Бунин К.П., Баранов А.А. Металлография

Подождите немного. Документ загружается.

Большое влияние на эвтектическое превращение в белых

чугу-

нах оказывает фосфор. Он усиливает тенденцию к раздельной

кристаллизации

аустенита и цементита без взаимного прораста-

ния,

так что формирование ледебурита затрудняется. Это можно

объяснить малой растворимостью фосфора в твердых эвтектиче-

ских фазах. При выделении цементита окружающая его жидкость

сильно

обогащается фосфором, что препятствует образованию

здесь аустенита. Он зарождается вдали от цементита, и эти эвтек-

тические фазы

растут

затем раздельно, не прорастая одна в

другую.

Рис.

116. Схема формирования эвтектической колонии в высокохроми-

стом

чугуне

Марганец при небольших добавках не оказывает заметного

влияния

на

структуру

белого

чугуна.

При наличии марганца

цементит становится легированным (Fe,

Mn)

На строении

ледебурита это не отражается.

Такие

примеси, как хром, вольфрам и молибден, также

могут

растворяться в цементите и при небольшом содержании мало

влияют на

структуру

белых чугунов. Если добавки этих элементов

велики

и образуются карбиды, отличные от цементита,

структура

белого

чугуна

сильно меняется. В качестве примера приведем

структуры хромистого и вольфрамового чугунов. При концентра-

ции

хрома, превышающих 10%, в

чугунах

образуется карбид

(Cr,

Fe),C

характеризующийся тригональной структурой. Пер-

вичные кристаллы этого карбида имеют карандашную форму.

Наибольший

вектор скорости роста их совпадает с тригональной

осью, и они

растут

в виде длинных (дитригональных) призм

(рис.

116). Колонии эвтектики в хромистом

чугуне

формируются

на

базе кристаллов карбида и, подобно

ледебуриту,

представляют

собой взаимно проросшие кристаллы карбида и аустенита. В этом

случае, однако, колонии имеют вид не пластин, а конусов. В про-

цессе роста базовый карбидный стержень и его ветви расчленяются,

а аустенит кристаллизуется

между

ветвями карбидного скелета.

Добавки вольфрама сначала способствуют формированию

структур

грубого

конгломерата. При больших добавках вольф-

221

рама, когда становится возможным образование карбида (Fe, W)

имеющего сложную кубическую решетку, вид первичных кристал-

лов и эвтектики сильно меняется. Первичный карбид в этом

случае

Рис.

117. Структура чугуна с

высоким

содержанием

вольфрама

растет в виде правильных октаэдров с характерными для них

ответвлениями (рис. 117, а). Такую же форму приобретают и коло-

нии

А + (Fe, W)

C, имеющие в своей основе проросший аусте-

нитом

кристалл карбида (рис. 117, б).

КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ ПОЛОВИНЧАТЫХ ЧУГУНОВ

СТРУКТУРА ОТБЕЛЕННЫХ

ОТЛИВОК

До сих пор рассматривалось затвердевание

чугуна

в таких

условиях, когда высокоуглеродистая фаза кристаллизовалась

либо в виде графита (замедленное охлаждение), либо в виде

цементита (ускоренное охлаждение). Если

чугуны

затвердевают

при

средних скоростях охлаждения, возможно образование обеих

высокоуглеродистых фаз (Ж

—>

А + Г + Ц).

При

анализе микроскопической картины формирования таких

половинчатых

структур

воспользуемся диаграммой состояния

с двойными линиями (рис. 118). Рассмотрим кристаллизацию поло-

222

винчатого

чугуна

на

примере заэвтектического модифицирован-

ного расплава.

интервале температур

—Т

термодинамически

возможно лишь выделение первичного графита.

При

температурах

—Т

может выделяться

первичный цементит. Если скорость

охлаждения расплава обеспечивает кристаллизацию обеих этих

фаз,

структура

половинчатого

чугуна

приобретает

вид,

показан-

ный

на рис. 119, а. В

этом

случае

первичная высокоуглеродистая

фаза

выделилась частично

виде графита

частично

виде цемен-

тита. Эвтектическая

же

кристаллизация происходила

образо-

ванием

ледебурита. Если замедлить охлаждение

избежать

выделения первичного цементита,

то

половинчатые структуры

могут

приобрести

вид,

иллюстрируемый

рис. 119, б.

Здесь сферо-

кристаллы первичного графита залегают

ледебурите. Если

охлаждение заэвтектического расплава

еще

больше замедлить,

то выделение графита происходит частично

и во

время эвтектиче-

ской

кристаллизации.

