А - Северо-Кавказский горно

Е. И. Мешков, Т. Е. Герасименко
МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ
Учебно-методическое пособие
по выполнению лабораторных работ
для студентов направлений подготовки
150400.62 «Металлургия»,
151400.62 «Технологические машины и оборудование»,
220700.62 «Автоматизация технологических процессов
и производств»
Владикавказ 2015
0
МИНИСТЕРСТВО ОБРАЗОВАНИЯ И НАУКИ РФ
Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение
высшего профессионального образования
«СЕВЕРО-КАВКАЗСКИЙ ГОРНО-МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЙ ИНСТИТУТ
(ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ)»
Кафедра теории и автоматизации металлургических процессов и печей
Е. И. Мешков, Т. Е. Герасименко
МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ
Учебно-методическое пособие
по выполнению лабораторных работ
для студентов направлений подготовки
150400.62 «Металлургия»,
151400.62 «Технологические машины и оборудование»,
220700.62 «Автоматизация технологических процессов
и производств»
Допущено
редакционно-издательским советом
Северо-Кавказского горно-металлургического института
(государственного технологического университета)
Владикавказ 2015
1
УДК 620.22
ББК 30.3
М55
Рецензент:
кандидат технических наук, доцент
Северо-Кавказского горно-металлургического института
(государственного технологического университета)
Матвеева Л. И.
М55
Материаловедение: Учебно-методическое пособие по выполнению лабораторных работ для студентов направлений подготовки
150400.62 «Металлургия», 151400.62 «Технологические машины и
оборудование», 220700.62 «Автоматизация технологических процессов и производств» / Сост.: Е. И. Мешков, Т. Е. Герасименко; СевероКавказский горно-металлургический институт (государственный
технологический университет). – Владикавказ: Северо-Кавказский
горно-металлургический институт (государственный технологический университет). Изд-во «Терек», 2015. – 80 с.
Методические указания предназначены для бакалавров направлений подготовки 150400.62 «Металлургия», 151000 "Технологические машины и оборудование",
220700 «Автоматизация технологических процессов и производств» при изучении
дисциплины «Материаловедение».
Выполнение лабораторных работ бакалаврами очной и заочной форм обучения
поможет им закрепить теоретические знания основных разделов «Материаловедения».
В методических указаниях приводятся основные теоретические положения, необходимые для выполнения лабораторных работ: «Техника микроструктурного анализа», «Количественная металлография», «Термический анализ для построения диаграммы состояния системы “свинец – сурьма”», «Влияние состояния сплава на его
структуру и свойства», «Микроструктура отожженных углеродистых сталей».
Выполнение лабораторных работ помогает обучающимся не только понять
структуру материалов и методы построения диаграмм состояния, но и поможет применить знания на практике.
УДК 620.22
ББК 30.3
Редактор: Иванченко Н. К.
Компьютерная верстка: Куликова М. П.
 ФГБОУ ВПО «Северо-Кавказский
горно-металлургический институт
(государственный технологический университет)», 2015
 Мешков Е. И., Герасименко Т. Е., 2015
Подписано в печать 31.04.2015. Формат 60х84 1/16. Бумага офсетная.
Гарнитура «Таймс». Печать на ризографе. Усл. п.л. 4,65. Уч.-изд. л. 3,57. Тираж 10 экз.
Заказ №
. Северо-Кавказский горно-металлургический институт
(государственный технологический университет). Издательство «Терек».
Отпечатано в отделе оперативной полиграфии СКГМИ (ГТУ).
362021, г. Владикавказ, ул. Николаева, 44.
2
ПОРЯДОК ВЫПОЛНЕНИЯ ЛАБОРАТОРНЫХ РАБОТ
1. Для оформления отчетов по лабораторным работам необходимо иметь тетрадь объемом не менее 24 листов.
2. В дни, предшествующие выполнению лабораторной работы,
обучающийся обязан:
– самостоятельно изучить и повторить материал методических
указаний, знать цель, теоретический материал и последовательность
выполнения лабораторной работы;
– написать в тетради для лабораторных работ предварительный
отчет по форме, приведенной в методических указаниях, и обязательно письменно ответить на контрольные вопросы.
3. Эксперимент выполняется обучающимся самостоятельно или в
составе группы (не более 4 чел.). Объем работы каждого участника
группы определяется старшим в группе или преподавателем. При этом
каждый обучающийся обязан освоить технологические операции,
предусмотренные объемом лабораторной работы. Экспериментальные
результаты, полученные членами группы, каждый обучающийся вписывает в соответствующие таблицы, заранее подготовленные предварительные отчеты, пишет выводы по полученным результатам и
предъявляет работу на проверку с указанием даты выполнения работы. Лабораторная работа считается выполненной после предъявления
готового отчета и проверки преподавателем знаний обучающегося
материалов этой работы.
4. Обучающиеся, пропустившие лабораторную работу по уважительной причине, должны выполнить ее во время второй половины
дня. Для этого необходимо записаться у лаборанта. Группе из 4 человек будет назначен день для выполнения работы в присутствии лаборанта и преподавателя.
5. Зачет по дисциплине «Mатериаловедение» ставится автоматически при наличии оценок «хорошо» и «отлично» по всем лабораторным работам.
3
Лабораторная работа № 1
ТЕХНИКА МИКРОСТРУКТУКНОГО АНАЛИЗА
Цель работы: изучить способы приготовления шлифов для
исследования микроструктуры, устройство микроскопа серии
ЕС МЕТАМ РВ; уметь работать на микроскопе, зарисовывать микроструктуру шлифа.
Введение
Материаловедение – наука о строении металлов, их сплавов и
неметаллических материалов. Строение (или иначе – структура) металла зависит от его химического состава, предшествующих воздействий на него (температурно-временных, механических и т. п.) и
определяет такие свойства металла, как прочность, пластичность,
электро- и теплопроводность и многие другие. Микроструктурный
анализ – широко используемый метод изучения структуры металла,
заключающийся в специальной подготовке поверхности металлического образца (называемого в этом случае микрошлифом) и в последующем визуальном изучении особенностей рельефа этой поверхности с помощью оптического микроскопа.
1. ПРИГОТОВЛЕНИЕ МИКРОШЛИФА
1.1. Последовательность операций
Приготовление микрошлифа для его изучения на оптическом
микроскопе состоит из следующих операций:
– вырезание образца из интересующей нас части слитка или полуфабриката (прутка, проката и т. д.);
– последующая шлифовка одной из плоских граней образца;
– полировка отшлифованной поверхности;
– "травление" полированной поверхности, т. е. ее обработка растворителем металла или реагентом, выявляющим неоднородность
структуры.
1.2. Шлифование образца
Шлифуют образец вручную или на шлифовальном станке в несколько стадий. Первоначально используют лист из самой крупнозер4
нистой шлифовальной бумаги. Шлифуют образец в одном направлении до появления "рисок" (царапин). Затем берут бумагу с меньшей
зернистостью абразива и шлифуют образец в направлении, перпендикулярном рискам от предыдущей бумаги, пока эти риски не исчезнут
и появятся новые. Процедура повторяется до самой мелкозернистой
бумаги.
При смене бумаги на более мелкозернистую следует отмыть образец под струей воды для удаления крупных частиц абразива. Нельзя
делать резкий переход от крупнозернистой бумаги к мелкозернистой,
так как в этом случае царапины от грубой шлифовки заполняются сошлифованным металлом и создается обманчивое впечатление полированной поверхности шлифа, которая после травления непригодна для
микроанализа.
1.3. Полировка образца
Полируют образец на сукне или фетре, которые смачиваются суспензией тонкого абразива в воде. Для полировки применяют также
алмазную пасту, которую наносят на сукно или фетр, закрепленные на
вращающемся диске.
При электрохимической полировке образец в качестве анода помещается в электрическую ванну. При прохождении тока в ванне первоначально растворяются выступы на поверхности анода, оставшиеся
после шлифовки, и образец приобретает ровную, зеркальную поверхность. Особенно ценна электрополировка при изготовлении шлифов
из мягких металлов и сплавов, так как при механической полировке
мягкий металл размывается по поверхности шлифа и последующее
травление не выявляет структуру. Однако электрополировка дает плохие результаты в случае многофазных сплавов, так как различие электродных потенциалов у разных фаз приводит к преимущественному
растворению "фаз анодов".
1.4. Травление полированного образца
Травление проводят, погружая образец в ванночку с травителем,
или наносят травитель на полированную поверхность шлифа с помощью ватного тампона, намотанного на стеклянную (фарфоровую) палочку. На шлифованной поверхности недопустимо наличие следов
жира. Они удаляются протиранием спиртом или ацетоном. Обычно
травителями служат слабые растворы кислот, щелочей и солей в воде
5
или спирте. Коррозионностойкие металлы травят концентрированными и нагретыми растворами. Признаком достаточного травления служит потускнение поверхности шлифа. При этом более "растравленные" участки поверхности под микроскопом по виду отличаются от
менее "растравленных", поскольку они больше рассеивают свет на
неровностях, возникших при травлении, что будет ясно при рассмотрении устройства микроскопа.
В образце с однофазной структурой (железо Армко) границы
между кристаллами растравливаются сильнее, чем поверхность кристаллов и поэтому они видны под микроскопом как темные линии на
светлом поле (при светлопольном изображении). При слишком длительном травлении вся поверхность шлифа темнеет. На "перетравленном" шлифе трудно различить отдельные элементы его структуры.
При правильном травлении кристаллы разного состава или строения,
выходящие на поверхность шлифа, будут по-разному "растравливаться" и поэтому различаться в поле зрения по освещенности и цвету.
Состав травителей для конкретных металлов и сплавов выбирается по справочникам.
1.5. Микроструктура приготовленного шлифа
Структурой сплава в металлографии называется совокупность
металлических кристаллов (зерен), образующих сплав, т. е. их количество, форма и взаимная ориентация, что изучается на поверхности
шлифа. Различают макро- и микроструктуру сплава. Макроструктура сплава – это структура сплава, воспринимаемая визуально невооруженным глазом, микроструктура сплава – это видимая под микроскопом совокупность зерен на микрошлифе.
Структурная составляющая сплава – это его часть, воспринимаемая визуально на поверхности шлифа как однородное целое
(см. рис. 1.1, светлые поля – феррит, темные – перлит). Отдельная
структурная составляющая может состоять из одной фазы, т. е. из одного вида кристаллов или из нескольких фаз, т.е. из смеси различных
кристаллов, каждый из которых имеет собственную кристаллическую
решетку. Структурная составляющая "перлит" в стали 45 состоит из
двух фаз, т. е. из двух различных видов кристаллов: цементитаи
феррита. При малых увеличениях перлит воспринимается как однородные темные поля, а при больших увеличениях он представляет собой чередующиеся светлые полосы феррита и темные – цементита.
6
Рис. 1.1. Микроструктура шлифа стали 45 при светлопольном освещении
2. УСТРОЙСТВО И ПРИНЦИП ДЕЙСТВИЯ МИКРОСКОПА
2.1. Описание микроскопа ЕС МЕТАМ РВ-22
Микроскоп металлографический агрегатный серии ЕС МЕТАМ
РВ предназначен для визуального наблюдения микроструктуры металлов, сплавов и других непрозрачных объектов в отраженном свете
при прямом освещении.
Общий вид микроскопа ЕС МЕТАМ РВ-22 показан на рис. 1.2.
Рис. 1.2. Общий вид микроскопа ЕС МЕТАМРВ-22
Агрегатными узлами микроскопа серии ЕС МЕТАМ РВ являются
унифицированный штатив 1, предметный столик 2, тубус 7 с осветителем 15, бинокулярной насадкой 10, окулярами 9 и объективами 4.
7
В верхней части микроскопа расположено гнездо для установки
револьвера 5 с объективами. Переключают объективы только вращением револьвера за накатку 6. Винт 3 служит для закрепления револьвера в тубусе.
В тубусе имеется паз 8, в который вставляется при необходимости анализатор.
Бинокулярная насадка 10 закрепляется на тубусе винтом 11.
Осветитель 15 прикрепляется к тубусу винтом 19. В качестве источника света применяется лампа накаливания РН8-20-1, ввернутая в
патрон 16, который центрируется с помощью винтов 18.
Для изменения диаметра раскрытия ирисовой диафрагмы служит
винт 13.
В паз 14 на корпусе осветителя вкладывается светофильтр или
поляризатор.
Питание лампы накаливания осуществляется от блока питания 17.
Конструкция микроскопа серии ЕС МЕТАМ РВ характеризуется
следующими особенностями:
– микроскоп базируется на унифицированном штативе с агрегатно-модульными узлами;
– штатив имеет повышенную жесткость;
– рукоятки продольного и поперечного перемещения предметного столика расположены вертикально на одной оси;
– рукоятки грубого перемещения тубуса и микрометрической
фокусировки выведены с двух сторон штатива и также расположены
на одной оси;
– обеспечивается быстрый переход от одного метода наблюдения
к другому.
С помощью микроскопа можно изучать микроструктуру методами наблюдения в светлом и темном поле, в поляризованном свете и
методом дифференциально-интерференционного контраста.
Ход лучей в микроскопе ЕС МЕТАМ РВ-22 показан на рис. 1.3.
При наблюдении в светлом поле лучи от источника света 1
(рис. 1.3) проходят через линзу 2, теплофильтр 3, осветительную
линзу 5, ирисовую диафрагму 6, отражаются от плоскопараллельного
полупрозрачного отражателя 7 и направляются через объектив 9 на
объект 11.
Лучи, отраженные от поверхности объекта, снова проходят через
объектив и отражатель, попадают на зеркало 18 и сводятся линзой 17
в фокальную плоскость окуляра 13, где создается действительное обратное и увеличенное изображение объекта.
8
Рис. 1.3. Ход лучей в микроскопе ЕС МЕТАМ РВ-22
С помощью призмы 15 изменяется направление оптической оси
микроскопа. Призменный блок 14 бинокулярной насадки разделяет
пучок лучей.
При светлопольном изображении горизонтально расположенная
плоская зеркальная часть поверхности микрошлифа выглядит светлой,
а протравленная часть темной (рис. 1.4а).
Рис. 1.4. Формирование светлопольного (а)
и темнопольного (б) изображения шлифа
9
При наблюдении в темном поле из хода лучей выключается отражатель 7 (рис. 1.3), линза 5 и вводится диафрагма 19, центральная зона
которой экранирована.
Свет, пройдя через диафрагму 19, отражается от кольцевого
отражателя 8 и попадает на параболический конденсор 10, который
собирает пучок лучей на объекте (микрошлифе) 11, далее лучи света отражаются от микрошлифа. В результате этого участки микрошлифа с поверхностью, неперпендикулярной оси микроскопа (протравленная часть), рассеивают свет, направляя его в объектив, а свет,
отраженный с участков микрошлифа, с поверхностью, перпендикулярной оси микроскопа (зеркальная часть), рассеивают свет в пространстве микроскопа. Поэтому при темнопольном освещении горизонтально расположенная плоская зеркальная часть поверхности микрошлифа выглядит темной, а протравленная часть ярко освещена
(рис. 4б). Это позволяет увидеть ярко освещенные мелкие рельефные
частицы, которые не видны на микрошлифе при светлопольном освещении.
2.2. Оптическое увеличение изображения шлифа микроскопом
Возможность различать мелкие детали структуры микрошлифа
зависит от оптического увеличения микроскопа, которое в свою очередь определяется разрешаемым расстоянием его объектива.
Разрешаемое расстояние оптического устройства – это минимальное расстояние между двумя соседними частицами при котором
они еще видны раздельно.
Увеличение оптического микроскопа "М" определяется по формуле:
c
d0
,
d1
где d0 = 0,3 мм = 300 мкм – расстояние, разрешаемое человеческим
глазом,
d1 – расстояние, разрешаемое объективом.
Величина расстояния d1 определяется условиями дифракции световых лучей и рассчитывается по формуле
d1 
λ
,
2  n  sin α
10
где  = 0,55 мкм – длина волны света, отраженного поверхностью
рассматриваемого шлифа в объектив;
n – показатель преломления среды, находящейся между шлифом
и объективом. Для воздушной среды n = 1, для иммерсионной среды,
например, кедрового масла, n= 1,51;
 – угловая апертура, зависит от фокусного расстояния объектива
F и равна половине угла раскрытия входящих в объектив лучей, дающих изображение.
Фокусное расстояние F и числовая апертура объектива А = n sin
записаны на металлической оправе объектива.
Изображение, полученное объективом, можно рассматривать через окуляр, который не повышает возможность различать детали, а
только увеличивает промежуточное изображение шлифа, которое
уже получено с помощью объектива. Поэтому увеличение объектива, позволяющее различать детали рельефа, называется полезным
увеличением микроскопа. Общее увеличение микроскопа равно
произведению увеличений объектива и окуляра. Основное увеличение (до 100 крат) дает объектив, а окуляр увеличивает изображение,
сформированное объективом еще в 7–25 раз. В табл. 1.1 приведены данные об увеличении микроскопа ЕС МЕТАМ РВ-22 при
разных объективах и окулярах. Проводить микроанализ следует
первоначально с использованием объективов, дающих малое увеличение. Это позволит оценивать общий характер структуры на сравнительно большой площади шлифа. Затем выбирают объектив, позволяющий рассмотреть наиболее мелкие детали структуры на микрошлифе.
Окуляр выбирают так, чтобы четко были видны детали структуры, увеличенные объективом. При недостаточном увеличении окуляра
самые мелкие детали промежуточного изображения не будут видны и,
следовательно, не в полной мере будет использована разрешающая
способность объектива. При слишком большом увеличении окуляра
новые детали структуры не обнаружатся, но при этом контуры уже
выявленных деталей окажутся размытыми, а поле зрения (рассматриваемого шлифа) уменьшится. Собственное увеличение окуляра написано на его металлической оправе. При выбранном объективе рекомендуется взять окуляр для получения общего увеличения микроскопа равным 500  1000. Более высокое увеличение не выявит четкость
границ структурных составляющих микрошлифа.
11
Таблица 1.1
Значение увеличения микроскопа при работе
в светлом и темном полях
Объектив
и его параметры
80
Окуляр
12,5x
Увеличение
100
_____
125**
160**
250
500
630**
1000
10x
ОЭ-25
F = 25
A = 0,17
ОЭ-16 F = 16
A=0,30
ОПА-11* F = 4,0
A=0,85
20x
* Предназначен только для работы в светлом поле.
**Значения увеличений применять не рекомендуется.
3. КОНТРОЛЬНЫЕ ВОПРОСЫ
1. Приготовление шлифа (шлифовка, полировка, травление).
2. Объяснить схему хода лучей в микроскопе ЕС МЕТАМ РВ-22
(по рис. 1.3) при темнопольном и светлопольном освещении.
3. Что такое разрешаемое расстояние оптического устройства,
чему равно разрешаемое расстояние человеческого глаза?
4. Что такое общее увеличение микроскопа и что такое полезное,
т. е. главное увеличение?
5. При каком освещении и почему на шлифе железа Армко зерна
светлые, а границы зерен – темные?
6. Почему на шлифе стали 45 поля перлита темные, а зерна феррита светлые?
7. Что такое макро- и микроструктура сплава и его структурные
составляющие?
4. СОДЕРЖАНИЕ ПРЕДВАРИТЕЛЬНОГО ОТЧЕТА
1. Номер лабораторной работы, название, дата проведения, цель.
2. Нарисовать ход лучей в микроскопе ЕС МЕТАМ РВ-22, показать элементы микроскопа с поясняющими надписями.
3. Нарисовать схему темнопольного и светлопольного изображения шлифа.
12
4. Записать формулы, с помощью которых можно оценить разрешающую способность объектива.
5. Кратко письменно ответить на контрольные вопросы.
5. ПОРЯДОК ВЫПОЛНЕНИЯ РАБОТЫ
1. Представить на проверку предварительный отчет.
2. Приготовить шлиф для изучения микроструктуры сплава.
3. Рассмотреть структуру приготовленных шлифов на микроскопе.
4. Зарисовать микроструктуру шлифов, стрелками указать на ней
структурные составляющие. Рядом с рисунком указать:
– название исследуемого материала;
– марку металла (сплава);
– химический состав металла;
– структурные составляющие на шлифе;
– фазы на шлифе;
– состояние металла.
– увеличение микроскопа.
5. Представить отчет по лабораторной работе на проверку.
13
Лабораторная работа № 2
КОЛИЧЕСТВЕННАЯ МЕТАЛЛОГРАФИЯ
Цель работы: изучить методы количественной металлографии и
уметь определять размер зерна, удельную поверхность раздела, объемное соотношение структурных составляющих, марку стали.
Введение
Свойства сплава определяются его составом и в значительной
степени его структурой. Для количественной оценки структуры,
наблюдаемой с помощью оптического микроскопа, используют количественные данные о параметрах микроструктуры:
1) размер зерна на микрошлифе сплава;
2) удельную поверхность раздела;
3) объемное соотношение структурных составляющих.
Параметры микроструктуры рассчитывают по результатам измерения различных элементов структуры, наблюдаемых на поверхности
шлифа, для чего используют шкалу, имеющую 100 делений. Шкала
располагается по диаметру поля зрения микроскопа и называется окуляр-микрометром, который конструктивно представляет собой комплект окуляра 10х и вмонтированного в него стеклянного круга с
нарисованной на нем шкалой со 100 делениями.
1. ОПРЕДЕЛЕНИЕ ЦЕНЫ ДЕЛЕНИЯ ШКАЛЫ ОКУЛЯРА
Размер видимого изображения одного и того же элемента структуры микрошлифа (например, зерна) увеличивается и занимает больше места в поле зрения микроскопа при повышении кратности увеличения объектива. Поэтому цена деления шкалы окуляра при измерении элементов структуры непостоянна и зависит от увеличения
объектива.
Цена деления шкалы окуляра – это длина (в мм или мкм) элемента структуры, расположенного на наблюдаемой поверхности шлифа (при этом размер элемента структуры должен в точности соответствовать одному делению окуляра, т. е. умещаться в нем). Определение цены деления этой шкалы проводят с применением эталонной
шкалы объект-микрометра, который устанавливают вместо микрошлифа на предметный столик. Шкала объект-микрометра нанесена
14
на металлической или стекленной пластине и имеет длину 1 мм, разбита на 200 (или 100) делений и имеет цену деления 0,005 мм (или
0,01 мм).
Цену деления шкалы окуляра необходимо определять для каждого объектива в следующем порядке: установить на предметный столик
объект-микрометр ОМ-О, вставить в одну из трубок бинокулярной
насадки окуляр 10х со шкалой и, наблюдая в окуляр, сфокусировать
микроскоп на резкое изображение шкалы объект-микрометра в плоскости шкалы окуляра; поворотом окуляра добиться параллельности
штрихов обеих шкал; выбрать в центре поля определенное число делений шкалы объект-микрометра и подсчитать, сколько делений
шкалы окуляра укладывается в выбранном числе делений шкалы объект-микрометра (рис. 2.1).
Очевидно что
А  Т ок  а  Т об ,
где А – число делений шкалы окуляра;
Ток– цена деления шкалы окуляра;
а – число делений объект-микрометра;
Тоб – цена деления шкалы объект-микрометра, равная 0,005 мм.
Поэтому цена деления шкалы окуляра (рис. 2.1) определяется из
соотношения:
Т ок 
а  Т об
65  0,005

