Fiona Vat 365 Stvari Koje Sami Možete Da Napravite I Uradite

www.skripta.info UNIVERZITET U BEOGRADU TEHNIČKI FAKULTET U BORU

Desimir Marković

FIZIČKA METALURGIJA 1

Bor, 2013. godine

UVOD Metalurgija se uopšteno može definisati kao nauka o dobijanju i prilagođavanju metala ljudskim potrebama. U zemljinoj kori se nalazi velika količina metala, ali najvećim delom u obliku nepogodnom za direktnu upotrebu. Metali se u prirodi nalaze uglavnom u obliku jedinjenja, kao što su sulfidi, oksidi, karbonati i druga. Zato je prvi korak u prilagođavanju metala ljudskim potrebama njegovo oslobađanje iz tih jedinjenja. Tom oblašću se bavi Ekstraktivna metalurgija. Ali, tehnički čist metal, dobijen postupcima ekstraktivne metalurgije, nije podesan za konačnu upotrebu. Metal treba oblikovati, a tom oblašću se bavi Mehanička metalurgija. Mehanička metalurgija obuhvata brojne procese, kao što su valjanje, presovanje, kovanje, izvlačenje itd, a koji predstavljaju procese plastične prerade metala. Zato je umesto termina Mehanička metalurgija u upotrebi i termin Prerada metala u plastičnom stanju. Mehanička metalurgija je deo opštije naučne discipline, poznate kao Nauka o materijalima, koja obrađuje i metalne i nemetalne materijale. Razlog što je metalurgija u okviru nauke o materijalima odvojena kao posebna nauka je izvanredna važnost metala u tehnici i svakodnevnom životu. Fizička metalurgija predstavlja deo mehaničke metalurgije, koji se bavi proučavanjem građe i svojstava metala i legura i vezom između hemijskog sastava, strukture i svojstava metala i legura, a takođe i zakonitostima promene njihove građe i svojstava pod uticajem spoljašnjih faktora. Deo Mehaničke metalurgije koji se bavi ponašanjem metala tokom prerade u plastičnom stanju naziva se Teorija plastičnosti. Fizička metalurgija je u tesnoj vezi sa Hemijskom metalurgijom (Ekstraktivnom metalurgijom), a posebno sa livenjem metala, formiranjem legura, korozijom i uticajem nečistoća na svojstva metala i legura. Kao samostalna nauka Fizička metalurgija se formirala u XIX veku, na početku pod nazivom „Metalografija“. Termin „Fizička metalurgija“ (engl. Physical Metallurgy, nem. Physikalische Metallurgie, rus. Металловедение) uveden je u Nemačkoj 20-tih godina XX veka, pri čemu je predloženo da se sačuva termin „Metalografija“ (енгл. Metallography, нем. Metallografie, рус. Металлография) samo za nauku o makro- i mikrostrukturi metala i legura. U mnogim državama Fizička metalurgija se i danas naziva Metalografijom. Fizička metalurgija se uslovno deli na teorijsku, koja razmatra opšte zakonitosti građe i procesa koji se odigravaju u metalima i legurama pri različitim tretmanima, i primenjenu (tehničku), koja proučava osnove tehnoloških procesa obrade (termička obrada, livenje, prerada plastičnom deformacijom) i različite klase metalnih materijala. Osnovne oblasti teorijske fizičke metalurgije su: teorija metlnog stanja i fizičkih svojstava metala i legura, kristalizacija, fazne ravnoteže u metalima i legurama, difuzija u metalima i legurama, fazne transformacije u čvrstom stanju, fizička teorija procesa plastične deformacije, ojačavanja, loma i rekristalizacije. Sadržaj teorijske fizičke metalurgije u znatnoj meri je povezan sa fizikom metala i fizikom čvrstog stanja. Teorija metalnog stanja (teorija metala) razmatra metal kao skup elektrona, koji se kreću u periodičnom polju pozitivnih jona. Na osnovu proračuna sila međuatomskih veza ocenjena je teorijska čvrstoća metalnih monokristala, koja je za 100-1000 puta veća od realne. Električni otpor metala se razmatra kao posledica narušavanja idealnog rasporeda atoma u kristalnoj rešetki, uslovljenih vibracijama rešetke, prisustvom statističkih defekata i primesa. U zavisnosti od osobenosti međuatomskih veza nastaju različite faze: uređeni čvrsti rastvori, elektronska jedinjenja, intersticijske faze itd. Razvoj elektronske teorije metala i legura

odigrao je veliku ulogu u sintezi legura sa posebnim fizičkim svojstvima (superprovodnim, magnetnim i drugim). Kristalizacija metala se karakteriše velikim brzinama stvaranja centara kristalizacije i velikom brzinom rasta kristala pri malim pothlađenjima. Građa realnog metalnog odlivka određena je zakonitostima kristalizacije, uslovima odvođenja toplote, a takođe i uticajem primesa. Jedna od važnih oblasti fizičke metalurgije je proučavanje faznih ravnoteža u legurama. Konstruisani su dijagrami stanja za mnoge dvojne, trojne i složenije sisteme i ustanovljene su temperature faznih transformacija. Utvrđeno je da pri određenim uslovima (na primer brzom hlađenju) mogu nastati metastabilne faze, kao što su martenzit i presićeni čvrsti rastvori. Veliki značaj za razvoj fizičke metalurgije ima fizička teorija plastične deformacije i defekata kristalne građe. Razlika između teorijski izračunate i realne čvrstoće dovelo je tokom 1933-34. godine do pretpostavke o postojanju posebnih defekata u kristalima – dislokacija, čijim se kretanjem pod delovanjem relativno malih sila ostvaruje plastična deformacija. Eksperimentalna istraživanja su potrdila postojanje dislokacija. Kretanjem i uzajamnom reakcijom dislokacija ostvaruju se deformaciono ojačavanje metala, puzanje, poligonizacija, rekristalizacija i drugi procesi. Takođe je eksperimentalno utvrđena velika uloga vakansija – tačkastih defekata, na difuzione procese pri termičkoj obradi, oporavljanju i rekristalizaciji metala. Sadržaj primenjene fizičke metalurgije je proučavanje sastava, strukture, svojstava procesa obrade različitih vrsta metalnih materijala (na primer, legura železa, konstrukcionih čelika, nerđajućih čelika, vatrootpornih legura, aluminijumskih legura, nagnezijumskih legura, metalokeramike...). Razvojem novih oblasti tehnike pojavila se i potreba za proučavanjem ponašanja metala i legura pod dejstvom radijacije, veoma niskih temperatura, visokih pritisaka itd. http://slovari.yandex.ru/~%D0%BA%D0%BD%D0%B8%D0%B3%D0%B8/%D 0%91%D0%A1%D0%AD/%D0%9C%D0%B5%D1%82%D0%B0%D0%BB%D0%BB%D0 %BE%D0%B2%D0%B5%D0%B4%D0%B5%D0%BD%D0%B8%D0%B5/ *** IZ ISTORIJATA METALURGIJE Pre nekih 20.000 godina pećinski čovek je upotrebljavao kamen i životinjske kosti kao alat i oružje. Najkasnije 5.500 godina pre nove ere čovek je počeo upotrebljavati samorodne metale, bakar, srebro, zlato, metoeorsko gvožđe. U to vreme su se egipatski faraoni kupali u vodi, koja je dovođena bakarnim cevima iz nila do njihovih bazena. Radi poređenja treba reći da je čovek počeo da se bavi poljoprivredom oko 6.000 godina pre nove ere u području Persijskog zaliva, a u srednjoj Evropi oko 4.000 godina pre nove ere. Zbog svoje lepote i postojanosti zlato je sigurno prvi samorodni metala koji se upotrebljavao. Grumenčići samorodnog zlata prerađivali su se i oblikovali najčešće u ukrasne predmete. Već vrlo rano, oko 5.000 godina pre nove ere, znalo se da bakar kovanjem ojačava, a zagrevanjem omekšava. Za razliku od bakra, zlato kovanjem slabo ojačava, pa je bilo nepodesno za izradu alata. Nije stoga začuđujuće što su u starom Egiptu neko vreme bakar i srebro bili skuplji od zlata. Srebro se takođe upotrebljavalo za izradu nakita, ali u mnogo manjim količinama od zlata.

Smatra se, da su kovači zlata bili prvi “metalurzi”, a da se najraniji začeci metalurgije mogu naći na području slivova triju reka: Nila, Tigra i Inda. Prvo dobijanje metala iz ruda vezano je najvjerojatnije za dobijanje bakra. Naime, jedan od njegovih prekrasnih minerala, zelenkasti malahit [CuCO3⋅Cu(OH)2], mogao se redukovati u bakar na temperaturi od oko 700-8000C , koja se postizala u primitivnim lončastim pećima. Temperatura logorske vatre od oko 600-6500C za tu svrhu nije bila dovoljna. Vrlo rano, najverojatnije slučajno, nastala su i prva legiranja metala. Rude metala retko se pojavljuju čiste, jer su uglavnom već pomešane s rudama drugih metala, pa prilikom njihove redukcije ne nastaje čisti metal nego legura. To se prvenstveno odnosi na bakar i kalaj, čija legura se naziva bronza. Bronza se primenjivala vrlo rano, jer je imala bolja mehanička svojstva od samog bakra. Procenjuje se da je u starom svetu, u razdoblju 2.800 do 1.300. godine pre nove ere, proizvedeno ukupno oko 10.000 tona bakra, što znači oko 6,5 tona godišnje. Meteorsko gvožđe se koristilo veoma rano. Faraon Tutankamon, koji je živeo oko 2.800 godina pre nove ere, poznavao je železo. Železo se počelo dobijati iz ruda, najverovatnije iz hematita (Fe2O3), oko 1.500 godina pre nove ere, najpre u Anadoliji (Mala Azija) i to kao sunđerasto (spužvasto) železo. Zbog nedovoljne temperature peći u to vreme nije bilo moguće dobiti liveno (rastopljeno) gvožđe, već se dobijalo sunđerasto gvožđe, koje se kovanjem pretvaaralo u kompaktan metal. smatra se da je pleme Hetita iz Male Azije postiglo svoju veliku vojnu moć zahvaljujući ranoj proizvodnji železnog oružja. Stoga je u to vreme cena železa bila veća od cene zlata, a način njegovog dobijanja se čuvao kao najveća tajna. U staroj Grčkoj željezno doba počinje oko 1.300 godina pre nove ere, a 1.200 godina pre nove ere železo je već poznato u čitavom “starom svetu”. Povećanje tvrdoće železa kaljenjem bilo je poznato oko 900 godina pre nove ere. U rimsko doba proizvodio se mesing. Najstarija nalazišta mesinganih predmeta nalaze se u Palestini (Cu – 23%Zn – 10%Sn), a datirana su na oko 1.400 – 1.200. godine pre nove ere [1].