этом

случае

часть жидкости распадается

на

аустенит

графит,

часть переходит

ледебурит

(рис. 119, в).

В доэвтектических

чугунах

половинчатые структуры форми-

руются лишь

при

эвтектической кристаллизации.

интервале

То—Т

выделяется первичный аустенит.

При

температурах

ин-

тервала

—Т

термодинамически возможен лишь распад

—>

А + Г. При

этом формируются колонии

А + Г

эвтектики.

При

температурах ниже

термодинамически возможен

распад

—•

Л + Ц, в

результате

которого начинают расти колонии

ледебурита.

На рис. 119, г

показан один

из

этапов такого двой-

ного распада, зафиксированный закалкой

чугуна:

при

охлажде-

нии

воде остаток жидкости перешел

тончайшую цементитную

эвтектику.

В эвтектических

чугунах

половинчатая

структура

также

формируется

результате

роста колоний

А + Г и А + Ц

эвтек-

тики

(рис. 119, д).

Отбеленные отливки имеют макроскопически неоднородную

структуру.

нормально отбеленной отливке ускоренно

охлажда-

вшаяся

наружная зона имеет

структуру

белого

чугуна

(рис. 119, е,

слева); медленно охлажденная внутренняя часть

—

структуру

серого

чугуна

(справа); зона, кристаллизовавшаяся

при

средних

скоростях охлаждения,

—

половинчатую

структуру.

Скорость

охлаждения, соответствующую границе

между

белой

половин-

чатой зонами, называют верхней критической скоростью отбели-

вания.

Это —

минимальная скорость охлаждения, необходимая

для полного подавления выделения графита. Скорость охлажде-

ния,

соответствующая границе

между

половинчатой

серой частью

отливки,

называют нижней критической скоростью отбеливания.

Это

—

минимальная скорость охлаждения,

при

которой появ-

ляются первые признаки отбеливания

чугуна.

На

критические

скорости отбеливания влияет состояние расплава (температура,

модифицирование,

химический состав). Такие элементы,

как мар-

223

А'ГШ

•%с

Рис.

118. Участок диа-

граммы состояния Fe—С

сплавов с двойными ли-

ниями

'MJ

Рис.

119.

Структура

половинчатого

чугуна,

модифицированного маг-

нием

(а—в, X 300), немодифицированного (г, б, X 300) и макрострук-

тура

отбеленной отливки (е, Х0,5)

224

ганец,

молибден, олово, хром, ванадий и сера уменьшают крити-

ческие скорости отбеливания. Медь, кобальт, никель, алюминий,

кремний

углерод

— увеличивают эти скорости.

В некоторых случаях отбеливаются внутренние области чу-

гунных отливок. Такой отбел называют обратным, и он получается

результате

либо ликвации примесей, либо ускорения охлажде-

ния

небольших остатков эвтектической жидкости, что оказывается

возможным на последних этапах затвердевания центральных

областей отливки.

ЛИТЕРАТУРА

о г а ч е в И. Н. Металлография

чугуна.

Металлургиздат, 1962.

Бунин

К- П. и др. Основы металлографии

чугуна.

Изд-во

«Металлургия»,

1969.

Гиршович Н. Г. Кристаллизация и свойства

чугуна

в отливках. Изд-во

«Машиностроение», 1966.

Голиков И. Н. Дендритная ликвация в стали. Металлургиздат, 1958.

Глава

СТРУКТУРНЫЕ

ИЗМЕНЕНИЯ

СТАЛЯХ

ЧУГУНАХ

ПОСЛЕ

ЗАТВЕРДЕВАНИЯ

Изменение

структуры сталей

чугунов

после затвердевания

обусловлены полиморфизмом железа, изменением растворимости

углерода,

графитизацией цементита. Изменяя температуры

и ско-

рости нагрева

охлаждения, можно влиять

на

структуру

свой-

ства железных сплавов,

что

широко используют

при

термической

обработке.

ПОЛИМОРФНЫЕ

ПРЕВРАЩЕНИЯ

ЖЕЛЕЗНЫХ СПЛАВАХ

Выше указывалось,

что при

нормальном давлении железо

может находиться

трех

модификациях:

а, у и б.

Зависимость

термодинамического потенциала этих модификаций

от

температуры

а-Ге\

/-/

9/0'

Оик

'Fe

~е

| д-Fe

/400°С~^'

0.130

0.125

•—

/ ^7

soo

/000

1500

t'C

Рис.

120.