 0,0065 мм
А
50
Рис. 2.1. Поле зрения микроскопа при определении
цены деления окуляра
15
(2.1)
2. УДЕЛЬНАЯ ПОВЕРХНОСТЬ РАЗДЕЛА
Удельная поверхность раздела – это поверхность в единице объема, которая обозначается (Sv, мм2/мм3) и в зависимости от объекта
может представлять собой:
а) межзерную поверхность, например, в твердых растворах или
чистых веществах;
б) межфазную поверхность раздела, например поверхность, разделяющую зерна двух разных фаз в двойной эвтектике;
в) поверхность первичных кристаллов, которой они отделяются
от прочих структурных составляющих изучаемого сплава.
Определяют Sv методом секущих, предложенным А. С. Салтыковым. На изображении поверхности шлифа "проводится" прямая секущая линия, в качестве которой используется осевая линия шкалы окуляра. Затем на длине шкалы подсчитывается количество точек (m) пересечения "секущей" с границами зерен, удельная поверхность которых определяется. При проведении измерений необходимо равномерно и произвольно располагать секущие линии на изображении поверхности шлифа. Для подсчета точек при очередном положении секущей поворачивают окуляр в тубусе микроскопа. Количество положений секущей (k) подбирают так, чтобы число точек пересечений
было не менее 200.
Для удобства подсчета точек пересечения границ зерен с секущей
следует использовать такое увеличение микроскопа, чтобы на одной
секущей было 10–20 точек пересечения mi = (10  20). Результат определения Sv будет содержать ошибку  5 %, если измерения содержат
k
 200 точек  mi  200 .
i 1
Рис. 2.2. Поле зрения микроскопа при определении
удельной поверхности раздела
16
Чем больше точек пересечения на единице длины отрезка на поверхности шлифа, тем больше удельная поверхность раздела в единице объема сплава. При этом зерна могут иметь любую форму, но не
должны иметь предпочтительной ориентировки в каком-либо направлении.
Результаты измерений заносят в таблицу 2.1.
Таблица 2.1
№ секущей
Число точек пересечения
на данной секущей, шт.(mi)
Общее число точек пересечения от
начала измерения, включая данную
секущую, шт. (∑mi)
1
2
3
4
5
…
Определение удельной поверхности раздела (Sv)
1. Подсчитываем число точек пересечения на секущих линиях.
Заполняем строку 2 в табл. 2.1.
Одновременно подсчитываем общее число точек пересечения на
целом числе секущих линий и заполняем строку 3 в таблице 2.1. Подсчет ведется, пока m не станет  200. После этого подсчет точек прекращаем.
2. Рассчитываем число точек пересечения m, лежащих на секущей, занимающей на поверхности шлифа длину в 1 мм, по формуле:
k
m
i
m 
i 1
k (100  Tок )
(2.2)
3. Рассчитываем удельную поверхность (мм2/мм3) раздела Sv, т. е.
поверхность раздела, заключенную в 1 мм3 исследуемого сплава, по
формуле
1
.
(2.3)
S v  2  m,
мм
3. ОПРЕДЕЛЕНИЕ РАЗМЕРА ЗЕРНА
Размер зерна на микрошлифе чистого металла или однофазного
сплава можно оценить следующими параметрами:
17
k
– баллом зерна на поверхности шлифа, микроструктура которого
приблизительно одинакова с эталонной микроструктурой, имеющей
данный балл;
– средним числом зерен в единице площади шлифа, n ;
– средней площадью сечения зерна в плоскости шлифа, F ;
– средней хордой зерен при проведении случайной секущей на
изображении поверхности микрошлифа, l;
– средним диаметром зерна, D.
Если зерна имеют форму полиэдров, то диаметр окружности,
вписанной в многогранник на сечении зерна, условно называют диаметром зерна D. Средний диаметр можно приближенно рассчитать по
формуле:
(2.4)
D  1,5 103 n , мкм.
Средний размер D зерна, видимого на шлифе как многогранник,
рассчитывается по формуле:
D  1,74  l ,
(2.5)
где l – средняя хорда зерна.
3.1. Определение условного номера зерна по стандартной
шкале (определения "балла" зерна)
В соответствии с ГОСТом 5629-65 изображение исследуемой
микроструктуры при увеличении 100х сравнивают со стандартными
изображениями микроструктур, каждой из которых присваивается
определенный балл. Считается, что приблизительно одинаковые микроструктуры (исследуемая и стандартная) имеют одинаковый балл
зерна.
3.2. Определение среднего числа зерен в единице его площади ( n ),
средней площади зерна ( F ), среднего диаметра зерна ( D )
осуществляют методом Джаффриса на поверхности микрошлифа
Метод заключается в том, что на матовом стекле микроскопа подсчитывается число зерен внутри квадрата, который имеет известную
площадь, а затем рассчитывается количество зерен на 1 мм2 шлифа.
18
Для удобства изготавливается шаблон из плотной бумаги (ватман) с
квадратным отверстием и известной длиной стороны квадрата. Увеличение микроскопа или величину квадрата подбирают так, чтобы внутри него просматривалось в среднем 10–20 зерен. Для получения результата расчета n , F , D с ошибкой определения  5 % необходимо,
чтобы просмотренное количество зерен было  150–200, т. е. необходимо подсчитать зерна на 1020 полях зрения, меняя поле зрения передвижения предметного столика.
3.2а. Определение среднего числа зерен n . Число зерен "m",
содержащихся внутри квадрата, будет складываться из:
1. Количества зерен, попавших в углы квадрата. В четыре угла
попадает по одному зерну в каждый угол. Поскольку каждое такое
зерно принадлежит квадрату в среднем на 1/4 своей площади, то число зерен, попадающих в углы квадрата (my), будет в среднем равно
одному зерну.
2. Зерен, пересекаемых сторонами квадрата. Число таких зерен
равно mст, каждое принадлежит квадрату в среднем на 1/2 своей площади. Тогда общее число зерен, принадлежащих квадрату и пересекаемых его сторонами, составит
1
 mcт .
2
3. Числа зерен, лежащих полностью внутри квадрата и не пересекаемых его сторонами (mвн).
Таким образом, количество зерен, находящихся в квадрате, будет
равно
m  mвн 
1
mcт  1 .
2
(2.6)
Часть поверхности микрошлифа, имеющая форму квадрата (увеличенное изображение которой мы рассматриваем на матовом стекле),
заключает в себе, как подсчитано нами по формуле, количество
зерен m. Зная увеличение микроскопа "М" и величину стороны квадрата на матовом стекле, равную а мм (квадрат, вырезанный в шаблоне
из ватмана), рассчитываем сторону квадрата, рассматриваемого на
а
поверхности шлифа. Она будет равна
, мм.
М
19
Тогда изучаемая нами часть поверхности микрошлифа будет
иметь форму квадрата площадь
2
 a 
S 
 , мм2.
M 
(2.7)
Результаты проводимых измерений записываем в таблице 2.2.
Таблица 2.2
Экспериментальные данные для расчета n, F , D.
№ поля
зрения
k
my = 1
mcт
mвн
M = mу + mст + mвн
m
1
1
2
3
К
Зная общее количество зерен, содержащихся на "К" просмотренных полях, можно найти среднее количество зерен, содержащихся на
одном поле зрения
k
m
m
1
k
(зерен),
(2.8)
2
 a 
а с учетом площади этого поля S    зерен n на 1 мм2 поверхM 
ность шлифа будет
n
m
(зерен/мм2)
S
(2.9)
3.2б. Определение средней площади F сечения зерна в плоскости шлифа. Зная среднее количество зерен на площади в 1 мм2,
рассчитываем среднюю площадь F одного зерна
20
F
1
1
мм2  10 6 мкм2 .
n
n
(2.10)
3.2в. Определение средней хорды l зерна. Определение средней хорды зерна методом случайной секущей проводится следующим
образом. На поверхности микрошлифа, в направлении случайной секущей, подсчитывается число зерен m, которое пересекает данная секущая. Два зерна, приходящиеся на концы секущей, считаются одним
зерном. Средняя хорда подсчитывается по формуле:
l
Т ок 100
.
m
(2.11)
где Ток – цена деления шкалы окуляр-микрометра.
В случае наличия текстур на микрошлифе необходимо количество зерен подсчитать отдельно вдоль направления вытянутых
зерен и поперек него. Тогда размер зерна будет оценен вдоль и
поперек его оси. Для получения результата измерений, содержащего
ошибку  5 %, необходимо измерить 100–200 зерен (на нескольких
участках шлифа).
Результаты проводимых измерений записывают в таблицу 2.3.
Таблица 2.3
Экспериментальные данные для расчета l ,D.
k
№ секущей
m
m+1
m
1
1
2
3
…
k
Расчет l : l 
Т ок  100
Т  100
мм  ок
 103 мкм.
m
m
(2.12)
Расчет
D  1,74 l.
(2.13)
D:
21
4. ОПРЕДЕЛЕНИЕ ОБЪЕМНОЙ ДОЛИ СТРУКТУРНОЙ
СОСТАВЛЯЮЩЕЙ В СПЛАВЕ
Структурными единицами сплавов являются их структурные
составляющие. На рис. 2.3 две структурные составляющие: первая
– феррит, вторая – перлит. Часть объема сплава, занятая одной
структурной составляющей, называется объемной долей и обозначается Vv.
В основе определения Vv лежит принцип Кавальери–Аакера:
"Доля объема сплава, занятая данной структурной составляющей,
равна доле площади, занятой на шлифе этой структурной составляющей".
Доля площади, занятая на шлифе данной структурной составляющей, определяется методом Розиваля, который описан ниже. На
микроструктуре рассматривается секущая прямая линия – линия шкалы окуляра (как это показано на рис. 2.3), где она видна на фоне микроструктуры углеродистой стали. На ней подсчитывается суммарное
число делений ∑Е, приходящихся на данную структурную составляющую. Для секущей (на рис. 2.3) в случае определения объемной доли
перлита (i = 4): Е1 = 12 – 0 = 12, Е2 = 58 – 30 = 28, Е3 = 84 – 70 = 14, Е4 =
93 – 87 = 6.
Тогда общее количество делений шкалы приходящихся на перлит, будет
∑Е = 12 + 28 + 14 + 6 = 60.
Рис. 2.3. Поле зрения микроскопа при определении объемной доли
структурной составляющей
22
Пример записи этих данных показан в таблице 2.4.
При выполнении измерений секущие равномерно и произвольно
располагаются на поверхности шлифа, как это изложено в п.1.2. Цена
деления не учитывается, так как интерес представляет отношение измеренных отрезков, а не величина. При измерении учитывается только целое число шкалы окуляра.
Точность метода повышается с количеством (i) подсчитанных зерен данной структурной составляющей. С целью получения результатов с минимальной ошибкой следует пользоваться таким увеличением
микроскопа, при котором на шкале окуляра умещалось i = 10  20 зерен данной структурной составляющей, а на каждое зерно приходилось 5  10 делений шкалы окуляр-микрометра.
Результаты проводимых измерений записываются в таблицу 2.4.
Таблица 2.4
Экспериментальные данные для расчета Vv
№ поля
зрения
Перечисление делений, содержащихся в каждом из зерен данной
структурной составляющей на
длине одной секущей,
Е1, Е2,…Еi
Сумма делений, приходящихся
на данную структурную
составляющую на всей длине
2
12; 28; 14; 6.
3
60
i
линейки одного поля,
E
1
1
1
2
3
…
k
Определение объемной доли, Vv
1. Для секущей подсчитаем Е1, Е2,…Еi числа делений, умещающихся в каждом из зерен структурной составляющей; данные по каждому зерну записываем в строки столбца № 2.
i
2. Рассчитываем
Е для каждой секущей и заполняем строчки