Georgius Agricola (1494-1555) U ranom srednjem veku metalurgija se razvijala relativno slabo. Nešto brži razvoj započinje u Evropi oko 1100. godine. Kasniji srednji vek na polju metalurgije obeležavaju Vanočo Biringučo (Vannoccio Biringuccio) svojim delom „Pirotechnica (1540. godine) i poznati Agrikola (Georg Bauer Agricola) poznatim delom „De re metallica“ („O metalima“) iz 1556. godine, koje predstavlja enciklopediju rudarstva i metalurgije. [1] T. Matković, P. Matković, Fizikalna metalurgija I, skripta, Metalurški fakultet, Sisak, 2009

Naslovna strana izdanja knjige „De re metallica“ iz 1556. godine http://www.vestinet.rs/info/biblijski-kod-prvi-deo http://www.vestinet.rs/pogledi/biblijski-kod-drugi-deo http://www.vestinet.rs/zdravlje-2/otkriveno-10-najvecih-lazi-o-vezi-nacina-ishrane-ibolesti http://www.vestinet.rs/pogledi/kako-spreciti-kancer-i-oboljenja-srca

Istraživanje ležišta rude, gravura iz Agrikoline knjige „De re metallica“

Topljenje rude, gravura iz Agrikoline knjige „De re metallica“

1. ELEMENTI KRISTALOGRAFIJE 1.1. PROSTORNA REŠETKA I KRISTALNA STRUKTURA Metali i legure se odlikuju kristalnom strukturom, što znači da njihovi atomi nisu nepravilno raspoređeni, već njihov raspored sledi određene zakonitosti. Atomi unutar kristala su raspoređeni tako da se određena pravilna struktura ponavlja u svim pravcima. Radi opisivanja ove pravilnosti u rasporedu atoma koristi se model prostorne rešetke. Modelom kristalne rešetke skelet kristala se predstavlja skupom imaginarnih tačaka koje su u prostoru raspoređene na isti način kao atomi u kristalu. Do takvog skupa tačaka dolazi se delenjem prostora pomoću tri sistema paralelnih ravni, koje su u svakom datom sistemu međusobo podjednako udaljene. Dobija se mnoštvo ćelija oblika paralelopipeda, jednakog oblika, veličine i orijentacije (slika 1). Ravni koje dele prostor na ćelije seku se po pravama, a ove u tačkama, koje se nazivaju čvorovi rešetke [1].

Slika 1. a) prostorna rešetka; b) elementarna ćelija [1] Sve ćelije jedne prostorne rešetke su identične. Dovoljna je samo jedna od njih, npr. ona oivičena debljim linijama na slici 1.a, pa da se njenom translacijom u tri pravca opiše    prostorna (kristalna) rešetka. Veličinu i oblik elementarne ćelije opisuju vektori a , b , c , sa ishodištem u roglju elementarne ćelije (slika 1.b). Ovi vektori leže duž kristalografskih osa. Njihove dužine a, b i c i uglovi među njima α, β i γ nazivaju se konstante ili parametri rešetke [1]. Pri tome sa γ je označen ugao između osa a i b, sa β ugao između osa a i c, sa α ugao između osa b i c [2]. Prostorna rešetka je matematička apstrakcija. Ona je model za opisivanje periodičnog rasporeda čestica (atoma, jona, molekula) u kristalu. Ako se svakom čvoru prostorne rešetke pridruži po jedna strukturna jedinica (motiv) dobija se model kristalne strukture. U metalnim sistemima strukturna jedinica sadrži samo jedan atom (jon). U opštem slučaju, strukturna jedinica može da sadrži dva ili više atoma, a u organskim kristalima i po nekoliko hiljada atoma.

1.2. KRISTALNI SISTEMI I BRAVEOVE REŠETKE Pri deljenju prostora pomoću tri sistema ravni mogu se dobiti elementarne ćelije različitog oblika. Davanjem posebnih vrednosti dužinama ivica i uglovima elementarne ćelije

može se dobiti ukupno 7 različitih elementarnih ćelija, koje opisuju 7 kristalnih sistema (tabela 1). Tabela 1. Kristalni sistemi i Braveove rešetke [1, 3] Kristalni Aksijalni Interaksijalni Geometrija Braveove rešetke sistem odnosi uglovi elementarne ćelije

Kubni

a=b=c

α = β = γ =900

Prosta Prostorno centrirana Površinski centrirana

Tetragonalni

a=b≠c

α = β = γ =900

Prosta Prostorno centrirana

Ortorombični

a≠b≠c

α = β = γ =90

Prosta Prostorno centrirana Bazično centrirana Površinski centrirana

Romboedarski (Trigonalno romboedarski)

a=b=c

α = β = γ ≠900

Prosta

Heksagonalni

a=b≠c

α = β = 900 γ = 1200

Prosta

Monoklinični

a≠b≠c

α = γ = 900 β ≠900

Prosta Bazično centrirana

Triklinični

a≠b≠c

α ≠ β ≠ γ ≠900

0

Prosta

Sedam prostornih rešetki se dobija kada su čvorovi rešetke samo na rogljevima elementarnih ćelija. Međutim, mogući su i drugi rasporedi čvorova rešetke koji takođe ispunjavaju osnovni uslov prostorne rešetke – da svaka tačka ima identičnu okolinu. Brave (Bravais) je 1848. godine dokazao da postoji ukupno 14 tipova rešetki kod 7 kristalnih sistema (tabela 1). Pojmove: „prosta“, „prostorno centrirana“, „bazično (bočno) centrirana“ i „površinski centrirana“ elementarna ćelija iz tabele 1 pojašnjava slika 2.

Slika 2. Prosta, zapreminski centrirana, površinski centrirana i bočno centrirana elementarna ćelija [4] Većina metala, metalnih jedinjenja i legura pripada kubnom, heksagonalnom ili romboedarskom sistemu, a samo mali broj je tetragonalan ili ortorombičan. Monokliničnih i trikliničnih metala nema [2].

1.2.1. PRIMITIVNE I KONVENCIONALNE ĆELIJE Elementarna ćelija se može odabrati na više načina. Ona može da ima čvorove, kako je rečeno, samo na rogljevima ili još u centrima strana i u unutrašnjosti. Broj čvorova rešetke po elementarnoj ćeliji je: N N N=N + s + r , c 2 8 ................................................... (1) gde je Nc – broj čvorova u unutrašnjosti, Ns – broj čvorova u centrima strana i Nr – broj čvorova na rogljevima elementarne ćelije [4].

Elementarne ćelije koje su odabrane tako da su njihovi vektori a, b i c najmanji translacioni vektori date rešetke, nazivaju se primitivne ćelije. One su elementarne ćelije minimalne zapremine. Ostale ćelije, koje ne ispunjavaju ovaj uslov, spadaju u konvencionalne ćelije. Treba imati u vidu da elementarne ćelije ne postoje kao fizički objekti u kristalnoj rešetki, one su plod imaginacije, i kao takve možemo ih odabrati na način koji nam najviše odgovara. Konvencionalne ćelije su odabrane tako da na najpogodniji način prikažu elemente simetrije rešetke. Proste elementarne ćelije su istovremeno i primitivne ćelije. Ostale ćelije su konvencionalne, a svaka od njih je u vezi sa primitivnom ćelijom date rešetke. Na primer, na slici 3 je prikazana elementarna ćelija površinski centrirane kubne rešetke i njena primitivna ćelija (isprekidane linije), koja je romboedar. Ugao između osa primitivne ćelije je 600, dužina osa a 2 , gde je a – dužina osa kubne ćelije.

Slika 3. Primitivna ćelija (isprekidane linije) i konvencionalna elementarna ćelija površinski centrirane kubne rešetke [1]

1.3. OZNAČAVANJE RAVNI I PRAVACA U KRISTALIMA 1.3.1. MILEROVI INDEKSI RAVNI Položaj atomskih ravni u kristalu prema kristalografskim osama x, y, z, koje su paralelne ivicama elementarne ćelije, definiše se pomoću specifičnih simbola, tzv. Milerovih indeksa (hkl). Pri određivanju Milerovih indeksa za neku ravan, odsečci m, n, p na osama x, y, z (slika 4), iskažu se u parametrima rešetke, a zatim se recipročne vrednosti 1/m, 1/n, 1/p pomnože sa njihovim najmanjim sadržaocem q. Na taj način se dobijaju tri mala cela broja h = q/m, k = q/n, l = q/p. Brojevi h, k i l stavljaju se u male zagrade i tada predstavljaju Milerove indekse date ravni. Na primer, ravan prikazana na slici 4 ima odsečke na osama x, y, z: m = 1, n = 3, p = 2. Recipročne vrednosti ovih odsečaka su: 1/m = 1/1, 1/n = 1/3 i 1/p = 1/2. Najmanji zajednički sadržalac brojnih vrednosti ovih odsečaka je q = 6, pa se dobija: h = 6/1 = 6, k = 6/3 = 2 i l = 6/2 = 3. Dakle, Milerovi indeksi date ravni su (623). Ako je ravan paralelna nekoj od kristalografskih osa, odgovarajući Milerov indeks je nula (ravan seče tu kristalografsku osu u beskonačnosti, pa je recipročna vrednost odsečka jenaka nuli). Ako ravan seče kristalografsku osu na njenom negativnom delu, odgovarajući indeks je negativan i označava se stavljanjem znaka „minus“ iznad indeksa. Promena predznaka svih indeksa (hkl) ne menja orijentaciju ravni, već je prenosi na drugu stranu od koordinatnog početka (slika 4.b). Za ilustraciju ovog metoda označavanja kristalnih ravni, na slici 5 su prikazane neke od važnijih ravni kubnog kristalnog sistema.