Влияние температуры

на

термодинамический потенциал

(а) и

удельный

объем

(б)

железа

показана

на рис. 120, а. С

изменением температуры железо

и его

сплавы испытывают полиморфные превращения.

Превращения

б^-у

происходят

при

высоких температурах.

При

нормальном давлении

обе

модификации имеют одинаковый

термодинамический потенциал

при 1400° С.

Охлаждение

до тем-

ператур ниже

1400° С

вызывает нормальное полиморфное превра-

щение,

происходящее вследствие индивидуальных переходов

ато-

мов

от б (о. ц. к.) к у (г. ц. к.)

модификации.

увеличением переохлаждения образуется больше зародышей

структура

железа становится мелкозернистой.

результате

226

рекристаллизации зерна у-модификации

могут

укрупняться.

При

содержаниях

углерода

<0,1%

превращение

—>

начи-

нается

при

охлаждении

до

температур ниже линии

HN.

Напри-

мер,

сплаве

/ (см. рис. 105) оно

проходит

интервале

—Т

сопровождается перераспределением

углерода

между

ферритом

аустенитом: состав

их по

мере превращения изменяется

соот-

ветствии

наклоном линий

JN.

В сталях интервала

—С

переход

—>

начинается

при

перитектическом превращении

(Ж

6Ф

—» Aj). Он

приводит

Рис.

121. Структура аустенита

(а) и

феррита (б),

Х200

образованию обогащенного углеродом у-раствора. Поскольку

содержание

углерода

феррите

при

перитектической кристалли-

зации

почти

не

изменяется, необходимый

для

образования аусте-

нита

углерод

поставляется кристаллизующейся жидкостью.

В ста-

лях состава

полиморфное превращение происходит

и по

окончании

кристаллизации, при охлаждении

интервале темпера-

тур

—Т

(см. рис. 105).

Продолжается

оно и в

сталях интер-

вала

Cj—С

если вследствие ускоренного охлаждения перитекти-

ческая кристаллизация

не

завершилась

сохранился б-феррит.

Микроструктура стали, состоящей

из

кристаллов аустенита,

показана

на рис. 121, а.

При

температурах ниже

910°С

устойчивой вновь становится

о.

ц. к.

упаковка атомов железа (рис.

120, а). Как и при б

—•

у-

превращении,

переход

—>

сопровождается изменением свойств

железа,

частности удельного объема (рис.

120, б). В

зависимости

от степени переохлаждения

—> а-превращение происходит

нор-

мальным

или

сдвиговым путем.

При

нормальном

—>

а-переходе

зародыши

возникают

на

границах зерен

или в

других

дефектных

участках.

Если пере-

охлаждения малы, число зародышей невелико

и по

окончании,

превращения

железо состоит

из

крупных кристаллов феррита

(рис.

121, б). С

увеличением переохлаждения число зародышей

227

растет и получается мелкозернистая структура. При боль-

ших переохлаждениях возможен и сдвиговый у —» а-переход, в ре-

зультате которого образуются пластинчатые и игольчатые

кристаллы феррита. Изменение термодинамического потенциала

при

этом переходе составляет

AZ]£

5040

— 11,1" Ю~

6,45-10~

дж/г-апгом.

В сталях полиморфное превращение

—«•

а происходит в интервале температур. Нормальная переупа-

ковка

атомов начинается при переохлаждении ниже температур

линии

GS и сопровождается перераспределением углерода между

фазами.

Как и при переходе б —»у, превращение у

—»

а ведет

Рис.

122. Участок диаграммы Fe—С сплавов

обогащению аустенита углеродом. В стали, содержащей

угле-

рода меньше С

, полиморфное превращение заканчивается при

охлаждении до температур ниже линии GP, в результате чего

создается однофазная ферритная структура. При охлаждении

сталей интервала

—C

превращение у

—»

а при температурах

ниже Л

дополняется эвтектоидным распадом аустенита, рассма-

триваемым ниже.

Форма,

число и распределение ферритных кристаллов зависят

от многих факторов. Медленное охлаждение мелкозернистой

стали ниже температуры Т

(рис. 122, а) приводит к образованию

изомерных кристаллов феррита (рис. 123, а). Если содержание

углерода в стали повышенное, феррит образуется в основном

на

границах зерен аустенита (рис. 123, б). При ускоренном охла-

ждении стали ферритные кристаллы растут и в объеме аустенитных

зерен.

Поскольку переупаковка атомов при этом связана с диффу-

зионным

перераспределением углерода между фазами, укрупнение

зерен аустенита способствует образованию видманштеттовой

структуры (рис. 123, б). Такая структура часто встречается в ли-

тых и перегретых сталях.