1
столбца № 3 в табл. 2.4.
3. Рассчитываем среднее количество делений, приходящихся на
данную структурную составляющую, на одном поле зрения:
23
к
Е




i

  Е 
1
1
k
,
(2.14)
а также объемную долю данной структурной составляющей в сплаве:
Vv 
E
,
A
(2.15)
где А – число делений на шкале окуляр-микрометра (А = 100 дел.).
5. ОПРЕДЕЛЕНИЕ МАРКИ УГЛЕРОДИСТОЙ СТАЛИ
МЕТОДОМ КОЛИЧЕСТВЕННОЙ МЕТАЛЛОГРАФИИ
Содержание углерода в конструкционной углеродистой стали и ее
марку можно определить по величине объемной доли перлита –
структурной составляющей всех углеродистых сталей. В конструкционных сталях углерод (С) содержится в основном в перлите – эвтектоидной смеси феррита и цементита, содержащей 0,8 % С. Количеством
углерода, содержащегося в другой структурной составляющей – феррите, можно пренебречь, т. к. содержание углерода в нем < 0,002 %.
Процентное содержание углерода в стали равно:
% С=0,8·Vv пер,
где Vv пер – объемная доля перлита.
Марка стали определяется умножением содержания углерода на
100. Например, если содержание углерода в стали равно 0,6 %, то
марка стали будет “Сталь 60”.
По данным пункта 4 рассчитать содержание углерода в образце
стали и написать его марку.
6. КОНТРОЛЬНЫЕ ВОПРОСЫ
1. Какова длина шкалы объект-микрометра?
2. От чего зависит количество делений объект-микрометра, видимых в поле зрения на длине шкалы окуляр-микрометра?
24
3. Как зависит цена деления окуляр-микрометра от увеличения
объектива?
4. Цена деления окуляр-микрометра Ток = 0,006 мм. На шлифе
длина трещины занимает по шкале окуляр-микрометра участок между
отметкой цифр 3 и 6. Какова длина (мм) трещины?
5. Какие измерения необходимо провести для подсчета объемной
доли перлита в стали 45?
6. Какие характеристики размера зерен в сплаве вы знаете?
7. СОДЕРЖАНИЕ ПРЕДВАРИТЕЛЬНОГО ОТЧЕТА
1. Номер лабораторной работы, ее название, дата проведения.
2. По п. 1. Рисунок, формула (2.1) для расчета То.к, оставить место
для расчета То.к по формуле (2.1).
3. По п. 2. Написать формулировку, определяющую Sv. Начертить
табл. 2.1, ниже нее написать расчет Sv, оставить место для проведения
вычислений по формулам (2.2) и (2.3).
4. По п.3.2. Написать формулировку, определяющую n, F .
Начертить
табл.
2.2,
ниже
нее
пояснить
обозначения
mСТ mВН , m, m, a, M , S , n, F . Ниже, в левой половине листа, написать
столбиком формулы (2.8), (2.9), (2.10), а в правой – оставить место для
вычислений m, n, F .
5. По п. 3.2 в. Определение l . Начертить табл. 2.3, ниже оставить
место для другой таблицы, которая понадобится, если шлиф будет
иметь текстуру. В левой стороне листа столбиком написать формулы
(2.11), (2.12), (2.13), а правее них оставить место для проведения вычислений. Оставить место для марки сплава, с которым велась работа.
6. По п.4. Написать формулировку, определяющую Vv. Начертить
табл. 2.4. В левой стороне листа столбиком написать формулы (2.14),
(2.15), а правее них оставить место для проведения вычислений. Оставить место для указания марки сплава, с которым велась работа.
8. ПОРЯДОК ВЫПОЛНЕНИЯ РАБОТЫ
1. Представить на проверку предварительный отчет.
2. Выполнить работу в соответствии с предварительным отчетом.
3. Отчет по лабораторной работе представить на проверку преподавателю.
4. Ответить на контрольные вопросы.
25
Лабораторная работа № 3
ТЕРМИЧЕСКИЙ АНАЛИЗ ДЛЯ ПОСТРОЕНИЯ ДИАГРАММЫ
СОСТОЯНИЯ СИСТЕМЫ "СВИНЕЦ – СУРЬМА"
Цель работы: 1. Провести термический анализ процесса кристаллизации сплавов Pb–Sb.
2. По кривым охлаждения построить диаграмму состояний Pb–Sb.
3. Изучить структуру сплавов и установить ее связь с положением
сплавов на диаграмме состояний.
1. ТЕОРЕТИЧЕСКИЕ СВЕДЕНИЯ
1.1. Металлический сплав
Металлический сплав – это материал, состоящий преимущественно из металлов и обладающий металлическими свойствами. Металлы и другие химические элементы, образующие сплав, называются
компонентами.
Сплавы получают смешиванием жидких компонентов, растворением твердого компонента в другом расплавленном компоненте, или
при нагревании и последующем расплавлении смеси первоначально
твердых компонентов. Такая смесь твердых компонентов, предназначенная для совместного расплавления, называется шихтой для приготовления сплава. Охлаждая полученный сплав, осуществляют его кристаллизацию и получают «слиток» сплава, химический состав которого соответствует химическому составу шихты.
1.2. Структура сплава
Под структурой сплава в металлографии подразумевается совокупность металлических кристаллов (зерен), образующих сплав, т. е.
их количество, форма и взаимная ориентация, что изучается на поверхности шлифа.
Для описания структуры используются следующие термины:
– фаза – это однородная часть (или совокупность таких частей)
сплава, имеющая собственную кристаллическую решетку (или
аморфное строение), отделенная от других фаз поверхностью раздела,
при переходе через которую химический состав и свойства изменяются скачкообразно;
26
– структурная составляющая сплава – это его часть, воспринимаемая визуально на поверхности шлифа как однородное целое.
Однако часто в структурной составляющей различимы отдельные
фазы, но и в этом случае она называется одним словом, например эвтектика;
– параметры существования сплава (характеристики его состояния) – это его температура, химический состав фаз (концентрация),
давление, под которым сплав находится. В нашем курсе давление не
учитывается, потому что сплавы изучаются при постоянном давлении.
1.3. Процесс кристаллизации
Правило фаз
Кристаллизациярасплавленного чистого металла или жидкого
сплава нескольких металлов – это фазовое превращение, при котором
жидкая фаза (L) превращается в кристаллическую фазу (S), что можно выразить формулой L S. Кристаллизация всегда сопровождается выделением теплоты, так называемой теплоты кристаллизации
(Q, кДж), LS+Q.
Кристаллизация может протекать как при постоянной температуре t:
 const
L t