Slika 4. a) Odsečci kristalne ravni na kristalografskim osama x, y, z, iskazani u −

−−

parametrima rešetke a, b, c; b) ravni (111) i (111) su paralelne i pripadaju istom sistemu ravni [1]

Slika 5. Milerovi indeksi nekih važnih kristalografskih ravni u kubnom sistemu [5] Sve paralelne ravni imaju jednake indekse i čine sistem ravni. Ravni jednog sistema su međusobno udaljene za veličinu međuravanskog rastojanja dhkl. Za kubni sistem, kod koga

su sva tri parametra rešetke jednaka, međuravansko rastojenje se izračunava na osnovu relacije: a , .................................................... (2) d hkl = h2 + k 2 + l 2 gde je a – parametar rešetke. Za ostale kristalne sisteme relacije za određivanje međuravanskog rastojanja su složenije. Kristalne ravni ekvivalentne po simetriji označavaju se pomoću Milerovih indeksa u vitičastim zagradama i čine familiju kristalnih ravni {hkl}. Na primer, simbol {100} uključuje −

−

−

sve kubne ravni: (100), (010), (001), (1 00) , (0 1 0) , (001) , dok simbol {123} uključuje 48 ravni. Ravni jedne familije se međusobno seku i obrazuju pravilne geometrijske oblike. Na primer, ravni {100} obrazuju kocku, ravni {110} dodekaedar, ravni {111} oktaedar itd.

1.3.2. MILEROVI INDEKSI PRAVCA Za određivanje Milerovih indeksa nekog kristalnog pravca prvo se iz koordinatnog početka položi vektor paralelno datom pravcu, a zatim se odrede komponente vektora u parametrima rešetke. Potom se tako dobijene vrednosti redukuju na najmanje cele brojeve koji, kada se stave u uglaste zagrade, označavaju Milerove indekse datog kristalnog pravca [uvw]. Tako, na primer, pravac m, koji prolazi dijagonalom elementarne ćelije (slika 6), poklapa se sa vektorom t, čije su komponente na sve tri ose jednake, pa su Mileorovi indeksi tog pravca [111]. Pravac n, koji prolazi dijagonalom stranice kocke (slika 6), podudaran je sa vektorom s, čije su komponente (101), tako da su Milerovi indeksi tog pravca [101]. Određivanje Milerovih indeksa pravaca kubnog sistema je posebno lako, jer su indeksi datog pravca isti kao i indeksi kristalne ravni na koju je taj pravac upravan. Na primer, x osa je upravna na ravan (100), pa i kristalni pravac koji je paralelan ovoj osi ima indekse [100]. Isto tako, pravac paralelan dijagonali kocke, koji je upravan na ravan (111), ima indekse [111]. Za označavanje familije ekvivalentnih pravaca, tj. pravaca istog kristalografskog tipa, indeksi se stavljaju u strelastu zagradu. Na primer, simbol <100> označava sve kubne pravce −

−

−

[100], [010], [001], [1 00] , [0 1 0] , [00 1] .

Slika 6. Pravci [111] i [101] u kubnom kristalu.

1.3.3. MILER-BRAVEOVI INDEKSI Za označavanje ravni i pravaca u heksagonalnom kristalnom sistemu, kada se za elementarnu ćeliju uzme šestostrana prizma, umesto rombične prizme, koriste se indeksi sa četiri cifre, koji su zasnovani na koordinatnom sistemu sa četiri ose. Tri ose (a1, a2, a3) poklapaju se sa gusto pakovanim pravcima i leže u bazičnoj ravni elementarne ćelije. Ugao između ovih osa je 1200 (slika 6). Četvrta osa je normalna na bazičnu ravan i označava se sa c. Četvorocifreni indeksi ravni (hkil) određuju se na isti način kao i trocifreni Milerovi indeksi (hkl). Za njih je karakteristično da je zbir prva tri indeksa uvek jednak nuli (h + k + i = 0). Neke od važnijih ravni heksagonalnog kristala prikazane su na slici 7. Miler-Braveovi indeksi pravaca se takođe sastoje od četiri cifre.

Slika 7. Miler-Braveovi indeksi indeksi važnijih ravni i Milerovi indeksi pravaca heksagonalne rešetke

1.4. TIPIČNE METALNE STRUKTURE -

Većina metala kristališe u jednoj od tri tipične metalne strukture [1]: površinski centrirana kubna (PCK, FCC – Face-centred Cubic); prostorno centrirana kubna (BCC – Bodi-centred Cubic); gusto pakovana heksagonalna (HGP, HCP – Hexagonal Close-packed).

Tipične metalne strukture se odlikuju velikom gustinom pakovanja atoma u kristalu. Atomi su u prostoru raspoređeni na način da zauzimaju najmanju moguću zapreminu. Metalne strukture FCC i HGP imaju najveću moguću gustinu pakovanja. Ove strukture su izgrađene od gusto pakovanih slojeva koji se sastoje od gusto pakovanih nizova atoma. U gusto pakovanom nizu centri svih atoma leže na istoj pravoj, a u gusto pakovanom sloju svaki atom pripada trima gusto pakovanim nizovima i okružen je sa šest jednako udaljenih atoma (slika 8.a). Paralelni gusto pakovani slojevi su složeni na način koji omogućava najveću moguću ispunjenost zapremine kristala. Na primer, u odnosu na sloj A (slika 8.a) atomi gornjeg sloja (B sloja) smeštaju se u udubljenja između atoma A da bi se ostvarila maksimalna gustina pakovanja. Na ovom nivou nema razlike između FCC i HGP strukture. Razlika se javlja pri slaganju trećeg sloja, koji je iznad B sloja, jer atomi mogu biti u

položajima A ili C (slika 8.c). Ako su u položajima A tada su oni tačno iznad atoma prvog sloja i obrazuju HGP strukturu sa redosledom slaganja ABAB (slika 11). Međutim, ako su atomi trećeg sloja u pložajima C, onda se obrazuje FCC rešetka sa redosledom slaganja ABCABC (slika 12) [1, 6]. Razlika između redosleda slaganja slojeva u HGP i FCC rešetki može se videti i upoređivanjem slika 9 i 10, kao i slika 13 i 14.

Slika 8. a) Raspored atome u gusto pakovanom sloju; b) položaj dva gusto pakovana sloja; c) redosled pakovanja ABC.

Slika 9. Heksagonalno gusto pakovanje: a) ravan (0001): A – donji sloj atoma; B – gornji sloj atoma; udubljenja C su slobodna; b) ravan (0001), pokazani su položaji atoma u dva susedna sloja – A i B [8]

Slika 10. Kubno gusto pakovanje: a) ravan {111}; A – donji, B – drugi i C – treći sloj atoma; b) ravan {111}, pokazani su položaji u tri susedna sloja A, B i C [8]

Slika 11. Redosled slaganja ravni kod HGP rešetke [6]

Slika 12. Redosled slaganja ravni kod FCC rešetke [6]

Slika 13. Redosledi slaganja slojeva AB i ABC [7]

Slika 14. Redosled slaganja slojeva A, B i C u ravni (111) FCC rešetke [7]

1.4.1. POVRŠINSKI CENTRIRANA KUBNA REŠETKA Elementarna ćelija FCC rešetke prikazana je na slici 15.a. Svaki atom je okružen sa 12 suseda na rastojanju a 2 2 , gde je a – parametar rešetke. Koordinacioni broj rešetke je 12, broj atoma po elementarnoj ćeliji je 4 (iz j-ne (1): 6/2 + 8/8 = 4), a ispunjenost prostora, računata pri gustom pakovanju krutih loptica, iznosi 74,05%. Gusto pakovani slojevi atoma u FCC strukturi predstavljaju {111} kristalne ravni, a gusto pakovani nizovi atoma pripadaju kristalnim pravcima <110>. Ispunjenost prostora se izračunava na osnovu modela krutih loptica sa slike 16. Slika 16.a pokazuje da gusto pakovani pravci leže duž dijagonala stranica kocke. Sa slike 16.b se vidi da dijagonala stranice kocke, koja se poklapa sa gusto pakovanim pravcem <110>, ima dužinu od 4r, pa se sledi: 4r = a 2 r = a 2 /4 Kao što je rečeno, broj atoma po elementarnoj ćeliji FCC rešetke je 4, pa sledi da je zapremina svih atoma u jednoj elementarnoj ćeliji:

4 Va = 4 ⋅ π (a 2 4) 3 3 Zapremina elementarne ćelije je Ve = a3 Koeficijent ispunjenosti rešetke je KIR = Va/Ve = π/(3 2 ) = 0,7405 = 74,05%.

Slika 15. FCC rešetka: a) elementarna ćelija; b) gusto pakovane ravni (111); c) okteadarski međuprostor; d) tetraedarski međuprostor

a

b

Slika 16. Elementi za proračun ispunjenosti prostora u FCC rešetki [7] Na osnovu modela krutih loptica može se zaključiti da u FCC rešetki, i pored toga što je gusto pakovana, postoje dve vrste međuprostora (šupljina): oktaedarske i tetraedarske.

