α-кристаллов, существенно отличаясь от состава исходной жидкости в первые моменты кристаллизации, наоборот, будет все больше приближаться к составу исходного сплава.

31

В сплаве n1 в интервале кристаллизации Т1 – Т3 из жидкого раствора, состав которого изменяется по линии ликвидуса от точки 1 до точки 5, выделяются кристаллы α-раствора, состав которых изменяется по линии солидуса от точки 2 до точки 6:

−

L1−5 T1 T3 →α2−6.

Такое изменение составов жидкости и α-кристаллов (одновременное обогащение компонентом В) в интервале кристаллизации возможно только за счет изменения их количеств – уменьшения доли жидкости и, наоборот, увеличения доли α-кристаллов, что подчиняется правилу рычага.

При охлаждении от температуры солидуса Т3 до комнатной в сплаве не происходит никаких фазовых превращений, и идет физическое охлаждение α-твердого раствора.

Возвращаясь к сплаву n1, отметим, что на его кривой охлаждения (в координатах температура – время) видны две критические точки (перегибы), отвечающие температурам начала и конца кристаллизации (рис. 3.1, б). На кривых охлаждения компонентов А и В выявляется по одной критической точке в виде горизонтальной площадки (остановки) при температурах их плавления (кристаллизации). Различия в кривых охлаждения сплава n1 и компонентов А и В легко объяснимы с помощью правила фаз. Такое равновесие возможно только при постоянной температуре. Поэтому на кривых охлаждения компонентов А и В температурам их плавления (кристаллизации) отвечают остановки. Аналогичное равновесие L α в сплаве n1 моновариантно (в = к – ф + 1 = 2 – 2 + 1 = 1) и реализуется в интервале температур. Поэтому на кривой охлаждения сплава n1 нет остановки, а имеются два перегиба.

После равновесной кристаллизации структура сплава n1 состоит из кристаллов твердого раствора α, химический состав которых одинаков с составом сплава (рис. 3.2).

Рис. 3.2. Микроструктура сплава n1

32

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

Сплавы двойных систем эвтектического типа

Сплавы участков А – а1 и b1 – В 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 (рис. 3.3).

Рис. 3.3. Диаграмма состояния системы эвтектического типа (а) и кривые охлаждения (б)

В интервале температур (Т1 – Т3) сплав m кристаллизуется как граничный α-раствор (L1–5 α2–6) и при охлаждении до температуры Т4 в нем не протекают фазовые превращения.

При температуре Т4 α-кристаллы состава точки 7 становятся насыщенными относительно β-кристаллов состава точки 8. Поэтому при дальнейшем понижений температуры из первичных α-кристаллов, изменяющих состав по кривой сольвуса аа1 в направлении от точки 7 к точке а1, выделятся вторичные β-кристаллы, состав которых будет изменяться по второй кривой сольвуса bb1 в направлении от точки

−

8 к точке b1, т.е. α7−a1 T4 Tкомн →β8−b1. При комнатной температуре αa1-кристаллы окажутся в равновесии с βb1-кристаллами.

33

На кривой охлаждения сплав m имеет три критические точки (см. рис. 3.3, б): две верхние точки отвечают температурам начала и конца первичной кристаллизации α-раствора, а третья (нижняя) точка – соответственно температуре начала выделения вторичных β-кристаллов из первичных α-кристаллов. Под микроскопом в структуре этого сплава (рис. 3.4) при средних увеличениях можно увидеть две структурные составляющие – первичные α- и вторичные β-кристаллы.

п

вт

Рис. 3.4. Микроструктура сплава m

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

Аналогичные превращения протекают в сплавах участка d – b1 с той только разницей, что в них из жидкости выделяются первичные β-кристаллы, из которых ниже кривой сольвуса bb1 – вторичные α-кристаллы.

В отличие от сплава m кристаллизация сплава с заканчивает-

−

ся при эвтектической температуре ( L3−e T2 Te →α4−a ), когда все первичные α-кристаллы принимают состав точки а, а исчезающая жидкость – соответственно точки e. Поэтому эвтектическая реакция Lе → αa + βb в этом сплаве не протекает.

В момент окончания кристаллизации первичные αа-кристаллы оказываются насыщенными относительно βb-кристаллов, богатых компонентом В. Поэтому при понижении температуры ниже Тe в сплаве с сразу начинается вторичная кристаллизация: из первичных α-кристаллов, изменяющих свой состав по кривой сольвуса aa1 в направлении от точки а к точке а1, выделяются вторичные β-кристаллы, состав которых

изменяется по второй кривой сольвуса bb1 в направлении от точки b к

точке b , т.е. e − комн . При комнатной температуре в этом

1 αa−a1 T T →βb−b1

сплаве в равновесии оказываются αa1- и βb1-кристаллы.

34

На кривой охлаждения сплава с 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 α-раствора с выделением из него вторичных кристаллов β-раствора. По структуре этот сплав от предыдущего сплава m будет отличаться только тем, что в нем будет несколько больше вторичных β- и соответственно меньше первичных α-кристаллов.