 S  Q ,
так и при понижающейся температуре в интервале от t1 до t2:
1 t 2
L t
 S  Q .
Неизменность или понижение температуры в процессе кристаллизации определяется в соответствии с правилом фаз числом степеней свободы (С).
Число степеней свободы (вариантность) системы – это число
внешних и внутренних факторов (температура, давление и концентрация), которое можно изменять без изменения числа фаз в системе.
В математической форме правило фаз выражается следующим
уравнением:
С = К–Ф + 2,
27
где С – это количество степеней свободы;
К – количество компонентов;
Ф – количество фаз.
На процесс кристаллизации из жидкой фазы, т.е. в случае конденсированных фаз, параметр – давление не оказывает влияние, поэтому
уравнение правила фаз будет:
С = К–Ф + 1
Если число степеней свободы равно 0, т. е. С = 0, то система
называется нонвариантной, если С = 1 – моновариантной и т. д.
Кристаллизация однокомпонентного расплава
Рассмотрим пример кристаллизации однокомпонентного расплава
(K = 1), когда расплав (жидкая фаза L) превращается в кристаллическую фазу (S), и рассчитаем для этого процесса число степеней свободы (с). Например, из жидкого свинца выделяются его кристаллы, при
этом количество компонентов – один (свинец), количество фаз в системе две (жидкий свинец и его кристаллы)
С = К–Ф + 1 = 1–2 + 1 = 0
Следовательно, кристаллизация чистого свинца протекает при
нулевом числе степеней свободы, т. е. при неизменяющихся параметрах (t, ºC, концентрация примесей), а в рассматриваемом процессе
при постоянной температуре. График изменения температуры
свинца в процессе охлаждения (t, ºC = f()), который называется
кривой охлаждения свинца, приведен на рис. 3.1. Кривая охлаждения 1(а) – соответствует большой скорости теплоотвода от охлаждаемого свинца, а 1(б) – малой скорости теплоотвода. При большой
скорости теплоотвода кривая охлаждения располагается более
круто, чем при малой, а продолжительность кристаллизации ( =
к – н) при большой скорости теплоотвода меньше, чем при малой
скорости.
28
Рис. 3.1. Кривые охлаждения свинца при быстром (а)
и медленном (б) охлаждении
Кристаллизация двухкомпонентного расплава
Рассмотрим кристаллизацию гомогенного расплава, образованного двумя компонентами "А" и "В", которые в твердом состоянии не
образуют твердых растворов, т. е. они взаимонерастворимы. Примером такого расплава является система "свинец – сурьма".
Если такой расплав состоит в основном из компонента А, а процент компонента В мал (95 % Pb и 5 % Sb), то:
– кристаллизация такого расплава начинается при температуре
меньшей, чем температура, при которой начинает кристаллизоваться
расплав, состоящий только из компонента А;
– процесс кристаллизации такого расплава протекает при понижении температуры, так как число степеней свободы для такой термодинамической системы не равно нулю, а именно (в системе два компонента и две фазы):
С = К–Ф + 1 = 2–2 + 1 = 1,
– кристаллизация такого расплава начинается образованием кристаллов чистого компонента А. Выпавшие кристаллы А называют первичными и обозначают АI. По мере протекания кристаллизации увеличивается доля кристаллов А, доля остающегося расплава уменьшается,
а значит процентное содержание компонента В в нем увеличивается;
– процесс продолжается пока расплав не примет эвтектический
состав, если расплав имеет эвтектический состав (13 % Sb и 87 % Pb),
29
то это означает, что кристаллизация расплава протекает с одновременным образованием кристаллов компонента В и А по реакции:
L  SA + SB + Q.
Процесс кристаллизации эвтектического расплава по этой реакции протекает при неизменной температуре, так как число степеней
свободы для такого равновесия равно "0" (в системе два компонента и
три фазы):
С=К–Ф+1=2–3+1=0
Кривая охлаждения эвтектического сплава аналогична кривой
охлаждения при кристаллизации чистого компонента (рис. 3.1).
На рис. 3.2 изображена кривая охлаждения сплава, в котором
кристаллизация начинается образованием первичных кристаллов:
1 t 2
 A1  Q ),
А ( L t
что происходит при понижении температуры и при повышении
концентрации компонентаВв расплаве. Когда же концентрация расплава станет эвтектической (LE), то начнется процесс эвтектической
кристаллизации LESA+SB+Q. Он будет протекать при постоянной,
эвтектической температуре до момента окончания кристаллизации,
когда доля расплава станет равной нулю.
Рис. 3.2. Кривая охлаждения сплава (95 % Pb + 5 % Sb)
30
1.4. Диаграмма состояния двойной (бинарной)
металлической системы
В курсе металловедения термин "бинарная система" А–В означает
совокупность всех возможных сплавов, каждый из которых состоит из
металлов А и В. При этом концентрация А (% А) может принимать величину от 0 до 100 % и при этом % А + % В = 100 %.
Диаграмма состояния – это графическое изображение состояния
всех сплавов системы в зависимости от его состава и температуры.
Поэтому диаграмма состояния имеет оси концентраций и температуры.
Ось концентраций (составов сплавов) изображена на рис. 3.3.
Она разделена на 100 делений. Сплав "x" входит в систему А–В и
изображается точкой "х". % В в сплаве "х" равен числу делений на
длине отрезка А-х, а % А в сплаве равен числу делений на длине отрезка х–В.
Цифры под осью определяют процентное содержание компонента
В в сплаве, т. е. каждая точка оси соответствует одному сплаву системы А–В.
Рис. 3.3. Концентрационная ось (ось составов) бинарной системы А–В:
х – сплав с химическим составом (40 % В + 60 % А)
Оси температур – вертикальные оси диаграммы (рис. 3.4б), на
которых величина температуры возрастает снизу вверх.
Если на рис. 3.4а изображена кривая охлаждения сплава "y", то
температуры t1 и t2 отвечают началу и концу кристаллизации.
Критической точкой называют точку на кривой охлаждения, в
которой происходит переход из одного фазового состояния в другое.
Например, критическая точка 1 на рис. 3.4а соответствует образованию новой фазы (SA1–). Точки 2 и 2/ также являются критическими.
Точка начала кристаллизации называется точкой ликвидус, а конца
кристаллизации – точкой солидус.
Характеристической точкой называется точка на диаграмме
состояния, определяющая состояние сплава, т. е. его состав и температуру. Например, характеристическая точка y0 на рис. 3.4б соответству31
ет сплаву, химический состав которого определяется точкой y, а его
температура равна t0.
Точка фазового превращения на диаграмме состояния соответствует положению характеристической точки сплава, когда в сплаве
начинается или заканчивается фазовое превращение. На диаграмме
состояния (рис. 3.4б) для сплава y эти точки начала и конца кристаллизации, соответствующие точкам ликвидус и солидус на кривой
охлаждения, обозначены y1 и y2.
Рис. 3.4. а – кривая охлаждения сплава; б – точки фазовых превращений y
на диаграмме состояния системы А–В
Если на диаграмму состояния нанести точки ликвидус и солидус
всех сплавов системы А –В, то точки ликвидус образуют линию ликвидус, а точки солидус – линию солидус (см. рис. 3.5).
32
Рис. 3.5. Критические точки (точки ликвидус и солидус
на диаграмме состояния А–В)
Линия ликвидус на диаграмме состояния системы – это геометрическое место точек ликвидус сплавов этой системы.
Линия солидус – это геометрическое место точек солидус сплавов системы.
Линии ликвидус и солидус являются линиями фазовых превращений.
1.5. Правило отрезков
В процессе охлаждения сплава I (рис. 3.6.) от t1 до t3 происходит
кристаллизация твердой фазы по реакции LSB с образованием кристаллов компонента В. При этом химический состав жидкой фазы изменяется по линии ликвидус от точки 1 к точке М и далее к точке Е.
В точке 1 при температуре t1 твердая фаза еще отсутствует и
сплав на 100 % состоит из жидкой фазы. В точке 2 при температуре t2
часть жидкой фазы закристаллизована и сплав состоит из определенного количества кристаллов компонента В и жидкости, химический
состав которой определяется проекцией точки М, т. е. М'. В точке 3
при температуре t3 образовалось еще больше кристаллов компонента В, количество жидкой фазы уменьшилось. Содержание компонента
В в жидкости снизилось и ее химический состав определяется проекцией точки Е, т. е. Е'.
Следовательно, при охлаждении и кристаллизации сплава в двухфазной области массовые соотношения и состав равновесных фаз изменяются.
Если принять общую массу сплава за 1, а массовую долю кристаллов обозначить mk, то доля жидкости будет:
mж = 1 – mk.
Тогда уравнение материального баланса компонента В при температуре сплава t2 имеет вид:
А4
AM 
,
 mk  (1  mk ) 
АВ
AB
где
А4
– масса компонента В в сплаве;
АВ
33
mk – масса компонента В кристалле;
AM 
– масса компонента В в жидкой фазе.
(1  mk ) 
AB
Рис.3. 6. Диаграмма состояния для определения количества
составляющих сплава
Решив уравнение, получим:
mk 
M2
2К
и mж 
MK
МК
или
mk М 2

и далее mж  М 2  mk  2 K
mж 2К
Последнее соотношение соответствует правилу рычага в механике (см. рис. 3.6), поэтому для определения количества обеих фаз и их
концентрации применяют следующее правило отрезков коноды или
правило рычага:
– концентрация компонентов в фазах сплава в двухфазной области определяется проекциями точек пересечения коноды, проходящей
через характеристическую точку, с линиями, ограничивающими данную область;
– массовая доля фазы равна отношению длины отрезка коноды
между точками среднего состава сплава и состава другой фазы к
длине всей коноды.
34
В соответствии с правилом отрезков для сплава 1, содержащего
20 % компонента А и 80 % компонента В при температуре t2:
– жидкая фаза содержит по 50 % компонента А и В, а кристаллы
0 % А и 100 % В;
– массовая доля жидкости будет:
mж 
2К 100  80 2

 ,
МК 100  50 5
а массовая доля кристаллов:
mk 
2M
80  50 3


МК 100  50 5
Структурными составляющими сплава 1 при комнатной температуре являются первичные кристаллы компонента В и эвтектика
(А + В). Эта структура образуется в результате затвердевания жидкого
сплава и полностью сформировалась при эвтектической температуре
t3, когда первичные кристаллы компонента В выделились, а оставшаяся к этому моменту жидкая фаза кристаллизируется с образованием
эвтектики. Поэтому для определения количества структурных составляющих нужно воспользоваться отрезками коноды (ЕД) при температуре t3, тогда
mВ 
Е3
80  40
1
и


ЕД 100  40 3
mэвт 
3Д
80  40
2


ЕД 100  40 3
Следовательно, структура сплава I будет состоять из 1/3 кристаллов компонента В и 2/3 эвтектики.
Последовательность определения количества жидкой и твердой
фаз сплава по диаграмме состояния (используя правило отрезков) следующая:
1. Провести коноду через характеристическую точку сплава до
пересечения с линиями двухфазной области, в которой находится эта
точка.
2. Определить отрезки коноды, на которые делит ее характеристическая точка.
3. Соотношение между жидкой и твердой частями сплавов будет
обратно пропорционально отношению этих отрезков.
35
4. Массовая доля твердой части сплава равна отношению длины
отрезка, прилегающего к жидкой части сплава, к длине свей коноды.
5. Массовая доля жидкой части сплава равна отношению длины
отрезка, прилегающего к твердой части сплава, к длине всей коноды.
1.6. Экспериментальная установка
Экспериментальная установка (см. рис. 3.7.) состоит из печи сопротивления 1, графитового тигля 2, в котором помещают расплавляемую шихту 3, датчика для измерения температуры кристаллизируемого расплава – термопары 4 и показывающего прибора 5 для записи
графика, т. е. кривой охлаждения сплава.
4
5
3
2
1
Рис. 3.7. Схема экспериментальной установки:
1 – печь, 2 – тигель, 3 – сплав, 4 – термопара, 5 – потенциометр
2. СОДЕРЖАНИЕ ПРЕДВАРИТЕЛЬНОГО ОТЧЕТА
1. Номер лабораторной работы, ее название, дата проведения,
цель.
2. На первой странице зарисовать схему экспериментальной установки.
3. На каждой из трех последующих страниц нарисовать оси координат для изображения кривых охлаждения, расположив по длине
страницы ось времени, а по ширине – ось температур. Под осями с
левой стороны нарисовать поле зрения микроскопа.
36
4. На следующей 5-ой странице нарисовать оси диаграммы состояния для системы Pb – Sb, на которые нанести температуры tплPb =
327 ºC, tплSb = 631 ºC.
5. Ответить письменно на контрольные вопросы.
3. КОНТРОЛЬНЫЕ ВОПРОСЫ
1. В каких осях координат изображается кривая охлаждения кристаллизируемого сплава?
2. Что называют критической точкой на кривой охлаждения?
3. Написать формулу для расчета числа степеней свободы для
термодинамической системы, в которой протекает превращение
L → SA+ SB.
4. Как зависит продолжительность кристаллизации от скорости
теплоотвода, от кристаллизуемой системы?
5. Что называют точкой и линией фазового превращения на диаграмме состояния?
4. ПОРЯДОК ВЫПОЛНЕНИЯ РАБОТЫ
1. Взвесить компоненты шихты, приготовленной лаборантом,
для получения трех разных сплавов системы Pb – Sb: доэвтектического, заэвтектическогои эвтектического. Записать результат взвешивания, подсчитать % Pb, % Sb и указать под графиками кривых охлаждения.
2. Поочередно для каждого сплава:
2.1. Завернуть сурьму в свинцовую фольгу, которая должна
быть учтена при взвешивании компонентов шихты.
2.2. Положить свинец шихты первого сплава в графитовый тигель, поместить его в плавильную печь.
2.3. Расплавить свинец, помешать его прогретым графитовым
стержнем, убедиться в расплавлении свинца. Затем щипцами опустить
в жидкий свинец сурьму, завернутую в свинцовую фольгу.
2.4. Перемешивая расплав нагретым графитовым стержнем,
убедиться в расплавлении сурьмы. Опустить в расплав термопару. Отключить печь, записать кривую охлаждения на диаграммной бумаге
показывающего прибора.
2.5. После окончания кристаллизации и получения графика
кривой охлаждения тигель со слитком расплавляется, термопара из37
влекается из расплава и расплав кристаллизируется в прежних условиях.
2.6. Начертить кривую охлаждения в отчете. Слиток закристаллизированного сплава распилить пополам, приготовить шлиф,
изучить его структуру, нарисовать рядом с соответствующей кривой
охлаждения.
3. Определить положение критических точек на кривых охлаждения, т. е. температуру и время.
4. Нанести состав каждого из трех сплавов на диаграмму состояний, а также нанести точки ликвидуса и солидуса (критические точки)
для каждого сплава. По температурам плавления Pb, Sb и точкам ликвидуса провести ликвидус диаграммы состояний, по точкам солидуса
провести солидус диаграммы. Указать на диаграмме фазовые области.
5. Рассчитать по правилу отрезков массовую долю структурных
составляющих в доэвтектическом, эвтектическом и заэвтектическом
сплавах.
38
Лабораторная работа № 4
ВЛИЯНИЕ СОСТОЯНИЯ СПЛАВА НА ЕГО СТРУКТУРУ
И СВОЙСТВА
Цель работы – на примере -латуни изучить типичные структуры однофазного сплава в его различных состояниях. Выяснить зависимость свойств сплава от его структуры.
Введение
Латунями называют сплавы меди с цинком, а иногда с добавками небольшого количества некоторых других элементов.
В работе изучается действие пластической деформации и температуры на структуру -латуни, измеряется твердость металла и делается вывод о влиянии состояния латуни на ее структуру и твердость.
Работа состоит из пяти частей:
1. Изучение теоретического материала и написание предварительного отчета.
2. Приготовление образцов (шлифов) -латуни в пяти различных
состояниях:
– литой (литье в чугунную форму),
– после гомогенизирующего отжига отливки,
– после пластической деформации ( = 50%) литого металла,
– после низкотемпературного (дорекристаллизационного) отжига
пластически деформированного металла,
– после рекристаллизационного отжига пластически деформированного металла.
3. Изучение структуры методом микроструктурного анализа.
4. Измерение твердости образцов латуни.
5. Написание выводов по изученным результатам.
1. ТЕОРЕТИЧЕСКИЕ СВЕДЕНИЯ
1.1. Термины
Сплав – это материал, состоящий из двух или более разных химических элементов, которые называют компонентами сплава.
Металлический сплав – сплав, составленный преимущественно
из металлических компонентов и обладающий металлическими свойствами.
39
При приготовлении сплава его компоненты в необходимой последовательности расплавляют, смешивают (или наоборот) и получают гомогенный (однородный) расплав. Сплав получают в виде слитка,
кристаллизуя расплав при его охлаждении в твердых сосудах (литейных формах).
Фаза в сплаве – это такая его часть (зерно или зерна, а иногда
часть зерна или зерен), которая характеризуется только ей присущим
атомно-кристаллическим строением и которая отделена от других частей поверхностью раздела, при переходе через которую скачкообразно изменяются физические и химические свойства. Колебания химического состава фазы несущественны для особенностей ее атомнокристаллического строения, т. е. типа решетки, характера расположения атомов в ней, для физических и химических свойств.
Совокупность различных фаз, входящих в состав сплава, определяет его кристаллическую (фазовую) структуру, которую следует
отличать от микроструктуры сплава (см. лаб. раб. № 1).
Сплавы бывают однофазные и многофазные. В данном случае латунь – это однофазный сплав, который состоит из зерен твердого
раствора.
При образовании твердого раствора атомы компонентов образуют кристаллическую решетку одного из элементов, являющегося
растворителем, в которой растворены атомы других элементов. В кристаллической решетке сплава – твердого раствора атомы основного
металла-растворителя занимают узлы решетки, а атомы растворенных
компонентов могут частично замещать атомы основного металла, могут образоваться твердые растворы замещения или атомы внедряться в межузельные пространства с образованием твердых растворов
внедрения.
Фаза «-твердый раствор цинка в меди» имеет гранецентрированную кубическую кристаллическую решетку металла-растворителя,
т. е. меди, в узлах которой атомы меди замещены частично атомами цинка.
1.2. Кристаллизация
Переход расплава из жидкого состояния в твердое с образованием
кристаллической решетки называется кристаллизацией.
Формулу кристаллизации двухкомпонентного расплава в случае
кристаллизации -латуни можно записать в виде выражения:
40
1 t 2
L t
   Q , ккал,
где L – жидкая фаза, т. е. кристаллизуемый расплав;
 – кристалл (зерно слитка), представляющий собой фазу
«-твердый раствор»;
Q – тепловой эффект, который всегда бывает экзотермическим при
кристаллизации металлического расплава;
t1, t2 – температуры начала и конца кристаллизации расплава в
кристаллы твердого раствора.
Структура закристаллизовавшегося твердого раствора (литая
структура) определяется скоростью охлаждения его расплава в процессе кристаллизации.
Равновесная кристаллизация
Равновесная кристаллизация протекает при равновесном понижении
температуры сплава, т. е. таком медленном, когда диффузионные процессы в жидкой и кристаллической фазе обеспечивают выравнивание
химического состава каждой фазы. Температуры, при которых происходят превращениярасплава втвердый раствор, можно определить по
диаграмме состояний (рис. 4.1).
tпл
О
С
x
L
1083
t1
tк
t2
1
1
к
2
к
КL лик
видус
L+
сол
и ду
с