Oktaedarske šupljine se nalaze između šest atoma čiji centri grade pravilan oktaedar, slika 15.c. Po tri atoma iz dva susedna gusto pakovana sloja obrazuju oktaedarske šupljine. Centri ovih šupljina se nalaze na sredini ivica elementarne ćelije i u njenom centru [1]. Tetraedarske šupljine se nalaze između četiri atoma čiji centri obrazuju pravilan tetraedar. U elementarnoj ćeliji ove šupljine se nalaze između tri atoma u centrima strana i jednog na roglju kuba (slika 15.d). Ako se zamisli da je elementarna ćelija izgrađena od krutih loptica poluprečnika R, onda se u oktaedarsku šupljinu može smestiti loptica poluprečnika rok = 0,415R, a u tetraedarsku loptica poluprečnika rtet = 0,225R. U FCC rešetki broj oktaedarskih šupljina po elementarnoj ćeliji je jednak broju atoma, tj. četiri, dok je tetraedarskih dvostruko više [1].

1.4.2. PROSTORNO CENTRIRANA KUBNA REŠETKA Struktura sa BCC rešetkom nema gusto pakovanih atomskih ravni, već samo gusto pakovane pravce. U ravnima sa najvećom gustinom pakovanja {110} svaki atom je zajednički za samo za dva pravca u kojima su atomi složeni najgušće moguće (slika 17), a ne za tri kao u FCC rešetki.

Slika 17. Pakovanje atoma u {110}ravnima BCC rešetke Elementarna ćelija BCC rešetke je oblika kocke sa atomima na rogljevima i u centru kocke (slika 18.a). Svaki atom je okružen sa osam najbližih suseda na rastojanju a 3 2 , gde je a – parametar rešetke. Šest atoma u drugoj koordinacionoj sferi se nalazi na rastojanju a. Koordinacioni broj rešetke je 8, ali se ponekada uzima da je 14 (K = 8 + 6). Broj atoma po elementarnoj ćeliji je dva (vidi j-nu (1)). Ispunjenost prostora, izračunata na osnovu modela krutih loptica, iznosi 68%. Atom u centru elementarne ćelije je kolinearan sa sa atomima na rogljevima ćelije, tj. duž dijagonale kocke atomi su poređani u niz i međusobno se dodiruju. Takvi gusto pakovani nizovi atoma obrazuju se duž sve četiri dijagonale kocke. Ravni BCC rešetke sa najvećom gustinom pakovanja atoma su ravni {110}. Svaka od ovih ravni sadrži po dva gusto pakovana pravca iz familije pravaca <111> (slika 18.b). Na osnovu modela krutih loptica može se utvrditi da u BCC rešetki postoje dve vrste šupljina između atoma. Oktaedarske šupljine imaju koordinaciju šest (slika 18.c), a tetraedarske četiri (slika 18.d). Veličina oktaedarskih šupljina je rok = 0,155R, a tetraedarskih je rtet = 0,291R.

Slika 18. BCC rešetka: a) elementarna ćelija; b) dodekaedarska ravan (110); c) oktaedarska šupljina; d) tetraedarska šupljina Oktaedar koji obrazuju centri četiri atoma na rogljevima i dva atoma u centrima susednih ćelija, nepravilnog je oblika (slika 18.c). Udaljenost od centra oktaedra do centra atoma na rogljevima ćelije je a / 2 , a do sredine dva centralna atoma je a/2. Takođe je i tetraedar nepravilnog oblika. Obrazuju ga dva atoma na rogljevima i dva atoma u centrima susednih elementarnih ćelija (slika 18.d). Četiri ivice tetraedra su dužine a 3 2 , a dve su jednake parametru rešetke a, dok su sva četiri vrha tetraedra podjednako udaljena od njegovog centra. Broj oktaedarskih šupljina po elementarnoj ćeliji je 6, a tetraedarskih 12.

1.4.3. GUSTO PAKOVANA HEKSAGONALNA REŠETKA Elementarna ćelija HGP rešetke je pravilna šestostrana prizma sa atomima na rogljevima, u centrima bazisa i tri atoma u unutrašnjosti prizme (slika 19). Može se predstaviti kao kombinacija dve isprepletane elementarne ćelije proste heksagonalne rešetke (slika 20), gde slojevi A pripadaju jednoj, a slojevi B drugoj elementarnoj ćeliji proste rešetke (slika 21). Slaganjem gusto pakovanih slojeva po redosledu ABAB, kako je već rečeno, a kako pokazuje i slika 21, nastaje gusto pakovana heksagonalna struktura. Gusto pakovana heksagonalna rešetka opisuje se pomoću dva parametra: a i c. Prema modelu krutih loptica dobija se odnos a/c = 1,633. Pri ovom idealnom odnosu osa koordinacioni broj je 12, tj. isti kao kod FCC rešetke. Broj atoma po elementarnoj ćeliji je 6, a ispunjenost prostora je 74,05%. Većina metala sa HGP strukturom ima odnos c/a u intervalu 1,56 do 1,63, dakle, nešto manji od idealnog. Izuzetak su kadmijum i cink, kod kojih je odnos 1,89, odnosno 1,86. Ovo se dovodi u vezu sa odstupanjem od sferne simetričnosti elektronskog oblaka atoma cinka i kadmijuma u kristalu.

Slika 19. Elementarna ćelija gusto pakovane heksagonalne rešetke (HGP)

Slika 20. Heksagonalna gusto pakovana rešetka nastaje preklapanjem (preplitanjem) dve proste heksagonalne rešetke [5]

Slika 21. Slojevi A i B u gusto pakovanoj heksagonalnoj rešetki [7]

Slika 22. Šupljine u gusto pakovanoj heksagonalnoj strukturi: a) oktaedarske šupljine; b) tetraedarske šupljine U HGP rešetki takođe postoje dve vrste šupljina (praznih međuprostora) između atoma: oktaedarska (slika 22.a) i tetraedarska (slika 22.b). Ove šupljine su po obliku i zapremini jednake onima u FCC rešetki. To pokazuje da je razlika između FCC i HGP strukture neznatna i da su ove dve strukture srodne. U HGP strukturi u heksagonalnim slojevima, koji se označavaju kao {0001} ravni, atomi su pakovani na isti način kao u {111} ravnima FCC rešetke. Razlika je samo u redosledu slaganja gusto pakovanih slojeva atoma. U FCC strukturi redosled slaganja gusto pakovanih slojeva je ABCABC, dok je u HGP strukturi redosled ABABAB. U realnim kristalima je često redosled slaganja gusto pakovanih slojeva lokalno narušen, što predstavlja tzv. grešku u redosledu slaganja.

LITERATURA 1. Boško Perović, Fizička metalurgija, MTF, Podgorica, 1997 2. Herman Šuman, Metalografija, TMF, Beograd, 1989 3. http://www.znrfak.ni.ac.rs/SRB/10-Studije/10-01OAS/PREDMETI/TEHNICKI%20MATERIJALI/KOLOKVIJUM/Materijal%20za% 20I%20kolokvijum%20TM/5.%20Kristalne%20resetke.pdf 4. Vesna Kuntić, Čvrsto stanje, supa.pharmacy.bg.ac.rs/assets/3659 5. http://grdelin.phy.hr/~ivo/Nastava/CvrstoStanje/predavanja/02_pred.pdf 6. http://www.politehnika.edu.rs/download/materiali/GRAFICKA%20TEHOLOGIJA% 20(09_10)-DRUGO%20PREDAVANJE.pdf 7. D.Adamović, Kristalna struktura i geometrija elementarnih kristalnih rešetki http://www.mfkg.kg.ac.rs/index2.php?option=com_docman&task=doc_view&gid=15&Itemid=2 7 8. I.I. Novikov, Defekty kristalličeskogo stroenija metallov, Metalurgija, Moskva, 1975

2. OSNOVI METALOGRAFIJE Kao što je rečeno, fizička metalurgija je od metalografije odvojena tek 20-tih godina XX veka. Stoga su fizička metalurgija i metalografija neraskidivo povezane i fizičku metalurgiju je praktično nemoguće izučavati bez poznavanje metalografije. U mnogim slučajevima metalografija predstavlja nezamenljivi instrument za istraživanja u fizičkoj metalurgiji. Metalografija je deo fizičke metalurgije. Metalografija (od metalo i grafija – opisivanje metala) je nauka o strukturi metala i legura. Ona proučava zakonitosti obrazovanja strukture i ispituje makrostrukturu i mikrostrukturu metala, bilo posmatranjem golim okom, bilo pomoću optičkog ili elektronskog mikroskopa. Za proučavanje mikrostrukture se osim toga primenjuje i rentgenska difrakciona mikroskopija (rentgenostrukturna analiza). Metalografija takođe proučava promene mehaničkih, električnih, magnetnih, toplotnih i drugih fizičkih svojstava metala u zavisnosti od promene njegove strukture. Ispitivanje strukture je neophodno radi nalaženja veze „struktura – svojstvo“, a utvrđivanje zakonitosti obrazovanja strukture radi prognoziranja svojstava novih legura. Nauka o metalima i legurama je relativno mlada. Do sredine XIX veka ispitivanja malog broja tada poznatih legura svodila su se na određivanje hemijskog sastava, tehnološka ispitivanja i ispitivanja strukture preloma. Samo u malom broju slučajeva je opisan nastanak kristala u lunkerima odlivaka ili na površini očvrslog rastopa i većinom se smatralo da su metali amorfni. Istorijski gledano, Reomir (1683 – 1757) je prvi metalograf. On je pomoću nagrizanja raspoznavao različite vrste čelika. Makrostrukturnu identifikaciju on je obavljao bez pomoćnih optičkih sredstava. Putem nagrizanja kiselinama, Rinman je 1774. godine je prepoznavao damask čelik – čelik za izradu sablji dimiskija (povijen tip sablje sa sa ukrasima koji se kovao u Damasku; na Balkanu su se tsakve sablje kovale u Prizrenu i Sarajevu sve do 1878. godine) među ostalim vrstama čelika. Ruski naučnik P. P. Anosov (1799 – 1851) je u periodu 1830 – 1835. godine prvi primenio specijalni metalografski mikroskop, sa radom u reflektovanoj svetlosti sa specijalno pripremljene površine uzorka, za izučavanje strukture čelika i njene promene posle kovanja i termičke obrade i ustanovio postojanje veze između strukture i svojstava čelika. Zapadna literatura navodi da naučna metalografija počinje u drugoj polovini XIX veka. H. C. Sorbi (Sorby) u engleskoj 1864. godine i A. Martens u Nemačkoj 1878. godine izradili su prve metalografske izbruske i snimili strukture čelika i gvožđa vidljive pod mikroskopom pod većim uvećanjem. Potom je F. Osmond u Francuskoj postavio značajne osnove nauke o metalima, posebno o kaljenju čelika. W. C. Roberts Austen je u Engleskoj krajem XIX veka izradio prvi dijagram stanja sistema železo – ugljenik. Amerikanac H. N. Howe je uveo nazive mikrokonstituenata ferit, cementit, perlit, hardenit, a Osmond nazive martenzit, trustit i austenit [1]. Le Šatelije (H. Le Chatelier) je 1887. godine pronašao termoelement, čime je omogućeno da pomoću termijske analize G. Taman i njegovi saradnici izrade mnogobrojne dijagrame stanja metalnih sistema. Sa počecima metalografije su još vezani naučnici kao što su Heyn, Ledebur i Maurer u Nemačkoj, Trust (Troost), Chevenard i Sauveur u Francuskoj, Brinel Stead i Arnold u Engleskoj, Černov, Anosov i Kurnakov u Rusiji. Zadatak metalografije je da pri određenom hemijskom sastavu iz ukupne makro- i mikrostrukture, po mogućstvu, unapred odredi svojstva i ponašanje legure pod datim uslovima opterećenja i da ukaže na najpovoljniju strukturu za određeni proces prerade ili oblast primene.