Переход у —> а без перераспределения углерода (бездиффу-

зионное

полиморфное превращение) становится возможным при

228

охлаждении стали состава / ниже температуры Т„ (рис. 122, а),

характеризующей условия равенства термодинамических потен-

циалов у- и а-растворов одинакового состава (кривая Т

). Обра-

зование пересыщенного углеродом а-раствора в обычных условиях

происходит лишь при охлаждении до температур линии М

Для указанного состава стали оно начинается при температуре Т

В этом

случае

полиморфное превращение осуществляется сдвигом

Рис.

123. Различные формы кристаллов феррита, образовавшихся в доэвтектоид-

ной

стали (а—в), X 150 и мартенсита (г),

Х500

не сопровождается изменением состава твердого раствора

(мартенситное превращение). Образующиеся пластины и иглы

мартенсита (см. рис. 123, г) ориентированы в исходном растворе

закономерно:

(011)

||( 111)

и [111 ]

|| [110]

. Небольшие

пластические деформации и нейтронное облучение

могут

вызвать

мартенситное превращение и при температурах в интервале

—М

(см. рис. 122, а).

Мартенситное превращение аустенита обычно происходит не

изотермических условиях, а в интервале температур. При

любой температуре этого интервала в мартенсит превращается

только часть аустенита. При этом скорости зарождения и роста

кристаллов мартенсита настолько велики, что при

всех

известных

скоростях охлаждения, вплоть до 10

град/сек,

задержать превра-

229

щение

не удается. Если охлаждение остановить, то задержи-

вается и мартенситное превращение. По мере охлаждения в ин-

тервале

—Та

образуются новые мартенситные кристаллы

непревращенных участках аустенита. В

результате

вновь воз-

никшие

кристаллы

будут

короче образовавшихся ранее, размеры

которых соизмеримы с поперечником исходного зерна аустенита.

Кривая

(рис. 122, а) характеризует температуры, при которых

заканчивается превращение аустенита в мартенсит при непрерыв-

ном

охлаждении, несмотря на то, что в стали остается небольшое

количество аустенита (5—10%). В сталях, содержащих более

0,6% С, мартенситное превращение заканчивается при отрицатель-

ных температурах (М

<< 0° С). Количество непревращенного

(остаточного) аустенита, наблюдающегося при комнатной тем-

пературе, увеличивается с повышением содержания

углерода.

При

нормальных б —> у и у —>

а-переходах,

как и при мартен-

ситном

превращении, проявляется стабилизирующее влияние

угле-

рода на г. ц. к. упаковку атомов. Влияние

углерода

на изменение

термодинамического потенциала при мартенситном превращении

аустенита можно характеризовать зависимостью

AZ?/

= (1 — С) М1Т — 34,1 • 10

дж/г-атом,

где С — атомная доля

углерода.

Полиморфные

превращения в заэвтектоидных сталях и

чугунах

при

нормальной кинетике происходят лишь во время эвтектоид-

ного превращения. Оно рассматривается ниже. Мартенситное

у —> а-превращение в заэвтектоидных сталях и

чугунах

проис-

ходит

так же, как и в доэвтектоидных сталях.

Помимо

углерода,

на полиморфные превращения железных

сплавов оказывают влияние и

другие

примеси (легирующие и

обычные).

Растворяясь в железе, они изменяют температурный

интервал устойчивости модификаций железа. В зависимости от

характера влияния примесей их можно разделить на две группы.

Первая

из них (Ni, Co, Mn, Cu, N, Pt)

действует

подобно

углероду

расширяет температурный интервал устойчивости г. ц. к. моди-

фикации

(рис. 124, а). Другая группа (Al, Be, Si, V, W, As, Nb,

Sn, Sb, Ti, P, Cr, Zr) этот интервал

сужает

(рис. 124, б). При вы-

соком

содержании некоторых из них (V, W, Si, Cr, P, Ti) область у

полностью выклинивается. В этом

случае

твердые растворы не

испытывают полиморфных превращений при изменении темпера-

туры

от солидуса до комнатной. Легированием железа элементами

первой группы можно получить аустенитную

структуру

и при

комнатной

температуре.

Для характеристики влияния примесей на полиморфизм железа

двойной

диаграммы состояния часто недостаточно. Во многих

случаях имеющиеся в твердом растворе примеси так изменяют

скорости образования зародышей и роста кристаллов новой мо-

дификации,

что равновесие не достигается.

230