4
Cu
21
6
5
10
15
20
%Zn
Рис.1. Схематическое изображение части диаграммы состояния
Рис. 4.1.
Схематическое
изображение
частисостава
диаграммы
состояния
системы
сплавов “Cu-Zn”
и и зменение
равновесных
фаз
системы
сплавов
«Cu–Zn»
и
изменение
состава
равновесных
фаз
в зависимости от температуры для латуни, содержащей 10%
Zn.
в зависимости от температуры для латуни, содержащей 10 % Zn
41
Диаграмма состояний строится в осях «состав сплава – температура фазового превращения». Для сплава «х», химический состав которого 90 % Cu и 10 % Zn, процесс кристаллизации начинается при
температуре t1. Для данного сплава эта точка называется ликвидус.
Кристаллизация продолжается при понижении температуры. При этом
зерна -твердого раствора увеличиваются, а доля жидкости (расплава)
уменьшается. Кристаллизация сплава заканчивается при температуре
t2. Для данного сплава эта точка называется солидус. Ниже точки солидус сплав полностью находится в твердом состоянии (рис. 4.2).
tк
t1
L
10%
Zn
L
15%
Zn

4%
Zn
t2

6%
Zn

10%
Zn
Рис.2. Стадии процесса кристаллизации латуни,
содержащей
90%
Cu и 10%
Zn. кристаллизации латуни,
Рис. 4.2.
Стадии
процесса
содержащей 90 % Сu и 10 % Zn
Аналогичные точки начала кристаллизации для всех сплавов с
содержанием Zn от 0 до 30 % сливаются на диаграмме «Cu–Zn» в линию ликвидус, а точки завершения кристаллизации – в линию солидус. Эти линии делят диаграмму, изображенную на рис. 4.1, на три
фазовых поля:
1 – расположенное выше линии ликвидус (L), соответствующее
однофазному жидкому состоянию сплавов системы Cu–Zn;
2 – расположенное ниже линии солидус (), соответствующее однофазному кристаллическому состоянию «-твердый раствор цинка в
меди»;
3 – расположенное между линиями ликвидус и солидус (L + ),
соответствующее двухфазному твердожидкому состоянию сплавов.
В результате равновесной кристаллизации сплава «х» образуется
слиток, состоящий из гомогенных зерен, химический состав которых
как в центре, так и на границах зерен одинаков и по правилу отрезков
соответствует точке 2 (10 % Zn, 90 % Cu).
42
На рис. 4.3. схематически изображена полученная равновесная
микроструктура -твердого раствора. Медленный рост кристалла
делал возможным выравнивание концентрации компонентов между центром зерна и его периферией в результате диффузии атомов меди и цинка.
  твердый раствор
Const 10% Zn
Рис.3.
кристаллизация
- латуни.
Рис.Равновесная
4.3. Равновесная
кристаллизация -латуни
Неравновесная кристаллизация
Неравновесная
кристаллизация протекает при быстром
(неравновесном) понижении температуры кристаллизуемого расплава. Сравнительно небольшая продолжительность процесса
неравновесной кристаллизации жидкости в -твердый раствор оказывается недостаточной для завершения (даже при высокой температуре) диффузии атомов меди и цинка, которая выравнивает химический состав в центре зерна и на его границе, т. е. участков зерна,
образовавшихся в начальный период кристаллизации при температуре t1 и участков, образовавшихся при ее завершении при температуре t2.
На рис. 4.4 схематически изображена микроструктура неравновесно выросших зерен -твердого раствора. В начальный период роста зерно растет в виде дендрита, поэтому ветви дендрита (оси) максимально обогащены медью (рис. 4.1.), а границы зерна и междуосные
промежутки в зерне, которые формируются при завершении роста
зерна, обогащены цинком.
43
обогащего цинком
(-тв. раствор)
обеднено цинком
(-тв. раствор)
4.4. Неравновесная
кристаллизация-латуни
Рис.4.Рис.
Неравновесная
кристаллизация
- латуни.
Участки поверхности шлифа, обогащенные цинком, при «травлении» кислотой растворяются быстрее, чем участки осей дендрита.
Шероховатость участков, обогащенных цинком, делает их более темными на шлифе. Неравномерное распределение компонента сплава
внутри зерна твердого раствора называют дендритной ликвацией. В
случае -латуни говорят о дендритной ликвации цинка из осей к границам зерна и в междуосные промежутки.
1.3. Деформация металла, ее характеристики
Под действием силы, приложенной к металлическому изделию,
происходит изменение его формы, которое называется деформацией.
В общем случае – это изменение взаимного расположения точек твердого тела под воздействием внешних или внутренних сил. Если после
снятия воздействия металл приобретает первоначальную форму, то
такая деформация называется упругой. Если после снятия воздействия
металл сохраняет деформацию, то такая деформация называется пластической.
На появление того или иного вида деформации большое влияние
оказывают действующие в теле напряжения, которые зависят от значения приложенных сил (чем эти силы больше, тем большие возникают напряжения) и от размеров тела (чем больше площадь поперечного
сечения тела, тем меньшие напряжения в нем возникают при одном и
том же значении приложенных сил). В случае осевого растяжения
стержня (рис. 4.5) напряжение  в его поперечном сечении определяется отношением действующей (перпендикулярной к сечению) растяР
гивающей силы Р к площади поперечного сечения стержня S: σ  .
S
44
Р
S
Рис.5.
Схема
определения
напряжения.
Рис.
4.5. Схема
определения
напряжения
В системе СИ единицей напряжения является паскаль
Па (Н/м2). В практических расчетах удобнее измерять напряжение
в мегапаскалях МПа (Н/мм2). В технике часто используют размерность напряжений в килограммах силы на квадратный миллиметр
(1 кгс/мм2 = 9,806665 МПа  10 МПа).
В наклонном сечении растягиваемого стержня (рис. 4.6) действующая сила Р не перпендикулярна плоскости сечения.
Р
Полное
напряжение



S
S0
Р
Рис.
4.6.
Образование
нормальныхиикасательных
касательныхнапряжений
напряженийвв сечении,
Рис.6. Образование нормальных
наклонном
к
оси
стержня
сечении, наклонном к оси стержня.
Вызванные ею напряжения  можно разложить на две составляющие:
нормальное напряжение (перпендикулярное плоскости сечения), обозначаемое , и касательное напряжение, действующее в плоскости
сечения, обозначаемое .
Различают условные и истинные напряжения. При расчете условных напряжений силу относят к первоначальной площади сечения образца или детали, не учитывая изменения этой площади в процессе
деформации. При вычислении истинных напряжений действующую
силу относят к фактической для данного момента деформации площади поперечного сечения.
45
Упругая деформация
При упругой деформации кристалла действующие напряжения
вызывают обратимые смещения атомов из положений равновесия, в
результате чего расстояние между атомами в кристаллической решетке изменяется. Обратимые смещения атомов в кристаллической решетке очень малы и составляют небольшие доли межатомного расстояния.
Смещения атомов из положений равновесия нарушают баланс
действующих между ними сил притяжения и отталкивания. После
снятия нагрузки под действием этих сил атомы снова переходят в положение равновесия, вследствие чего устраняется временное изменение формы и свойств металла.
Пластическая деформация
При деформации кристалла сначала возникает упругая деформация, но с увеличением напряжений происходит сдвиг одной части
кристалла относительно другой, что вызывает пластическую деформацию. При этом зерна изменяют форму – вытягиваются в направлении деформации (рис. 4.7). Сдвиг происходит под действием касательных напряжений, когда они превышают определенное критическое значение кр.
Сдвиг одной части кристалла относительно другой может осуществляться путем скольжения или путем двойникования (рис. 4.8).
Скольжение – это перемещение одной части кристалла параллельно другой вдоль плоскости, называемой плоскостью скольжения.
Скольжение легче всего происходит по тем плоскостям, в которых
плотность упаковки атомов наибольшая. Между соседними параллельными плотноупакованными плоскостями расстояние больше, а
силы межатомной связи меньше, чем между плоскостями, менее
плотно упакованными атомами.
При деформации активной действующей силой является тангенциальная (касательная) составляющая действующей силы. Но максимальное касательное напряжение наблюдается при направлении силы
под углом 45º к плоскости скольжения, поэтому скольжение начинается не одновременно по всем возможным плоскостям, а последовательно.
46
а)
б)
Рис. 4.7. Влияние пластической деформации на микроструктуру металла:
а – до деформации; б – после деформации
  
Двойники

б
а
Рис. Рис.
8. Схемы
деформации:
а - скольжением;
4.8. пластической
Схемы пластической
деформации:
двойникованием,
угол сдвига.
а б–- скольжением;
б – -двойникованием,
 – угол сдвига
В идеальном кристалле, для того чтобы сместить одновременно
все атомы одного атомного слоя относительно атомов другого слоя по
плоскости М–М на одно межатомное расстояние и осуществить
скольжение (рис. 4.9), потребуется очень большое критическое касательное напряжение кр, которое называют теоретической прочностью кристалла.
47
кр
M
M M
M M
M
Рис.9. Схема пластической деформации скольжением в идеальном кристалле (без
дефектов):
ММпластической
- плоскость скольжения:
 - касательное
напряжение
Рис.
4.9. Схема
деформации
скольжением
в идеальном кристалле (без дефектов); ММ – плоскость скольжения:
 – касательное напряжение
В реальных кристаллах сдвиг на одно межатомное расстояние
происходит при напряжениях в тысячи раз меньше теоретического
значения.
Разница в значениях теоретической прочности кристалла и
напряжения сдвига реального металла объясняется тем, что деформация происходит не путем одновременного сдвига всей атомной плоскости, а в результате перемещения линейных дефектов – дислокаций
вдоль плоскости скольжения (рис. 4.10). При постоянно действующем
касательном напряжении движение передается последовательно от
одной группы атомов к другой до тех пор, пока дислокация не выйдет
на поверхность кристалла, образовав там ступеньку.


Рис.10. Схема движения краевой дислокации при скольжении.
Рис. 4.10. Схема движения краевой дислокации при скольжении
Следы скольжения можно наблюдать под микроскопом на отполированной до деформации поверхности в виде параллельных линий
скольжения, называемых линиями Чернова–Людерса (рис. 4.11).
48
Рис. 4.11.
Линии
Чернова
–Людерса в пластически
деформированных
Рис.11.
Линии
Чернова-Людерса
в пластически
деформи-зернах
рованных зернах.
Двойникованием называется сдвиг одной части кристалла в новое положение, симметричное по отношению к другой части кристалла относительно плоскости, называемой плоскостью двойникования.
При микроскопическом исследовании деформированных металлов скольжение и двойникование удается отличить.
Все внутренние изменения, которые происходят при пластической деформации (искажение кристаллических решеток, увеличение
плотности дислокаций, изменение микро- и макроструктуры металла),
вызывают упрочнение металла. Прочностные характеристики повышаются, а пластические снижаются при увеличении степени деформации (рис. 4.12).
 
В
0,2

, %
Рис.12. Влияние
пластической
деформации на
на характеристики
харакРис. 4.12. Влияние
степенистепени
пластической
деформации
теристики
прочности
и пластичности  металла
металла.
В и)
прочности
(в и (0,2
и0,2)пластичности
Упрочнение металла под действием пластической деформации
называется наклепом.
49
1.4. Влияние нагрева на структуру и свойства пластически
деформированного металла
Гомогенизационный отжиг
Разность концентраций, С
При воздействии температуры на деформированный металл или
сплав происходит изменение структуры, а, следовательно, и его свойств.
Неоднородность структуры литой -латуни можно устранить
проведя гомогенизационный отжиг, в результате которого устраняется
химическая неоднородность, вызванная дендритной ликвацией. В
зерне -латуни оси дендритов обогащены медью, а границы зерна и
междуосные пространства – цинком, т. е. существует градиент концентрации цинка от осей к границам зерна, а для меди – наоборот.
При повышении температуры увеличивается диффузионная подвижность атомов меди и цинка в кристаллической решетке -латуни, что
приводит к выравниванию концентрации.
Наиболее интенсивная гомогенизация протекает в начале отжига
и необходимо ограничить его продолжительность по причине низкой
дальнейшей эффективности (рис. 4.13). Повышение температуры отжига намного эффективнее, чем повышение его продолжительности.
Температурой гомогенизационного отжига следует считать температуру равную 0,9  0,95Тпл, но не выше температуры неравновесного
солидуса, т. к. более высокая температура оплавит границы зерен.
t3 > t2 > t1
t1
t2
t3
Время, мин
Рис.13. Разность концентраций цинка на границе и внутри зерна
Рис. 4.13. Разность концентраций цинка на границе и внутри зерна литой
литой -латуни в зависимости от продолжительности гомогени-латуни
в зависимости
оттемпературы.
продолжительности гомогенизационного
зационного
отжига и его
отжига и его температура
50
Рекристаллизационный отжиг
Состояние металла, возникшее в результате пластической деформации, неустойчиво, т. к. его свободная энергия повышена.
Наклепанный металл стремится самопроизвольно перейти в более
равновесное состояние с меньшим уровнем свободной энергии. В
начале нагрева с повышением температуры в деформированном металле происходят процессы возврата и рекристаллизации при температуре ниже 0,4Тпл.
Возвратом называется совокупность самопроизвольных процессов изменения плотности и распределения дефектов в деформированных кристаллах в результате перемещения точечных и линейных дефектов.
При нагреве до более высокой температуры в деформированном
металле отмечаются резкие изменения структуры и свойств вследствие рекристаллизации.
Рекристаллизация – это процесс возникновения и роста новых
недеформированных зерен. Рекристаллизацию разделяют на первичную, собирательную и вторичную.
Первичная рекристаллизация – это процесс образования и роста
новых недеформированных зерен за счет окружающих их деформированных зерен. Этот процесс начинается с формирования центров рекристаллизации – участков с неискаженной кристаллической решеткой. Центры рекристаллизации формируются в тех участках деформированных зерен, в которых плотность дислокаций повышена и кристаллическая решетка наиболее искажена. Центры рекристаллизации
растут в результате перехода к ним атомов из деформированного
окружения до полного исчезновения деформированной структуры.
Наименьшая температура нагрева, при которой появляются рекристаллизованные зерна, называется температурой начала рекристаллизации.
Температура начала рекристаллизации не является постоянной
для данного металла. Большое влияние на эту температуру оказывает
степень предварительной деформации. С увеличением степени деформации температура начала рекристаллизации понижается
(рис. 4.14).
Наименьшая температура начала рекристаллизации соответствует
сильно деформированному металлу (степень деформации 60–70 %),
называется температурным порогом рекристаллизации (Тп.р)
Тп.р = 0,4Тпл.
51
Температура начала
рекристаллизации
tП.Р.
Степень деформации
Рис. 14. Влияние
степенистепени
деформации
на температуру
Рис. 14. Влияние
деформации
началанарекристаллизации.
температуру начала рекристаллизации
Собирательная рекристаллизация – это процесс роста одних
рекристаллизованных зерен за счет соседних рекристаллизованных
зерен. В результате первичной рекристаллизации новые рекристаллизованные зерна имеют большую протяженность границ, что приводит
к повышению поверхностной энергии. Укрупнение зерна обеспечивает переход металла в более устойчивое состояние в связи с тем, что
уменьшается суммарная протяженность границ и соответственно
снижается поверхностная энергия.
В определенных условиях рост зерен может происходить неравномерно, как это наблюдается при собирательной рекристаллизации, а
так, что растут и достигают очень больших размеров только отдельные зерна, в то время как в основном структура сохраняется мелкозернистой. Такой неравномерный рост называют вторичной рекристаллизацией (рис. 4.15).
Рис. 4.15. Металл после вторичной рекристаллизации
52
На размер рекристаллизованного зерна влияют температура, время, скорость нагрева, размер исходного зерна, наличие примесей и
т. п. При нагреве пластически деформированного металла наряду с
изменением его структуры происходит изменение свойств (рис. 4.16).
Для полного снятия наклепа металлы подвергают рекристаллизационному отжигу, который применяют для придания материалу
наибольшей пластичности.
Для повышения пластичности без значительного снижения прочности деформированного металла, уменьшения остаточных напряжений и повышения коррозионной стойкости применяют термическую
обработку – дорекристаллизационный смягчающий отжиг.
1.5. Методы определения механических свойств металлов
Под механическими свойствами понимают совокупность
свойств, характеризующих сопротивление металла действию приложенных к нему внешних механических сил (нагрузок).
 