Metalografija se pokazala kao izuzetno koristan alat za istraživanja u metalurškoj proizvodnji i naučno-istraživačkom radu. Danas svako probno livenje i svaka termički obrađena partija delova, pre nego što su podvrgnu bilo kakvom drugom ispitivanju, prvo se ispituju metalografski [2]. Metalografija je i umetnost i nauka [3] i njeno poznavanje je od koristi i studentima koji izučavaju fizičku metalurgiju i inženjerima metalurgije, ali i stručnjacima koji se bave nemetalnim materijalima (mineralima, keramikom, polimerima...).

2.1. POJAM STRUKTURE Objekat metalografije je struktura. Pojam strukture u specijalizovanoj literaturi ne koristi se jednoznačno. Prikladno je da se odvojiti metalografsku strukturu od opšteg pojma strukture. Pod strukturom čvrstog tela podrazumeva se celokupnost odnosa veza među njegovih sastavnih delova. Elementarna ćelija u svojstvu uprošćenog modela položaja težišta sastavnih delova čvrstog tela karakteriše se tačkastom strukturom. Pod metalografskom strukturom čvrstog tela podrazumeva se dostupna opažanju golim okom ili pomoću mikroskopa uzajamno povezana konfiguracija oblasti čvrstog tela sa homogenom ili heterogenom kristalnom strukturom, odvojenih nekohorenetnim površinama deljenja. Struktura je važno obeležje polikristalnog materijala. U skladu sa tim treba praviti razliku između parametara strukture uopšte i parametara metalografske strukture. Saglasno jednoj od mnogobrojnih definicija, metalografska struktura čvrstog tela se karakteriše tipom, oblikom, dimenzijama, gustinom i rasporedom defekata koji se nalaze u termodinamičkoj ravnoteži i površina deljenja faza. Takvi defekti rešetke mogu biti tačkasti, linijski, površinski i zapreminski i njih treba posmatrati kao elemente strukture [2].

Slika 2.1. Elementi metalografske strukture različitih dimenzija: 1- vakansija; 2 – supstitucijski atom; 3 – intersticijski atom; 4 – ivična dislokacija; 5 – nekoherentni talog; 6 – koherentni talog; 7 – primesna faza (uključak); 8 – kristaliti (metalna zrna); 9 – talog po granicama zrna; 10 – zavojna dislokacija; 11 – elementarna ćelija [2]

Prema klasama defekata, strukturni elementi se mogu podeliti u pet grupa. U defekte nulte dimenzije spadaju hemijski i geometrijski tačkasti defekti (intersticijski i supstitucijski atomi, vakansije), u jednodimenzuonalne spadaju dislokacije, u dvodimenzionalne defekti pakovanja, fazne granice, granice zrna, granice dvojnika, granice subzrna i antifazne granice, a u trodimenzionalne defekte spadaju pore i pukotine. Posebni strukturni element je anizotropija strukture [2]. Neki elementi metalografske strukture različitih dimenzija su prikazani na slici 2.1. Homogeni kristaliti (metalna zrna) različite orijentacije su međusobno odvojeni granicama zrna. Duž takvih zrna ili unutar zrna se mogu zapažati ploćasti ili globularni talozi druge faze. Uključci, koji se nazivaju i primesnom fazom, izlučuju se još iz rastopa i nemaju neposrednu vezu sa matricom (osnovom). U druge strukturne elemente spadaju dislokacije, vakansije, atomi zamene (supstitucijski atomi) i uklapanja (intersticijski atomi) [2].

Slika 2.2. Šematski prikaz struktura uklapanja i prožimanja [2] Važni strukturni elementi polikristalnog materijala su faze sa površina deljenja. U strukturi se javljaju metalne, intermetalne i nemetalne faze. Mogu se opaziti dva tipa strukture: struktira uklapanja i struktura prožimanja. U slučaju strukture uklapanja u strukturi se jedna faza nalazi u manjoj količini u vidu izolovanih delova. U strukturi prožimanja sve

prisutne faze su uzajamno povezane i međusobno se prožimaju. Na slici 2.2. šematski su prikazane strukture uklapanja i prožimanja dvofaznog materijala, čije se faze međusobno razlikuju po tipu (a), po količini (b), dimenzijama (v), oblikom (g) i raspodelom (d).

2.2. SKALA NIVOA STRUKTURA Danas se struktura deli na četiri razmerna nivoa: makrostruktura, mezostruktura, mikrostruktura i nanostruktura [4]. U makrostrukturu spadaju strukturne osobenosti vidljive golim okom. Njihove dimenzije su uporedive sa dimenzijama predmeta (od jednog milimetra do metara). One se mogu otkriti golim okom i običnim metodama ispitivanja bez razaranja (ultrazvučnom metodom, kapilarnom metodom, radijacionom defektoskopijom). Primeri makrostrukturnih detalja su krupne pore, strani uključci i pukotine. Pojam mezostrukture je uveden radi opisivanja detalja strukture čije se dimenzije nalazi na ganici vidljivosti golim okom (0,2 – 1 mm). Ovaj nivo razmere je posebno važan kod kompozitnih materijala, čija je struktura određena dimenzijama vlakana, punilaca, pora itd. Pojam mikrostrukture obuhvata detalje, čije dimenzije leže u intervalu 1 - 100μm i koji se mogu videti pod mikroskopom (prvenstveno optičkim). Ovom nivou strukture odgovaraju mikrozrna i čestice, rastojanje među česticama, mikropukotine i mikropore. Termin nanostruktura se odnosi na detalje submikronskog nivoa. Njime se opisuju širina granica zrna, zrna u početnom stadijumu kristalizacije, kao i vrlo sitne čestice, čija je struktura u osnovi određena površinskim, a ne unutrašnjim oblastima. Tabela 2.1. prikazuje različite razmerne nivoe strukture, metode proučavanja strukture na tim nivoima i potrebne stepene uvećanja. Tabela 2.1. Različiti novoi razmere, metode izučavanja strukture na tim nivoima i potrebni stepeni uvećanja [4] Nivo Makronivo Mezonivo Mikronivo Nanonivo 2 4 Tipično uvećanje x1 x10 x10 x106 Vizuelno Optička SEM i TEM XRD posmatranje mikroskopija Metoda

Radiografija Ultrazvučna defektoskopija Proizvodni defekti

Tipični detalji strukture

Pore, pukotine i uključci

SEM

Mikroskopija atomskim silama

Skening tunelirajuća mikroskopija

Zrna i čestrice

Substruktura zrna

TEM Kristalna i međuzrna struktura

Morfologija i anizotropija faza

Zrna i granice faza

Tačkasti defekti i klasteri defekata

2.3. INSTRUMENTI U METALOGRAFIJI Pošto je struktura metala i legura jako fina, za njeno ispitivanje je potrebno koristiti aparate za uvećanje slike, kao što su lupa i mikroskop. Najpoznatiji instrument u metalografiji je metalografski optički mikroskop, sa uvećanjima u rasponu od ~ 50 do ~ 1500 puta i rezolucijom od oko 0,2 μm. Još jedan od instrumenata koji se koristi u metalografiji je elektronski mikroskop, čija je rezolucija u rutinskim ispitivanjima oko 4 nm, dok je krajnja rezolucija ispod 1 nm [5]. Detaljno, elektronska mikroskopija (elektronska metalografija) se obrađuje u okviru predmeta Ispitivanje metala. Mikrofotografije, dobijene uz pomoć metalografskog mikroskopa, predstavljaju trajni zapis o strukturi materijala. Kada se mikroskop koristi u kombinaciji sa aparatom za merenje mikrotvrdoće, dobijaju se korisni podaci o uzajamnoj vezi strukture i svojstava materijala.