Вдо- и заэвтектических сплавах помимо первичных α- или β-кристаллов выделяется эвтектика (α + β), а при охлаждении в твердом состоянии – соответственно вторичные β- и α-кристаллы из α- и β-кристаллов разного происхождения.

Вчастности, процесс первичной кристаллизации доэвтектического

−

сплава n1 можно записать как L5−e T3 Te →α6−a . При температуре Тe доли первичных α-кристаллов и оставшейся жидкости Le определятся отношениями отрезков ne/ае и аn/ае. Кристаллизация этого сплава закончится при температуре Тe по эвтектической реакции Lе → αa + βb. По окончании кристаллизации эвтектики сплав n1 оказывается состоящим из первичных α-кристаллов и эвтектики (αa + βb).

Из-за уменьшения взаимной растворимости компонентов в твердом состоянии при понижении температуры из αа- и βb-кристаллов, насыщенных друг относительно друга, начиная с эвтектической температуры Тe, будут выделяться вторичные β- и α-кристаллы.

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

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

Аналогично сплаву n1 кристаллизуются другие доэвтектические, а также заэвтектические сплавы.

В эвтектическом сплаве е1 отсутствуют выделения первичных α- или β-кристаллов. Этот сплав кристаллизуется при постоянной температуре Тe в эвтектику, т.е. Lе → αa + βb. При охлаждении до комнатной температуры в сплаве протекает вторичная кристаллизация:

−

αa − a1 ←Te Tкомн →βb −b1.

35

Э( )

п

вт

Рис. 3.5. Микроструктура сплава n1

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 (α + β) (рис. 3.6).

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.

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 масс.

Количество компонента В в доэвтектическом сплаве определится следующим соотношением (% масс.):

36

XB = Fα · a + Fэ · e,

где а и е – концентрация (% масс.) компонента В в первичных кристаллах и эвтектике;

Fα и Fэ – площади первичных кристаллов и эвтектики, выраженные в долях от площади всего поля зрения, принимаемой за единицу. Эти площади оценивают на глаз.

3.2. Порядок проведения работы

Просмотреть шлифы из технического железа и сплавы системы Pb – Sb с эвтектикой при различных увеличениях и схематично зарисовать их микроструктуру при одном увеличении.

3.3. Требования к отчету

Зарисовать микроструктуру технического железа и двойных сплавов системы Pb–Sb. Указать увеличение и структурные составляющие.

Литература

Металловедение / И.И. Новиков, В.С. Золоторевский и др. М.: Изд. дом МИСиС, 2009. Т. 1. С. 79–80, 82–84, 90–92, 96–99, 102–106, 109–113.

Контрольные вопросы

1.Опишите процесс первичной кристаллизации в сплавах – твердых растворах.

2.Какова микроструктура однофазного сплава после равновесной кристаллизации?

3.Как определить долю эвтектики и первичных кристаллов по диаграмме состояния эвтектического типа?

4.Какие структурные составляющие имеют до- и заэвтектические сплавы?

5.Какую структуру может иметь сплав, в котором мало эвтектической жидкости?

6.Можно ли по микроструктуре однофазного сплава определить его химический состав?

7.Опишите изменение составов жидкой и твердой фаз в процессе

охлаждения сплава n1 с температуры выше ликвидуса данного сплава до Ткомн (см. рис. 3.3). Каким компонентом обогащается расплав в процессе первичной кристаллизации?

37

Лабораторная работа 4

МИКРОСТРУКТУРЫ ОТОЖЖЕННЫХ УГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ И ЧУГУНОВ

(2 часа)

Цель работы – получение навыков металлографического анализа промышленных углеродистых сталей и чугунов в отожженном состоянии.

4.1. Теоретическое введение

При проведении металлографического анализа микроструктуры отожженных сталей и чугунов используют диаграмму состояния железо – углерод (рис. 4.1).

На рис. 4.1 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 углерода в α-Fe называют ферритом (от лат. ferrum – железо) и обозначают (α-Fe). Твердый раствор в δ-Fe называют дельта-ферритом и обозначают (δ-Fe). Феррит и δ-феррит имеют ОЦК решетку. Твердый раствор углерода в γ-Fe называют аустенитом и обозначают (γ-Fe). Аустенит имеет ГЦК решетку.

Предельная растворимость углерода в γ-Fe (2,14 %) на два порядка больше, чем в α-Fe (0,02 %). В ОЦК α-Fe при комнатной температуре растворимость углерода не превышает 0,00005 %.

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

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

Точка предельной растворимости углерода в γ-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:

38

LC →1147 °C (γ-Fe)E + Fе3СF.

Эвтектоидная точка – S (0,8 % С).

Эвтектоидное превращение протекает во всех сталях и чугунах:

(γ-Fe)S →727 °C (α-Fe)P + Fе3С.

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

39