Возврат
Рекристаллизация
В
Т

tРН
Температура
Рис.16. Изменение прочностных (В и Т) и пластических ( харакН
Рис. 4.16.
Изменение прочностных
(В и Тгде
) и tпластических
()
теристик
наклепанного
металла при нагреве,
Р - температура
характеристик
наклепанного
металла
при
нагреве,
начала рекристаллизации.
H
где t p – температура начала рекристаллизации
53
Испытание на растяжение
При испытании на растяжение можно определить такие механические свойства, как прочность, т. е. сопротивление металла деформации, и пластичность – способность к остаточной деформации без
разрушения.
При испытании на специальных разрывных машинах образец растягивается двумя равными по величине, но противоположными по
направлению силами, приложенными к его оси. Используют стандартные образцы (ГОСТ 1497-73), в которых длина расчетной части
образцов l0 зависит от площади поперечного сечения S0: длинные –
l0  11,3 S0 и короткие – l0  5,65 S0 (рис. 4.17, 4.18). При этом образец вытягивается на величину l, а сечение его уменьшается до величины S1.
a0
d0
b0
d0
l0
l
L
а а)
l0
l
L
б б)
Рис.17. Образцы для испытания на растяжение: а - круглый цилиндриРис. 4.17. Образцы для испытания на растяжение:
ческий; б -плоский
а – круглый цилиндрический; б – плоский
l0
S0
S0 > S1
S1
l0 < l1
l1
l
P
Параметрыобразца
образцапри
прииспытании
испытаниинанарастяжение
растяжение.
Рис. Рис.18.
4.18. Параметры
54
С помощью записывающего устройства машины получают диаграммы растяжения в координатах «условное напряжение  – деформация l».
На рис. 4.19 отмечены типичные точки диаграммы растяжения,
по которым определяют механические свойства металла: предел пропорциональности, предел текучести, предел прочности.
Характерные моменты испытания обозначены на графике точками а, в, с (а – начало пластической деформации, б – начало разрушения, с – разрыв образца). Атомно-кристаллическое строение образца и
его форма, соответствующие этим моментам, изображены на рис. 4.20.
Необходимо учесть, что фиксируемое машиной условное напряжение пропорционально растягивающей силе Р и вычисляется при
условии, что сечение образца в любой момент испытания равно первоначальному сечению, т. е.
Р
σ усл  ,
S0
где Р – усилие в данный момент испытания,
S0 – первоначальное сечение.

МПа
условное
напряжение
В
с
,
в
истинное
напряжение
0,2
П.У
с
а
0
lК
0,2
остаточное удлинение
деформация в момент разрыва образца
Рис.19. Кривая растяжения.
Рис. 4.19. Кривая растяжения
55
l
т. “о”
l0
S0 >
т. “в”
т. “а”
l1а
S1а
в
т. “с”
l1в
lк
а

l k  l0
 100%
l0
Рис.20. Форма и атомно-кристаллическая структура образца
Рис.его
4.20.
Форма и“на
атомно-кристаллическая
структура образца
при
испытании
разрыв”.
при его испытании «на разрыв»
Истинное напряжение в образце (на графике пунктирная линия)
всегда больше условного, т. к. в процессе деформации сечение образР P
ца уменьшается σ усл 
  σист , поскольку S0 > S1.
S0 S1
Прямолинейный участок диаграммы соответствует упругой деформации, ордината точки а (пу) – нагрузке предела пропорциональности.
Пределом пропорциональности называется наибольшее напряжение, до которого деформация прямо пропорциональна нагрузке.
Однако участок «о–а» практически никогда не бывает прямолинейным, т. к. при  < пу начинают пластически деформироваться отдельные зерна в образце и точка «а» на графике носит несколько произвольный характер. Для указания напряжения начала пластической
деформации служит условный предел текучести – напряжение, при
котором остаточное удлинение достигает 0,2 % от расчетной длины
образца (0,2).
Ордината точки «в» – предел прочности, т. е. максимальное
условное напряжение в образце, предшествующее его разрушению
(в). Прочностные свойства материала при испытании на растяжение
оценивают по значениям предела пропорциональности, условного
предела текучести, предела прочности.
56
Точка «с» определяет полное остаточное удлинение при разрыве.
Пластические свойства материала при испытании на растяжение оценивают по значениям относительного удлинения  (рис. 4.20) и относительного сужения  образцов после разрыва.
Относительным удлинениемобразца называется отношение
приращения длины образца после разрыва к первоначальной длине,
выраженное в процентах
δ  lk  l0 100 % ,
l0
где lк – длина части образца после разрыва; для определения ее разрушенные части образца плотно складывают так, чтобы их оси образовали прямую линию.
Относительным сужением образца называется отношение
уменьшения площади поперечного сечения образца к первоначальной
площади, выраженное в процентах
ψ  S0  Sk 100 % ,
S0
где Sк – площадь поперечного сечения образца после разрыва.
Испытание на твердость
Твердостьюназывается сопротивление материала проникновению в него другого более твердого тела.
Основными методами определения твердости являются методы
внедрения в поверхность испытываемого металла стандартных наконечников из твердых недеформирующихся материалов под действием
статических нагрузок: методы Бринелля, Роквелла и Виккерса.
Для определения твердости по Бринеллю в испытуемый материал вдавливается стальной шарик диаметром D с усилием Р (рис. 4.21).
После снятия нагрузки на поверхности материала остается шаровой
отпечаток диаметром d.
Число твердости по Бринеллю (НВ) представляет собой отношение усилия Р к площади поверхности S получаемого отпечатка:
НВ = Р/S. Значения чисел твердости НВ рассчитывают по формуле:
НВ 
2Р
.

D D  D 2  d 2 


57
P
h
D
d
Рис.21. Схема вдавливания стального шарика при испытании
Рис. 4.21. Схема вдавливания стального шарика
твердости по Бринеллю.
при испытании твердости по Бринеллю
Достоинство метода – быстрота при измерении твердости деталей. Недостаток – невозможность измерять твердость очень твердых
веществ, например, закаленной стали.
Для определения твердости по Роквеллу (HR) в образец вдавливается алмазный конус с углом при вершине 120º или стальной закаленный шарик диаметром 1,588 мм.
Вдавливание осуществляется под действием двух последовательно прилагаемых нагрузок – предварительной Р0, равной 98 Н и основной Р1 так, что общая нагрузка Р = Р0 + Р1 (рис. 4.22).
Р0
Р
h0
Р0
Р0
h
Р1
4.22.
Схема вдавливания
алмазного
конуса
Рис.22.Рис.
Схема
вдавливания
алмазного конуса
при испытании
при
испытании твердости по Роквеллу
твердости по
Роквеллу.
Испытание проводят на приборах – твердомерах. Числа твердости
определяют по индикатору. При испытании алмазным конусом отсчет
ведут по черной шкале С, а стальным шариком – по красной шкале В.
58
Нагрузка для шарика равна 980 Н (100 кгс), а для алмазного конуса
1470 Н (150кгс).
Для измерения твердости тонких поверхностных слоев испытание
ведут вдавливанием алмазного конуса под нагрузкой 588 Н (60кгс) –
по черной шкале А.
В зависимости от наконечника и нагрузки, при которой проводилось испытание, твердость по Роквеллу обозначают HRB, HRC, HRA.
Например, HRC 58 означает, что твердость испытуемого материала
составляет 58 единиц по Роквеллу при испытании по шкале С (с использованием алмазного наконечника), HRB 90 означает, что твердость по Роквеллу составляет 90 единиц при измерении вдавливанием
стального шарика.
Достоинство метода – быстрота. Недостаток – поверхность металла при измерении его твердости должна быть отшлифована, иначе
возникает ошибка измерения.
Определение твердости по Виккерсу осуществляется вдавливанием четырехгранной алмазной пирамиды с квадратным основанием и
углом при вершине 136º (рис. 4.23). Рассчитывается твердость по величине силы Р и площади отпечатка, который обмеривается под микроскопом по цене деления окуляр-микрометра (лаб. раб. № 2).
Р
1360
d
Рис.23. Схема вдавливания алмазной пирамиды при измерении
Рис. 4.23.
Схема вдавливания алмазной пирамиды
твердасти
по Виккерсу.
при измерении твердости по Виккерсу
59
Достоинство метода – высокая точность и возможность измерения твердости тонких поверхностных слоев, так как нагрузку Р можно
изменять от 49 до 1176 Н (от 5 до 120 кгс). Недостаток – необходимость работы с микроскопом для измерения отпечатка и подготовки
поверхности шлифа.
2. КОНТРОЛЬНЫЕ ВОПРОСЫ
1. В чем различие процессов равновесной и неравновесной кристаллизации? Что такое дендритная ликвация? Назначение гомогенизационного отжига.
2. Упругая и пластическая деформация, явление наклепа.
3. Что такое возврат и рекристаллизация пластически деформированного металла?
4. Температура начала рекристаллизации и температурный порог
рекристаллизации.
5. Чем отличаются процессы первичной, собирательной и вторичной рекристаллизации?
6. Какие величины характеризуют прочность металла, а какие
пластичность? Напишите формулы для их расчета.
7. Методы измерения твердости металла. Их достоинства и недостатки.
8. Перечислить и кратко охарактеризовать состояние изучаемых
пяти образцов латуни.
3. ПРИГОТОВЛЕНИЕ ОБРАЗЦОВ -ЛАТУНИ
В РАЗЛИЧНЫХ СОСТОЯНИЯХ
1. Слиток -латуни приготавливался литьем расплава
(90 % Cu + 10 % Zn) в чугунную изложницу (рис. 4.24а). Отпилим от
него ножовкой образец № 1  1/5 длины слитка, приготовим, как показано на рис. 4.24б, шлиф микроструктуры.
2. Образец № 1 отпилим от слитка (рис. 4.24б), а затем поместим
в муфель, разогретый до температуры 800 ºС, и выдерживаем в течение часа. После охлаждения получаем образец литой латуни после
гомогенизирующего отжига (рис. 24 в).
60
№1
2/5
3/5
слиток
усадочная раковина
№1 №1
№1
микрошлиф
литой латуни
литейная форма
(изложница)
№2
микрошлиф
литой латуни
после гомогенизации
№1
б)б
в) в
аа)
Рис.24.
Приготовление
образцаобразца
литой литой
-латуни
и гомогенизированРис.
4.24. Приготовление
-латуни
ной после литья.
и гомогенезированной после литья
3. Приготовление образца пластически деформированной латуни
производится прокаткой части слитка № 1 в валках или свободной
ковкой (молотком на наковальне), как показано на рис. 4.25. В процессе деформации образец обмеряем, чтобы получить  = 60 %. Полученную пластину № 3 разрезаем поперек на три равных образца. Из образца № 3 приготавливаем шлиф пластически деформированной латуни, два других подвергаем отжигу в муфеле.
поверхность шлифа
в1
в0
в1
3/5
а0
а0
№3
а1
в0 = S0