2.3.1. OPTIČKI MIKROSKOP Presudni faktor u ispitivanju metala optičkim mikroskopom je priprema površine uzorka. Henri Klifton Sorbi (Henry Clifton Sorby) se smatra ocem metalografije, jer je 1863. godine posato prva osoba koja je izvršila ispitivanje propisno pripremljenog i hemijski nagriženog uzorka pod mikroskopom. Primena mikroskopa u ispitivanju metala je došla čitava dva veka nakon početka primene optičkog mikroskopa u biologiji, jer mikroskopija metala zahteva brižljivu pripremu površine uzorka, a pored toga, metali su neprovidni, pa zahtevaju posmatranje u odbijenoj svetlosti. Ovakav optički mikroskop, u kojem se koristi svetlost reflektovana sa površine uzorka, naziva se metalografskim mikroskopom [5]. Pre nego što prikažemo konstrukciju i princip rada optičkog mikroskopa potrebno je ukazati na nedostatke čovečjeg oka. Čovečje oko opaža svetlost talasnih dužina od 360 – 780 nm, što odgovara intervalu boja od ljubičaste do tamno crvene. Ono je maksimalno osetljivo na zelenu svetlost talasne dužine 560 nm. Stoga se u optičkim mikroskopima za dobijanje monohromatske slike često koriste zeleni filtri. Ekrani elektronskih mikroskopa obično takođe imaju zelenu boju. Vreme pamćenja oka iznosi oko 0,1s, a za dobijanje slike tokom tog vremena na mrežnjaču mora dospeti dovoljna količina fotona. U potpunom mraku oko je sposobno da registruje pojedinačne fotone svetlosti. Posle potpune adaptacije, oko u mraku može registrovati svaki foton zelene svetlosti i statistički verodostojna slika se obrazuje, ako sa svake tačke rezolucije (piksela) slike u oko dospeva približno 100 fotona. Sposobnost razlikovanja dveju odvojenih tačaka se naziva rezolucijom (moći razlučivanja). Dve tačke koje leže jedna pored druge mogu se još uvek videti kao razdvojene kada njihovo rastojanje, prema Abeu, iznosi: d = λ/2nsinα , . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . (2.1) gde λ predstavlja talasnu dužinu svetlosti kojom se uzorak osvetljava; n je optički indeks prelamanja sredine koja se nalazi između oka i objekta i kod takozvanih suvih sistema ova sredina je vazduh i n = 1; ugao α predstavlja ugaonu aperturu [2] i jednak je polovini ugla otvora zenice oka, tj. polovinu ugla između dva zraka koji prolaze kroz zenicu oka po njenoj spoljašnjoj ivici na dijametralno suprotnim stranama i seku se na mrežnjači oka. Izraz A = nsinα naziva se numerička apertura. Za čovečje oko je sinα ≈ 0,02. Pri korišćenju zelene svetlosti (λ = 560 nm) u vazduhu (n = 1) dobija se da je moć razlučivanja čovčjeg oka d ≈ 0,2 mm. Prema tome, golim okom se mogu razlikovati detalji dimenzija nekoliko desetih delova milimetra. Oko je sposobno

istovremeno da registruje približno 106 tačaka na predmetu dimenzija 20 cm, ako je on postavljen na daljinu od 15 cm. Radi razumevanja principa rada optičkog mikroskopa, daćemo najpre kratak osvrt na geometrijsku optiku. Optički mikroskop se sastoji od većeg broja sabirnih (konvergentnih) sočiva. Razlika u obliku sabirnih i rasipnih (divergentnih) sočiva pokazuje slika 2.3. Svako sabirno sočivo ima dve žiže F, koje su simetrično raspoređene u odnosu na centar sočiva. Zraci koji su paralelni optičkoj osi sočiva posle prelamanja kroz sočivo prolaze kroz njegovu drugu žižu, a zraci koji prolaze kroz prvu žižu, posle prelamanje su paralelni optičkoj osi sočiva. Zraci koji prolaze kroz centar sočiva ne trpe prelamanje. To su takozvani karakteristični zraci (slika 2.4.).

Slika 2.3. Sabirna i rasipna sočiva

Slika 2.4. Karakteristični zraciza slučaj sabirnog (gore) i rasipnog (dole) sočiva Za konstrukciju lika kod sočiva koriste se karakteristični zraci. Za slučaj sabirnog sočiva konstrukciju lika prikazuje slika 2.5.

Slika 2.5. Formiranje lika kod tanog sabirnog sočiva: f – žižna daljina; p – rastojanje predmeta od sočiva; q – rastojanje lika od sočiva; F- žiža (fokus); P – predmet; L- lik Veza između položaja predmeta, položaja lika i žižne daljine kod sočiva data je jednačinom sočiva koja glasi:

. . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . (2.2) Linearno uvećanje tankog sočiva je Ulin = L/P. Koristeći osnovnu jednačinu sočiva i izraz za uvećanje može se odrediti položaj lika i njegove osobine u zavisnosi od položaja predmeta: 1. Predmet se nalazi iza dvostruke žižne daljine: p > 2f (slika 2.6). Lik je ralan, obrnut, umanjen i nalazi se sa druge strane sočiva iza žiže. 2. Predmet se nalazi na dvostrukoj žižnoj daljini: p = 2f (slika 2.7). Lik je realan, obrnut, iste veličine kao predmet,nalazi se sa druge strane sočiva na dvostrukoj žižnoj daljini. 3. Predmet se nalazi iza žiže: p > f (slika 2.8). Lik je realan, obrnut, uvećan i nalazi se sa druge strane sočiva iza dvostruke žižne daljine. 4. Predmet se nalazi između žiže i sočiva: p < f (slika 2.9). Lik je imaginaran, uspravan, uvećan, nalazi se na istoj strani sočiva gde i predmet. Na ovom principu radi lupa.

Slika 2.6. Formiranje lika kod sabirnog sočiva kada je predmet iza dvostruke žižne daljine

Slika 2.7. Formiranje lika kod sabirnog sočiva kada je predmet na dvostrukoj žižnoj daljini

Slika 2.8. Formiranje lika kod sabirnog sočiva kada je predmet iza žiže

Slika 2.9. Formiranje lika kod sabirnog sočiva kada se predmet nalazi između žiže i sočiva (lupa) Kod lupe predmet je imaginaran i nalazi se na daljini jasnog vida (25 cm). Iz toga sledi: q ≈ 0,25m, p ≈ f, pa je linearno uvećanje Ulin = L/P = l/p = 0,25/f. Optički mikroskop se, pojednostavljeno prikazano, sastoji od objektiva i okulara. Predmet (objekat) se nalazi ispred objektiva na rastojanju većem od žižne daljine objektiva.

Zato objektiv daje realan i uvećan lik L’ (slučaj sa slike 2.8). Lik formiran objektivom (međulik) se koristi kao predmet za okular, koji se ponaša kao lupa i daje imaginaran i uvećan lik L. Ovako dobijen lik (slika) se posmatra okom (slika 2.10). U oku se slika stvara od realnih zrakova svetlosti.

Slika 2.10. Formiranje lika (slike) kod optičkog mikroskopa: P – predmet; L’ – lik dobijen objektivom (međuslika); L – lik formiran okularom (konačna slika) Slika dobijena mikroskopom osim što se može posmatrati okom, može se projektovati na mat ploču ili snimiti na fotografsku ploču. Uopštena šema prolaska svetlosnog zraka kroz optički mikroskop za slučaj kada se slika projektuje na fotografsku ploču data je na slici 2.11. Objektiv projektuje uvećanu realnu međusliku (O') objekta (O) na određenom rastojanju od svoje žižne ravni, koje odgovara optičkoj dužini tubusa. Odnos O'/O međuslike predstavlja pojedinačno uvećanje objektiva. Okular se takođe karakteriše svojim pojedinačnim uvećanjem. Odnos između veličine slike objekta i veličine objekta predstavlja uvećanje mikroskopa. Ono se izračunava kao proizvod uvećanja objektiva i uvećanja okulara. Uvećanje objektiva može može biti i 100 puta, a uvećanje okulara obično ne prelazi 20 puta. Razliku između biološkog i metalografskog mikroskopa šematski prikazuje slika 2.12. Biološki mikroskop zahteva optički transparentni uzorak, a metalografski zahteva uzorak koji reflektuje svetlost. Pošto kod biološkog mikroskopa svetlost prolazi kroz uzorak, on se može nazvati i transmisionim optičkim mikroskopom [6]. Veća mikroskopska uvećanja zahtevaju veštačko osvetljenje uzorka. snop svetlosti se mora tako dovesti da je slika oslobođena ometajućih refleksa, da osvetljavajući snop svetlosti ima optimalnu aperturu i da se na uzorak dovodi što je moguće manji snop svetlosti pri maksimalnoj mogućoj jačini osvetljenja. Ove uslove ispunjava Kelerov (Köhler) princip osveljavanja (slika 2.13). Svetlosni izvor se projektuje kroz kolektorsko sočivo, a na mestu projekscije nalazi se blenda sa promenljivim otvorom, što omogućava da se isključi proizvoljni deo slike svetlosnog izvora. Neposredno posle otvora kolektorskog sočiva je duga promenljiva blenda, koja omogućava da se veličina osvetljene površine na uzorku može u izvesnim granicama menjati.

Slika 2.11. Šematski prikaz prolaska svetlosnog zraka kroz optički mikroskop [1]

Slika 2.12. Šematski prikaz biološkog (a) i metalografskog (b) mikroskopa [6]

Slika 2.13. Šematski prikaz osvetljavanja prema Kelerovom principu [1] Optički mikroskopi se odlikuju velikim brojem sočiva (10 – 12), tako da osim objektiva i okulara postoji još niz međusočiva. Uloga međusočiva je da ukloni aberacije slike. Maksimalna rezolucija optičkog mikroskopa izračunava iz jednačine (2.1), u kojoj je n indeks prelamanja sredine koja se nalazi između objektiva i uzorka. Ako se prostor između objektiva i površine uzorka popuni imerzionim uljem, koje ima indeks prelamanja veći od 1, povećava se numerička apertura mikroskopa, a time i njegova rezolucija. U svojstvu imerzionog ulja najčešće se primenjuje kedrovo ulje sa indeksom prelamanja 1,52 [7]. Ugaona apertura objektiva praktično nije veća od α = 720. Na taj način je maksimalna vrednost sinα ≈ 0,95, odakle sledi da je maksimalna vrednost numeričke aperture za suvi objektiv 0,95, a za imerzioni objektiv 1,44 [7]. Za osvetljavanje površine uzoraka kod metalografskih mikroskopa koristi se bela svetlost, za čiju se talasnu dužinu može uzeti vrednost od približno 550 nm. Na osnovu toga iz jednačine (2.1) sledi da je maksimalna moć razlučivanja optičkog mikroskopa oko 0,2 μm [7] (hiljadu puta veća nego ljudskog oka).

2.3.2. APARAT ZA MERENJE MIKROTVRDOĆE Ovaj aparat omogućava merenje tvrdoće pojedinih mikronstituenata strukture pri posmatranju na mikroskopu. U kombinaciji sa specijalnim vrstama nagrizanja vrlo je koristan u identifikaciji mikronstituenata, jer se na osnovu vrednosti mikrotvrdoće moguće je izvesti zaključak o prirodi pojedinih faza. Aparat za merenje mikrotvrdoće može biti izveden kao veliki mikroskopski objektiv, kao što je slučaj sa aparatom za Cajsov (Zeiss) mikroskop.

Slika 2.14. Poprečni presek Cajsovog aparata za merenje mikrotvrdoće po HanemanBernhardu [1]

Cajsov aparat za merenje mikrotvrdoće po Haneman-Bernhardu (HanemannBernhardt) u poprečnom preseku izgleda kao na slici 2.14. Sićušna dijamantska Vikersova piramida (a) postavljena je centralno u prednje sočivo objektiva. Zbog toga se ne može iskoristiti ukupna apertura objektiva od 0,65 sa sopstvenim povećanjem od 30 puta, već samo spoljni kružni deo. Sočiva objektiva se nalaze u kućištu, učv vršćena su oprugom (d) u aparatu za ispitivanje tvrdoće i mogu da se vertikalno pomeraju po optičkoj osi. Pri utiskivanju dijamantske piramide u uzorak pomera se objektiv, zbog čega raste sila opruge. Tako sila opruge predstavlja meru opterećenja utiskivača. Sila opruge se meri na skali koja se vidi u okularu. Radi merenja kvadratnog otiska piramide koristi se okular sa mikrometrom. Za merenje mikrotvrdoće potrebno je izbaždariti i mikrometar na okularu i skalu za opterećenje.

2.4. MAKROANALIZA STRUKTURE METALA I LEGURA Makroanaliza (makroskopska analiza) metala i legura se sastoji u ispitivanju njihove strukture golim okom ili pri neznatnim uvećanjima (do 30x). Makroanalizom se otkriva makrostruktura, tj građa metala koja se opaža golim okom ili lupom [8]. Makrostruktura se može ispitivati na površini metalnog proizvoda ili poluproizvoda, na prelomu i na isečenom uzorku posle njegovog šlifovanja (brušenja) i hemijskog nagrizanja specijalnim reaktivima. Išlifovani i nagriženi uzorak se naziva makrošlifom (templetom). Makroanaliza se primenjuje za otkrivanje [8]: − oblika i rasporeda metalnih zrna u odlivku; − pravaca vlakana (deformisanih zrna) u otkovcima; − hemijske i strukturne nehomogenosti; − defekata (pukotine, usahline); − strukture vara; − karaktera loma (prema izgledu preloma). Kada se makrostruktura ispituje na uzorku, on se iz komada iseca na strugu ili testerom za metal. Jedna od ravnih površina uzorka se potom ravna struganjem ili grubim brušenjem. Nakon toga se uzorak brusi (šlifuje) ručno ili na mašini za šlifovanje brusnim papirima za fino brušenje različite granulacije. Šlifovanje započinje na metalografskom brusnom papiru sa najgrubljim abrazivnim zrnom, a zatim se serijski prelazi na šlifovanje na brusnim papirima sa sitnijim zrnom. Pri prelazu sa jedne granulacije na drugu granulaciju brusnog papira uzorak se rotira za 900 i brusi dok se ne izgube risevi (brazde) nastali od prethodnog papira. Posle završenog šlifovanja, radi otkrivanja (razvijanja) strukture, uzorci se odmašćuju i podvrgavaju dubokom nagrizanju hemijskim reaktivima (rastvorima i smešama kiselina i baza), koji se biraju u zavisnosti sastava uzorka i cilja ispitivanja. Nagrizanje većinom reaktiva se ostvaruje potapanjem uzoraka. Reaktiv reaguje sa delovima uzorka na kojima postoje defekti ili nemetalni uključci intenzivnije, tako da površina makrošlifa postaje reljefna. Nagriženi makrošlif se na kraju ispira vodom, a onda alkoholom radi sprečavanja korozije [8]. Otkrivanje strukture livenog čelika. Kristalna zrna livenog metala imaju dendritnu (razgranatu) formu. Takvi kristali se nazivaju dendritima. Dendritna struktura čelika se otkriva reaktivima koji sadrže jone bakra. Ovim reaktivima se otkriva i segregacija ugljenika i fosfora u čelicima. Tipičan rastvor za razvijanje dendritne strukture je sledeći: 85g CuCl2, 53g NH4Cl i 1000 ml vode. Dendritna struktura se razvija tako što se površina otšlifovanog uzorka protrlja vatom namočenom u allkohol, a onda se uzorak potopi u reaktiv na 1,5 – 2 minuta. Tokom držanja

makrošlifa u reaktivu železo sa površine uzorka se rastvara i istiskuje bakar iz rastvora po reakciji: 3CuCl2 + 2Fe = 2FeCl3 + 3Cu, pa se površina šlifa prekriva precipitatom bakra. Ovaj precipitat se sa površine šlifa uklanja trljanjem mokrom vatom. Šlif se potom osuši i podvrgava pregledu. Na ovaj način otkrivena dendritna struktura čeličnog odlivka prikazana je na slici 2.15.

Slika 2.15. Dendritna struktura čeličnog odlivka Otkrivanje strukture odlivka. Tipična struktura odlivka metala i legura sastoji se od 3 zone: 1. zone sitnih ravnoosnih kristala u površinskoj zoni odlivka, koji se obrazuju pri brzom hlađenju rastopa u kontaktu sa zidovima kalupa; 2. zone stubičastih kristala usmerenih duž pravca odvođenja toplote, tj. normalno na zidove kalupa (zona transkristalita [1]); 3. zone krupnih ravnoosnih kristala u sredini odlivka. Ova struktura se kod čeličnih odlivaka otkriva nagrizanjem 10%-nim rastvorom HNO3 u vodi (slika 2.16).

Slika 2.16. Makrostruktura čeličnog odlivka. Nagriženo 10%-nim vodenim rastvorom HNO3 [3]

Otkivanje vlaknaste strukture čelika. Pri preradi čelika plastičnom deformacijom (valjanjem, kovanjem) metalna zrna se deformišu i izdužuju u pravcu deformacije, pa zrnasta struktura prelazi u vlaknastu. Tok vlakana u deformisanom komadu pokazuje pravce tečenja metala tokom prerade u plastičnom stanju. Vlaknasta struktura metala uzrokuje jako izraženu anizotropiju njegovih svojstava. Za delove koji rade u uslovima visokih opterećenja (kolenasta vratila, zupčanici, ventili, kuke dizalica, poluosovine automobila) je važno da su vlakna raspoređena paralelno konturi proizvoda, što se postiže pravilnim izborom postupka oblikovanja plastičnom deformacijom. Vlaknasta struktura se otkriva nagrizanjem reaktivom i po metodici nagrizanja za otkrivanje dendritne strukture. Slika 2.17. prikazuje vlaknastu strukturu kovane kuke dizalice, a slika 2.18 vlaknastu strukturu kovanog zavrtnja za učvršćivanje železničkih šina.

Slika 2.17. Vlaknastra struktura kovane kuke za dizalicu

Slika 2.18. Vlaknastra struktura kovanog zavrtnja za železničke šine Otkivanje rasporeda sulfida u čeliku. Sumpor je u čeliku štetna primesa, pošto izaziva lom u crvenom usijanju, tj. krtost na povišenim temperaturama. U legurama Fe – C sumpor se nalazi u obliku sulfida FeS i MnS. Otkrivanje hemijske nehomogenosti (likvacije) sumpora u čeličnim proizvodima izvodi se po metodi Baumana. Baumanova metoda se sastoji u dobijanju sumpornog otiska [3,8]. Ovaj otisak se uzima na fotografskom papiru. Površina makrošlifa se protrlja vatom natopljenom alkoholom, a fotografski papir se potopi na svetlu u 5% rastvor H2SO4 u trajanju od 5 – 10 minuta. Obrađeni foto papir se pincetom izvuče iz rastvora kiseline i ovlašno prosuši filter papirom radi uklanjanja viška rastvora, a onda se emulzijom postavi na površinu makrošlifa. Fotopapir se na makrošlifu drži 1 – 2 minuta, a onda se pažljivo skine. U prisustvu sulfidnih uključaka u čeliku, između njih i preostale sumporne kiseline u fotopapiru dolazi do sledećih reakcija: FeS + H2SO4 = FeSO4 + H2S

MnS + H2SO4 = MnSO4 + H2S. Vodonik sulfid koji se izdvaja reaguje sa srebrobromidom iz emulzije fotopapira i nastaje srebrosulfid, koji se na foto papiru pojavljuje u obliku tamno braon tačaka: 2AgBr + H2S = Ag2S + 2 HBr. Ukoliko dobijeni otisak treba sačuvati kao dokument, foto papir se opere vodom i fiksira na uobičajeni način. Baumanov sumporni otisak sa uzoraka železničkih šina prikazan je na slici 2.19.

Slika 2.19. Baumanov sumporni otisak sa makrošlifa izrezanog iz železničke šine [8] Makroanaliza preloma metala. Prelomi metala se razlikuju zavisno od sastava metala, njegove strukture, prisustva defekata, uslova obrade i eksploatacije. Analiza preloma omogućava otkrivanje strukture, a ponekada i uzrok preloma. Analiza prema vidu preloma naziva se fraktografskom analizom [8]. Kao objekat analize služi površina preloma u polaznom stanju i ne zahteva posebnu obradu. Ako se kontroliše kvalitet metala, onda se se ispitivanje radi na uzorcima sa zarezom, koji se podvrgavaju udarnom opterećenju (videti ispitivanje žilavosti u predmetu Ispitivanje metala 1). Tip loma svedoči o karakteru loma metala. Lomovi se dele na krti (kristalasti), žilavi (vlaknasti) i zamorni. Na slici 2.20. prikazan je prelom usled zamora.