№3
а1
в1 = S1
S S0  S1

 0,6 ; (60%)
S0
S0
Рис.25. Приготовление образца пластически деформированной
Рис. 4.25. Приготовление образца пластически деформированной -латуни
-латуни.
61
4. Приготовление образцов отожженной латуни после ее пластической деформации осуществляем отжигом в муфеле.
– образец № 4 – по режиму 400 ºС в течение 1 часа;
– образец № 5 – по режиму 800 ºС в течение 1 часа.
Из образцов № 4 и 5 изготавливаем шлифы для микроструктурного анализа (рис. 4.26).
№3
№4
№5
0
Отжиг
Св
Отжигпри
приtt==400
400 °С
течении
1
часа
в течение 1 часа
0
Отжиг
Отжигпри
приt t==800
800 С
°Св
втечении
течение11часа
часа
Рис.
4.26.
Рис.
26.Приготовление
Приготовлениеобразцов
образцовотожженной
отожженной-латуни
-латунипосле
пластической
деформации
после пластической
деформации.
4. СОДЕРЖАНИЕ ПРЕДВАРИТЕЛЬНОГО ОТЧЕТА
1. Номер лабораторной работы, ее название и дата проведения.
2. Цель работы.
3. Начертить технологическую схему приготовления образцов,
используя рис. 4.24–4.26.
4. Нарисовать поле зрения микроскопа (окружность) и рядом
пункты 1—7 для стандартных характеристик шлифа литой -латуни.
Ниже изобразить рис. 1.
5. Нарисовать поле зрения микроскопа и рядом пункты 1—7 для
стандартных характеристик шлифа литой -латуни после гомогенизирующего отжига.
6. Аналогично п.п. 4. и 5. приготовить эскиз для:
– пластически деформированной -латуни ( = 60 %);
– отожженной латуни по режиму 400 ºС, 1 ч после пластической
деформации ( = 60 %);
– отожженной латуни по режиму 800 ºС, 1 ч после пластической
деформации ( = 60 %).
7. Описать методы измерения твердости, их достоинства и недостатки, ниже начертить табл. 4.1 «Твердость -латуни в различных ее
состояниях».
62
8. Оставить место для выводов о типичной структуре -латуни в
каждом ее состоянии и о связи структуры -латуни с ее твердостью.
9. Письменно ответить на контрольные вопросы в порядке их
очередности.
Таблица 4.1
Образец
Показания
Предел
Твердость
прибора
прочДиаметр Символ
Нагрузка
шарика шкалы частные средние НR НВ ности
, Мпа
Литой
Гомогенизированный
Наклепанный
Отпущенный
Отожженный
5. ПОРЯДОК ПРОВЕДЕНИЯ ЛАБОРАТОРНОЙ РАБОТЫ
1. Оформить предварительный отчет и представить его на проверку преподавателю.
2. Приготовить образцы в соответствии с заданием.
3. Проанализировать характер структур:
– литой -латуни – на размер зерен, их форму, ориентацию, форму границ, наличие ликвации в зерне, ее характер;
– литой -латуни после гомогенизирующего отжига – на сохранение или изменение литой структуры;
– пластически деформированной латуни – на форму зерен, их
ориентацию, наличие линий Чернова–Людерса, их положение относительно ориентировки и границ зерен;
– отожженной -латуни при 400 ºС в течение 1 ч после пластической деформации – на изменение структуры в сравнении с пластически деформированным металлом, на наличие новых зерен, на различие травимости деформированных и новых зерен, на положение новых зерен на шлифе;
– отожженной -латуни при 800 ºС в течение 1 ч после пластической деформации – на размер, форму зерен и границ, наличие химической неоднородности, наличие двойников в зернах.
63
Лабораторная работа № 5
МИКРОСТРУКТУРА ОТОЖЖЕННЫХ
УГЛЕРОДИСТЫХСТАЛЕЙ
Цель работы: – знать диаграммы состояний системы “железоцементит”, “железо-углерод”, уметь проводить металлографический
анализ отожженных углеродистых сталей.
Введение
Железоуглеродистые сплавы – стали и чугуны – важнейшие металлические сплавы, применяемые в технике. Диаграмма состояний
железо–углерод, которая рассматривается в данной работе, дает основные представления о строении железоуглеродистых сплавов – технического железа, сталей и чугунов.
Техническим железом называют сплавы железа с углеродом с
содержанием углерода до 0,025 %.
Сталями называются сплавы железа с углеродом с содержанием
углерода менее 0,025 %, но менее 2,14 %.
Чугунаминазывают сплавы железа с углеродом с содержанием
углерода более 2,14 %.
В работе изучается структура технического железа и отожженных
углеродистых сталей с помощью металлографического анализа.
1. ТЕОРЕТИЧЕСКИЕ СВЕДЕНИЯ
1.1. Свойства компонентов системы железо–углерод
Тип диаграммы зависит от природы компонентов и от характера
взаимодействия между компонентами.
Железо – полиморфный металл серебристо-белого цвета с температурой плавления 1539 ºС, может существовать в двух модификациях: -железо (Fe) с объемно центрированной кубической решеткой
(о.ц.к.), -железо (Fe) c гранецентрированной кубической решеткой
(г.ц.к).
-железо существует в интервале температур от 910 до 1392 ºС.
Эти температуры являются критическими точками железа, их обозначают буквами А3 и А4. Критическая точка А3 отвечает температуре
911 ºС, при которой при нагревании железа о.ц.к. решетка перестраи64
вается в г.ц.к. по реакции FeFe, а при охлаждении происходит
превращение в обратном направлении.
Критическая точка А4 соответствует температуре 1392 ºС, когда
-железо преобразуется в -железо (иногда, чтобы отличить железо с
о.ц.к. решеткой, существующей при высоких температурах, выше
1392 0С, вводят обозначение -железо (Fe)) по реакции FeFe.
Кривая охлаждения железа приведена на рис. 5.1. На ней отмечается еще одна критическая точка при 768 ºС, соответствующая магнитному превращению, т. е. переходу из ферромагнитного в парамагнитное состояние. Эту точку называют точкой Кюри и обозначают А2.
1392
0
Fe (Fe)
Fe
0
Температура, С
1200
Жидкий сплав
0
немагнитно
1400
1539
1000
911
800
0
768
0
600
Fe
400
200
магнитно
1600
Время
Рис.1.
охлаждения
железа.
Рис. Кривая
5.1. Кривая
охлаждения
железа
Углерод – полиморфный неметалл с температурой плавления
3500 ºС, имеет две аллотропические формы: графит и алмаз. Графит
является устойчивой в обычных условиях аллотропической формой.
Алмаз получают при высоких давлениях и температурах.
При взаимодействии железа с углеродом в сплавах углерод может
растворяться в решетках железа по механизму внедрения, т. е. внедряться в межузловые пространства, а также образовывать соединения
Fe3C, Fe2C и др.
65
Соединение Fe3C содержит наименьшую концентрацию углерода
(6,67 % С) по сравнению с другими соединениями, поэтому можно
рассматривать часть диаграммы от железа до соединения Fe3C как самостоятельную диаграмму.
1.2. Диаграмма состояния железо–цементит (Fe–Fe3C)
Общие сведения о диаграмме
Система железо–цементит не является полностью стабильной, так
как карбид железа Fe3C при определенных условиях нагрева неустойчив и распадается с образованием свободного углерода – графита.
Следовательно, система железо–цементит, в которой возможен необратимый распад цементита, является метастабильной. Превращения,
совершающиеся в равновесной (стабильной) системе, всегда полностью обратимы. Если при нагреве цементит диссоциирует на железо и
графит, то при охлаждении превращение должно совершаться в обратном направлении, что в действительности не происходит.
Диаграмма железо–цементит, изображенная на рис. 5.2 сплошными линиями, характеризует состояния железоуглеродистых сплавов
– сталей и белых чугунов с концентрацией углерода от 0 до 6,67 %.
Вертикальная шкала на оси концентраций соответствует содержанию
углерода, а - цементита. Концентрация 6,67 % С соответствует содержанию углерода в карбиде железа Fe3C.
Основные точки диаграммы состояния железо–цементит обозначены латинскими буквами, общепринятыми в международной практике. Координаты основных точек диаграммы состояния железо–
цементит и их буквенные обозначения приведены в таблице 5.1.
Таблица 5.1
Координаты основных точек диаграммы состояния
железо–цементит
Обозначение Темпе- Концентра- Обозначение
точки на
ратура, ция углерода,
точки на
диаграмме
ºС
%
диаграмме
A
1539
0
D
B
1499
0,5
G
H
1499
0,1
P
J
1499
0,16
S
N
1392
0
K
E
1147
2,14
Q
C
1147
4,3
L
F
1147
6,67
66
Темпе- Концентраратура, ция углерода,
ºС
%
1500
6,67
911
0
727
0,025
727
0,8
727
6,67
600
0,006
600
6,67
600
700
800
900
1000
1100
1200
1300
1400
Q
0
M
G
P
N 1392
А
Н
J
10
O
S
1
Аустенит
В
20
Цементит
+ перлит
2
30
Аустенит +
цементит
(вторичный)
E
Жидкость +
аустенит
1153
40
3
50
727
Перлит + цементит
+ ледебурит
738
Аустенит + цементит
+ ледебурит
1147
60
4
C
Жидкость
4,3
70
5
80
7% C
100% Fe3C
90
K
F
6
Цементит + ледебурит
Цементит +
ледебурит
Жидкость +
цементит
(первичный)
D
- стабильная.
штриховые
линии -–метастабильная;
Сплошныелинии
состояния
железо-углерод.
Рис.2. Диаграмма
Рис. 5.2. Диаграмма
метастабильная;
– стабильная
Сплошные
состояния
штриховые
железо–углерод.
Феррит +
перлит
Феррит +
цементит
(третичный)
Феррит
Аустенит
+ феррит
Феррит
Феррит
+ аустенит
1500
Эвтектика (ледебурит)
Жидкость
+ феррит
Перлит
67
Фазы в системе Fe3C
Согласно диаграмме состояния Fe–Fe3C в железоуглеродистых
сплавах образуются следующие фазы: жидкий раствор (расплав) углерода в железе (ж), феррит, аустенит, цементит.
Феррит – твердый раствор углерода в -железе. Кристаллическая решетка феррита – объемно-центрированный куб. Различают
низкотемпературный и высокотемпературный феррит в соответствии
с существованием низкотемпературной (Fe) и высокотемпературной
(Fe) модификаций железа с о.ц.к. решеткой. Феррит представляет собой твердый раствор внедрения. Атомы углерода располагаются в
кристаллической решетке Fe между атомами железа в межатомных
порах решетки.
Феррит мягок и пластичен, он имеет следующие механические
свойства: в = 250 МПа, 0,2 = 120 МПа,  = 50 %,  = 80 %, НВ = 80.
Так же как и Fe феррит магнитен до 768 ºС. Обозначают низкотемпературный феррит буквами Ф,  или Fe(С), а высокотемпературный феррит – Ф,  или Fe(С).
Аустенит – твердый раствор внедрения углерода в -железе.
Кристаллическая решетка аустенита – гранецентрированный куб.
Аустенит, так же как Fe, немагнитен, обладает меньшим удельным
объемом, чем феррит. Аустенит пластичен ( = 40–50 %), имеет твердость НВ = 160–200. Обозначают аустенит А, , или Fe(С).
Цементит – химическое соединение железа с углеродом – карбид железа Fe3C, содержит 6,67 % С. Цементит имеет сложную
кристаллическую решетку. Особенностью цементита является его
исключительно высокая т вердость (HV=1000, цементит легко царапает стекло) и хрупкость. Температура плавления цементита точно
не установлена, так как при температурах ниже температуры плавления цементит распадается на железо и графит. Условно температуру плавления цементита принимают около 1500 ºС. Обозначают
цементит Ц или Fe3С.
Полиморфные превращения в системе Fe–Fe3C
При нагревании чистого железа до точки G фазовое превращение
FeFe происходит при постоянной температуре 911 ºС, а превращение FeFe – при температуре 1392 ºС (точка N). Так как система
нонвариантна, то:
68
С = К – Ф + 1 = 1 – 2 + 1 = 0,
а кривая нагревания имеет вид, показанный на рис. 5.3.
Превращения Fe(С)Fe(С) и Fe(С)Fe(С) протекают не при постоянной температуре, а в интервале температур, так как система
двухкомпонентная и в соответствии с правилом фаз – моновариантная: С = К – Ф + 1 = 2 – 2 + 1 = 1. Кривые нагревания двух сплавов с
различным содержанием углерода приведены на рис. 5.3.
0
T, C

Fe

A4
A4
Fe
 A3




1392

A3
Fe
A4 A4
A4
J

Fe
911
II H

Fe


I
II-II T, C

A4

Fe
G FeFe
911
A3


FeFe
N
1392
0
I-I
Fe
A3
A3 A
3
S
 


P

Рис.3.
Кривые
нагревания
чистого
железа, и
Рис. 5.3.
Кривые
нагревания
чистого
железоуглеродистых
сплавов
с
содержанием
железа и железоуглеродистых сплавов
углерода
С1 и С2, гдеуглерода
% С1 < %СС2.и С ,
с содержанием
1
2
I II % C
Рис.4.
Железный
Рис. 5.4. Железный
угол
угол
диаграммы
диаграммы состояния
состояния
Fе–Fе СFe-Fe3C.
3
где % С1< % С2
На рис. 5.4 изображена часть диаграммы состояния Fe–Fe3C, расположенная около оси чистого железа (железный угол диаграммы) и
построенная по кривым охлаждения, изображенным на рис. 5.3. Отсюда видно, что углерод, растворяющийся в кристаллических решетках  и -железа, изменяет температуры полиморфных превращений
железа А3 и А4 так, что температурный интервал существования фазы увеличивается, а  и -фаз уменьшается. При более высоком содержании углерод уменьшает температурный интервал равновесного
существования -фазы.
69
Характеристика отдельных точек и линий диаграммы
состояния Fe–Fe3C
На диаграмме состояния Fe–Fe3C точка А (1539 ºС) соответствует
температуре плавления чистого железа, точка D (1500 ºС) – температуре плавления цементита. Точка N (1392 ºС) отвечает температуре
полиморфного превращения FeFe, точка G (911 ºС) – температуре
полиморфного превращения FeFe.
Верхний левый угол диаграммы состояния Fe–Fe3C соответствует диаграмме перитектического типа. Здесь линия АВ – ликвидус
и АН – солидус показывают температуру начала и конца кристаллизации жидких сплавов с образованием высокотемпературного феррита.
При температуре 1499 ºС, отвечающей линии HJB, протекает перитектическое превращение по реакции
LВ + ФН АJ,
где точка В – точка перитектического превращения.
Правая верхняя часть диаграммы состояния Fe–Fe3C соответствует диаграмме эвтектического типа. Линии ВС (ликвидус) и JE (солидус) указывают температуры начала и конца кристаллизации жидких
сплавов соответствующего состава с образованием кристаллов аустенита. Линия CD отвечает температурам начала кристаллизации жидких сплавов с образованием кристаллов цементита. Линия ECF – эвтектическая горизонталь, соответствует температуре 1147 ºС, при которой протекает эвтектическое превращение в сплавах по реакции
LCAЕ + Ц,
где С – точка эвтектического превращения.
В нижней части диаграммы состояния Fe–Fe3C имеется эвтектоидное превращение при температуре 727 ºС по реакции
АS ФР + Ц,
соответствующей эвтектоидной горизонтали PSK. Точка S – эвтектоидная точка.
Линии NH и NJ отвечают температурам полиморфного превращения высокотемпературного феррита в аустенит при охлаждении и
70
аустенита в феррит при нагревании сплавов. Линии GS и GP соответствуют температурам начала и конца полиморфного превращения
аустенита в феррит при охлаждении и феррита в аустенит при нагревании сплавов. Линия SE называется сольвусомаустенита – линия
предельной растворимости углерода в -железе (определяет предельную концентрацию углерода в аустените). Линия PQ называется сольвусом феррита – линия предельной растворимости углерода в железе.
Температуры наиболее важных превращений в железоуглеродистых сплавах или критические точки обозначают буквой А с соответствующими индексами.
Линия диаграммы
Критическая точка
PSK
А1
GS
А3
SE
Аст
NJ
А4
Линия МО показывает температуру начала превращения феррита из магнитного в немагнитное состояние (768 ºС). Это превращение
не связано с перекристаллизацией и не относится к разряду фазовых
превращений. Температура магнитного превращения обозначается
точкой А2.
Левая нижняя часть диаграммы состояния Fe–Fe3C
Левая нижняя часть диаграммы (стальная часть), представленная
на рис. 5.5, характерна тем, что здесь происходит эвтектоидное превращение (727 ºС, эвтектоидная линия PSK).
Превращение заключается в распаде твердого раствора – аустенита состава точки S (0,8 % С) на смесь двух фаз: феррита, состав которого отвечает точке Р (0,025 % С) и цементита Fe3C (точка К, 6,67 %
С) по реакции:
А0,8 Ф0,025 + Ц.
Точка S (0,8% С) называется эвтектоидной точкой.
Получающаяся при распаде твердого раствора смесь кристаллов новых фаз называется эвтектоидом (в отличие от смеси, образующейся при кристаллизации жидкого раствора и называемой эвтектикой). В железоуглеродистых сплавах эвтектоидную смесь (Ф
+ Ц) называют перлитом. Перлит, получающийся в обычных услови71
ях охлаждения, имеет пластинчатое строение. Перлит обычно обозначают буквой П.
0
Т, С
II
I
G
911
А3
1
А
Ф
Р
727
2 Ф + ЦIII
А1
А + ЦII
S
А1
П + ЦII
Ф+П
I
II
Fe
0,006 0,02 0,45
Е
АСТ
А3
А+Ф
1147
IV
III
III
0,8
IV
C, % 1,2
2,14
Рис.6. Левая нижняя часть диаграммы состояния Fe-Fe 3C.
Рис. 5.5. Левая нижняя часть диаграммы состояния Fе–Fе3С
На диаграмме выше эвтектоидной линии имеются области разного фазового состава, поэтому в сплавах при охлаждении образуется
разная структура и стали классифицируют по структуре в зависимости
от содержания углерода: сталь с содержанием углерода 0,8 % называют эвтектоидной, с содержанием углерода до 0,8 % – доэвтектоидной, с содержанием углерода 0,8  2,14 % – заэвтектоидной.
Рассмотрим превращения, происходящие в сталях при медленном
охлаждении из аустенитной области. Составы наиболее характерных
сплавов показаны на диаграмме (рис. 5.5).
Сплав I-I (менее 0,025 % С) – техническое железо
До температуры А3 сплав находится в аустенитном состоянии, состоит из зерен аустенита. В интервале температур А3–t1 происходит
перекристаллизация аустенита в феррит. При температуре t1 этот
72
процесс заканчивается и в интервале температур t1–t2 сплав состоит
только из зерен феррита.
Выше температуры t2 феррит представляет собой ненасыщенный
твердый раствор углерода в -железе. При температуре t2 этот твердый раствор становится насыщенным углеродом. При температуре
ниже t2 (точка t2 находится на линии PQ) твердый раствор становится
пересыщенным углеродом. Поэтому из феррита в температурном интервале t2 – tкомн выделяются атомы углерода, которые образуют фазу,
богатую углеродом – цементит.
Цементит, выделяющийся из феррита в результате уменьшения
растворимости в нем углерода, называется третичным цементитом, его обозначают ЦIII. В условиях полного равновесия, к концу
охлаждения, в феррите остается 0,006 % углерода (точка Q на диаграмме состояния Fe-Fe3C).
Максимальное количество третичного цементита выделяется в
сплаве с 0,025 % С. Относительное количество выделяющегося в этом
сплаве цементита можно определить, используя правило отрезков.
КонодаQL длиной 6,67–0,006 = 6,664 единиц разделена на отрезки
длиной 0,025–0,006 = 0,019 единиц и 6,67–0,25 = 6,65 единиц. Относительное количество третичного цементита определяется соотношением 0,019/6,664  0,002  0,2 %. Расчеты показывают, что относительное количество третичного цементита, который может выделиться
из феррита, очень мало.
Третичный цементит выделяется по границам зерен феррита
(рис. 5.6). Эти выделения уменьшают пластические свойства низкоуглеродистого сплава, особенно его склонность к холодной штамповке.
73
Рис. 5.6. Микроструктура сплава с содержанием углерода менее 0,025 %
Таким образом, структура низкоуглеродистых сплавов (до
0,025 % С) состоит из феррита (при содержании углерода менее
0,006 %) и третичного цементита Ф + ЦIII.
В условиях ускоренного охлаждения выделение третичного цементита задерживается, и он может совсем не выделяться.
Сплав II-II – доэвтектоидная сталь
До температуры критической точки А3 сталь находится в аустенитном состоянии. В интервале температур А3–А1 происходит превращение аустенита в феррит. Но феррит содержит очень мало углерода, поэтому перекристаллизация аустенита в феррит сопровождается перемещением углерода в объемы, еще занятые аустенитом, и
аустенит обогащается углеродом.
Изменение концентрации углерода в аустените показано на диаграмме линией GS. По мере понижения температуры количество феррита увеличивается, количество аустенита уменьшается.
По достижении температуры А1 (727 ºС) оставшийся аустенит с
содержанием углерода 0,8 % (точка S) распадается с образованием
эвтектоида (Ф + Ц), т. е. перлита (П) по реакции:
А0,8 Ф0,025 + Ц.
После завершения эвтектоидного превращения структура стали
складывается из двух составляющих: феррита и перлита. При дальнейшем охлаждении растворимость углерода в феррите уменьшается
по линии PQ. Из феррита выделяется третичный цементит. При ком74
натной температуре структура стали состоит из феррита, перлита и
третичного цементита или Ф + П (Ф + Ц) + ЦIII.
Как видно из диаграммы, аналогичные превращения происходят и
в любой другой доэвтектоидной стали при ее охлаждении, следовательно, структура любой доэвтектоидной стали состоит из феррита,
перлита и цементита третичного. С увеличением содержания углерода
в стали количество ферритной составляющей уменьшается, количество перлита увеличивается. Количество цементита третичного незначительно и его можно в структуре не учитывать.
Сплав III-III – эвтектоидная сталь
До температуры критической точки А1 (727 ºС) сталь находится в
аустенитном состоянии. При этой температуре в стали происходит
эвтектоидное превращение аустенита в ферритно-цементитную смесь,
т. е. в перлит по реакции:
А0,8 Ф0,025 +Ц.
Выделяющийся из феррита при дальнейшем охлаждении третичный цементит в структуре стали виден не будет, так как он присоединяется к цементиту, входящему в перлит.
Таким образом, после полного охлаждения структура стали
с содержанием углерода 0,8 % будет состоять только из перлита
П (Ф + Ц).
Сплав IV-IV – заэвтектоидная сталь
Она находится в аустенитном состоянии до температуры критической точки Аст. При этой температуре аустенит оказывается предельно насыщенным углеродом. При дальнейшем охлаждении содержание углерода в аустените уменьшается по линии ES. При этом
в интервале температур критических точек Аст–А1 из аустенита выделяется углерод, который образует вторичный цементит (его обозначают ЦII). Аустенит обедняется углеродом до концентрации 0,8 % С и
при температуре критической точки А1 (727 ºС) претерпевает эвтектоидное превращение по реакции:
А0,8 Ф0,025 + Ц.
По окончании этого превращения структура стали складывается
из двух составляющих: цементита вторичного и перлита или ЦII + П
(Ф + Ц). При дальнейшем охлаждении структура стали не изменяется.
75
Такую же структуру будет иметь любая заэвтектоидная сталь. С увеличением содержания углерода количество вторичного цементита в
стали увеличивается. Максимальное количество вторичного цементита в заэвтектоидной стали с 2,14 % С составляет 20 %.
Таким образом, после полного охлаждения в равновесных условиях стали будут иметь следующую структуру:
– доэвтектоидная сталь – феррит + перлит или Ф + П;
– эвтектоидная сталь – прелит или П;
– заэвтектоидная сталь – цементит вторичный + перлит или
ЦII + П.
Эвтектоидное превращение в стали
Рассмотрим подробнее процесс образования перлита в стали.
Перлит является продуктом эвтектоидного превращения аустенита. В
результате эвтектоидного превращения образуются две фазы, которые
резко отличаются по составу от исходной фазы (аустенита): феррит
содержит 0,025 % С, концентрация углерода в цементите 6,67 %, тогда
как в аустените содержится 0,8 % С. Значит, по мере развития эвтектоидного превращения должно пройти перераспределение атомов углерода, который содержится в аустените, между ферритом и цементитом. Следовательно, эвтектоидное превращение – это диффузионное
преврашение.
Эвтектоидное превращение имеет общие черты с эвтектическим,
хотя в отличие от эвтектического оно совершается в твердом состоянии. Эвтектоидноепреврашение подчиняется общим законам кристаллизации и происходит путем образования центров кристаллизации
феррита и цементита и роста кристаллов этих фаз.
Облегчающим условием образования центров кристаллизации
феррита и цементита при эвтектоидном превращении является наличие в исходной фазе (аустените) концентрационных неоднородностей
(флуктуаций) в распределении углерода.
Как и в случае эвтектической кристаллизации при эвтектоидном
превращении центры кристаллизации феррита и цементита возникают
неодновременно, одна из фаз является ведущей.
В условиях, близких к равновесным, т.е. при медленном охлаждении стали, ведущей фазой при эвтектоидном превращении является
цементит. Центры цементита возникают преимущественно у границ
аустенитных зерен и растут в форме тонких пластин в глубь зерен
(рис. 5.7).
76
цементит
новый
зародыш
цементита
феррит
цементит
а
б
г
в
д
Рис.8. Схема
перлита. перлита
Рис. образования
5.7. Схема образования
Для роста центра кристаллизации цементита требуется диффузия
к нему углерода из соседних участков аустенита. В результате аустенит, окружающий пластинку цементита, обедняется углеродом и создаются условия для его перекристаллизации в феррит. И тогда по обе
стороны цементитной пластинки возникают и растут пластинки феррита (рис. 5.7б,в). Рост ферритной пластинки приводит к вытеснению
углерода в соседние участки аустенита, и на этих участках из него выделяется цементит. Попеременное образование пластин феррита и цементита сопровождается продольным ростом этих пластин и приводит
к формированию перлитной колонии с одинаково ориентированными
пластинками феррита и цементита. Перлитную колонию называют
также перлитным зерном. Поверхность перлитного зерна сама становится границей, от которой начинается формирование другого перлитного зерна (рис.7г). Таким образом, в пределах одного аустенитного зерна могут образоваться несколько перлитных зерен (рис. 5.7д).
Толщина пластин феррита и цементита в перлите не одинакова.
Пластинки феррита в среднем в 7,5 раз толще пластинок цементита.
Количественное соотношение феррита и цементита в перлите
может быть определено по правилу отрезков:
QФ SK 6,67  0,8


 7,5 ,
QЦ SP 0,8  0,025 
где QФ – количество феррита;
QЦ – количество цементита.
Важной характеристикой перлита служит межпластиночное расстояние. Оно равно суммарной толщине соседних пластин феррита и
77
цементита или расстоянию между ближайшими пластинками одной из
фаз. В условиях медленного охлаждения образуется крупнопластинчатый перлит с межпластиночным расстоянием  1–0,5 мкм. При
ускоренном охлаждении образуется более тонкопластинчатый перлит.
Пластинки феррита и цементита в таком перлите можно увидеть только под электронным микроскопом. С уменьшением толщины пластин
перлита увеличиваются твердость и прочность стали. Изменяя скорость охлаждения, можно получить перлит разной дисперсности и,
таким образом, регулировать свойства стали.
2. КОНТРОЛЬНЫЕ ВОПРОСЫ
1. Какие сплавы с системе железо–углерод называют углеродистыми сталями, а какие техническим железом?
2. Как влияет содержание углерода на температуру полиморфных
превращений железоуглеродистых сплавов?
3. Как классифицируют стали по структурным составляющим
(феррит, перлит, цементит) и как эта классификация связана с содержанием углерода (0,025 %, 0,8 %, 2,14 %)?
4. Написать максимальную концентрацию углерода и соответствующую температуру в насыщенных растворах углерода:
а) в феррите (Fe(С)),
б) в аустените (Fe(С)).
5. Назвать структурные составляющие, а затем назвать фазы, образующие структуру:
а) технического железа (< 0,025 % С),
б) доэвтектоидной стали,
в) эвтектоидной стали,
г) заэвтектоидной стали.
6. Что такое перлитное превращение (эвтектоидное превращение)
в сталях? Написать реакцию перлитного превращения.
3. СОДЕРЖАНИЕ ПРЕДВАРИТЕЛЬНОГО ОТЧЕТА
1. Название лабораторной работы и дата ее проведения.
2. Нарисовать диаграмму состояния железо–углерод, отметив фазы внутри областей, разделенных линиями фазовых превращений.
3. Нарисовать левую нижнюю часть диаграммы состояния железо–углерод, отметив структурные составляющие внутри областей,
78
разделенных линиями фазовых превращений и вертикальными линиями, соответствующими составам: 0,02 % С, 0,8 % С, 2,14 % С.
4. Нарисовать кривую охлаждения сплава, содержащего менее
0,02 % С. Нарисовать поле зрения микроскопа для изображения микроструктуры этого сплава и рядом п. 1–7 для стандартных характеристик сплава (1 – название изучаемого металла, 2 – марку, 3 – химический состав, 4 – структурные составляющие, 5 – фазы, 6 – состояние
металла, 7 – увеличение микроскопа).
5. Нарисовать кривую охлаждения доэвтектоидной стали. Нарисовать поле зрения микроскопа для изображения микроструктуры этого сплава и рядом п. 1–7 для стандартных характеристик сплава.
6. Нарисовать кривую охлаждения эвтектоидной стали. Нарисовать поле зрения микроскопа для изображения микроструктуры этого
сплава и рядом п. 1–7 для стандартных характеристик сплава.
7. Нарисовать кривую охлаждения заэвтектоидной стали. Нарисовать поле зрения микроскопа для изображения микроструктуры этого
сплава и рядом п. 1–7 для стандартных характеристик сплава.
8. Письменно ответить на контрольные вопросы.
4. ПОРЯДОК ВЫПОЛНЕНИЯ РАБОТЫ
1. Представить на проверку предварительный отчет.
2. Просмотреть под микроскопом шлифы отожженных образцов:
железо Армко, стали 45, стали У8, стали У12.
3. Зарисовать их микроструктуру, указав 7 стандартных характеристик сплава.
4. На всех кривых охлаждения указать температуры критических
точек, определив их по диаграмме состояния.
5. Пользуясь правилом отрезков, рассчитать массовые доли структурных составляющих в доэвтектоидной и заэвтектоидной сталях при
комнатной температуре.
6. Представить отчет на проверку.
79
Оглавление
Порядок выполнения лабораторных работ .......................................
3
Лабораторная работа № 1. Техника микроструктурного
анализа ..........................................................................................................
4
Лабораторная работа № 2. Количественная металлография ........
4
Лабораторная работа № 3. Термический анализ для построения диаграммы состояния системы «свинец–сурьма» ...................
26
Лабораторная работа № 4. Влияние состояния сплава на
его структуру и свойства ............................................................................
39
Лабораторная работа № 5. Микроструктура отожженных
углеродистых сталей ...................................................................................
64
80