Slika 2.20. Prelom usled zamora. Na levo strani su vidljive linije odmora u zoni širenja zamorne pukotine. Desno je zona nasilnog loma [8]

2.4. MIKROANALIZA STRUKTURE METALA I LEGURA Mikroanaliza (mikroskopska analiza) predstavlja metodu ispitivanja strukture metala i legura pomoću mikroskopa na specijalno pripremljenim uzorcima, koji se nazivaju mikrošlifovi. Struktura metala koja se proučava pri mikroskopskoj analizi se naziva mikrostrukturom [8,9,10]. Elementi mikrostrukture se nazivaju mikronstituentima [1]. Metalografski mikroskop daje uvećanja od 50 – 1500 puta. Najčešće se koristi uvećanje do 500 – 600 puta. Proučavanje mikrostrukture se može izvoditi vizuelno (direktno sa mikroskopa) ili sa mikrofotografija. Mikroskopskom analizom se određuju: - oblik i dimenzije kristalnih zrna; - građa legure posle termičke i hemijsko-termičke obrade; - mikrodefekti (mikropukotine, pore, šupljine) - zagađenost nemetalnim uključcima. Kod čelika mikroskopskom analizom se može približno odrediti hemijski sastav (sadržaj ugljenika). Mikroskopska analiza se sastoji od pripreme šlifova, razvijanja mikrostrukture i metalografskog pregleda pod mikroskopom.

2.3.1. PRIPREMA MIKROŠLIFA Uzorak pripremljen za mikroskopsku analizu naziva se mikrošlif [8]. Pošto se na metalografskom mikroskopu neprozračni mikrošlif posmatra o reflektovanoj svetlosti, njegova površina mora biti ogledalasta. Uzorak za pripremanje mikrošlifa se dobija mehanički – sečenjem, obradom na strugu, frezovanjem, ili anodno-mehanički [8]. Uzimanje uzorka mora biti prilagođeno cilju ispitivanja. Na primer, kod valjanih proizvoda postoji razlika u strukturi između uzoraka koji se bruse uzdužno, poprečno ili paralelno površini. Kod vučenih i presovanih proizvoda razlika se pojavljuje samo u uzdužnom i poprečnom pravcu. Kod kovanih i livenih komada pravac sečenja nije od značaja, mada izbrusci koji su paralelni i upravni na površinu komada pokazuju karakterističnu razliku u strukturi. Veličina jednog uzorka za brušenje (mikroizbruska) iznosi oko 15 x 15 x 10 mm, pri čemu visina treba da je manja od dužine i širine, kako površina izbruska pri daljoj obradi ne bi postala zaobljena. Veći uzorci se seku na manje, pri čemu treba voditi računa da ne dođe do pregrevanja uzoraka, kako ne bi došlo do strukturnih promena. Mali uzorci se zatapaju u veštačke smole, kako bi se njima moglo manipulisati. Priprema glatke ogledalaste površine uzoraka se vrši u dva stupnja: brušenjem i poliranjem. Površina uzorka se prvo izravna turpijom ili tocilom. Dalje brušenje se vrši brusnim pairima, ručno ili na disku koji se pokreće elektromotorom. Brusni papir koji se koristi u metalografiji sastoji se od kartonske ili platnene podloge na koju je ravnomerno zalepljeno sredstvo za brušenje (SiC, korund Al2O3) različite krupnoće. Pojedine frakcije zrna brusnog sredstva se razdvajaju sejanjem ili dekantiranjem. Grublje frakcije se odvajaju sejanjem. Brusni papir se označava brojevima, koji pokazuju koliko se na 1 col (25,4 mm) nalazi otvora u situ kroz koje prosejana frakcija zrna sredstva za brušenje. Rastojanje otvora na situ ne odgovara tačno veličini prosejanog zrna, jer se mora

uzeti u obzir i debljina žice sita. Čista širina otvora iznosi oko 0,63 od rastojanja otvora. Veza broja sita i širine otvora data je u tabeli 2.2. Tabela 2.2. Veza između broja otvora sita na 25,4 mm (broj sita) i širine otvora [1] Broj sita 100 120 150 180 220 240 280 Širina otvora, mm 0,160 0,135 0,110 0,095 0,073 0,065 0,056 Finije frakcije brusnog sredstva se odvajaju dekantiranjem. Prah brusnog sredstva razmućen u vodi se tokom vremena taloži na dno, prvo gruba zrna, a na kraju najfinija. Izdvojeni talog se deli na 8 stepena finoće. Porast finoće zrna pojedinih frakcija se obeležava oznakama 1/0, 2/0, 3/0... 8/0. Pri ručnom brušenju brusni papir veće krupnoće zrna, oko 100, postavi se na staklenu ili metalnu ploču, a onda se uzorak brusi gore – dole u jednom pravcu dok ne ostanu samo tragovi brušenja u tom pravcu. Tada se prelazi na brušenje na papiru finije frakcije, 120, ali se pri tome uzorak okrene za 900 u odnosu na pravac prethodnog brušenja. Brušenje se vrši sve dok se ne izgube tragovi (risevi) od prethodnog brušenja na papiru 100. Uz okretanje pri svakom prelasku na novi brusni papir nastavlja se brušenje na papirima 150, 180, ... 1/0, 2/0... i 5/0 (slika 2.21).

Slika 2.21. Okretanje uzorka tokom brušenja na brusnim papirima različitih brojeva [9] Posle završenog brušenja sledeća operacija u pripremi šlifa je pretpoliranje sredstvom za poliranje koje je dekantirano 60 minuta. Ono se stavlja na filc ili čoju razapetu na disk koji se može okretati velikom brzinom. Tokom pretpoliranja korisno je izdašno dodavanje vode. Pretpoliranje se vrši toliko dugo dok se ne izgube tragovi prethodnog brušenja. Nakon pretpoliranja se prelazi na poliranje. Kao sredstvo za poliranje se koristi isključivo glinica (Al2O3) ili magnezijumoksid (MgO) u vodenoj suspenziji. U prodaji se nalaze glinice oznaka finoće 1, 2 i 3, a njima odgovaraju vremena taloženja 3, 12 i 24 časa. Najgrublja vrsta, broj 1, je pogodna za tvrde metale (čelik), srednja vrsta, broj 2, za srednje tvrde metale (mesing), a najfinija vrsta, broj 3, za meke metale (aluminijum). Za poliranje su pogodne vunene tkanine, bilijarska čoja, svila ili somot. Tokom poliranja uzorak se stalno mora okretati ili kretati u pravcu suprotnom od pravca rotacije diska za poliranje, jer u suprotnom iza tvrdih mikrokonstituenata, kao što su karbidi, troska, ostaju neispolirani tragovi u vidu senke. Poliranje ne sme da traje predugo, jer mekši mikrokonstituenti mogu biti iščupani, pa površina postaje reljefna [1]. Završno fino poliranje jako mekih materijala se obavlja ručno na somotu, svoli ili koži, na koju se stavlja deblji sloj paste magnezijumoksida. Posle završenog poliranja uzorak mora imati visok sjaj bez tragova na površini. Pri brušenju i poliranju vrlo mekih metala i legura površina uzorka se jako deformiše, te se stvara tanak amorfni sloj, tzv Bilbijev (Beilby) sloj. Naizmeničnim nagrizanjem i

poliranjem ovaj sloj, koji zaklanja pravu strukturu, može se ukloniti, mada ovo ne uspeva u potpunosti kod svih metala. Za vrlo tvrde materijale, kao što su liveni ili sinterovani tvrdi metal, i metale koji u mekoj osnovi sadrže vrlo tvrde mikrokonstituente, uobičajena sredstva za poliranje nisu pogodna, jer su zrna glinice suviše meka da ispoliraju tvrde mikrokonstituente. Za takve materijale se kao sredstvo za poliranje preporučuje dijamantski prah.

2.3.2. RAZVIJANJE MIKROSTRUKURE U mnogim metalografskim ispitivanjima dovoljno je pregledati ispolirani uzorak, najpre golim okom, pa pomoću lupe, a na kraju pomoću mikroskopa. Pvo se stvara utisak o čitavoj poavršini, pa tek posle počinje detaljnije ispitivanje. Na ispoliranom uzorku mogu se prepoznati naprsline, gasni mehurovi, lunkeri, mikrolunkeri, početak korozije, nemetalni uključci itd. [1]. U najvećem broju slučajeva ipak je potrebno pojedine mikronstituenta učiniti vidljivim, odnosno potrebno je razviti mikrostrukturu. Radi razvijanja mikrostrukture ispolirana površina šlifa se podvrgava nagrizanju različitim hemijskim reaktivima. Postupci nagrizanja zavise od razlike u tvrdoći između pojedinih faza, njihove hemijske postojanosti prema reaktivima, hemijskog sastava, kristalografske orijentacije itd. Uopšteno, koristi se mali broj srdstava za nagrizanje. Na primer, za sve ugljenične čelike se koristi 1% HNO3 u alkoholu (tzv. nital). Suština nagrizanja je u različitoj rastvorljivosti pojedinih hemijski nehomogenih elemenata strukture u reaktivu. Kao rezultat nagrizanja površina mikrošlifa dobija složeni reljef koji karakteriše strukturu metala. Svetlosni zraci koji na metalografskom mikroskopu osvetljavaju površinu uzorka, sa polirane površine uzorka se odbijaju u istom pravcu (slika 2.22). Sa nagrižene površine zraci se odbijaju u različitim pravcima, pa u okular mikroskopa sa različitih delova šlifa dospeva različita količina svetlosti. Slabije nagrižene oblasti površine šlifa će u vidnom polju mikroskopa biti svetlije, dok će se jače nagrižene oblasti, zbog većeg rasipanja svetlosnih zraka, biti tamnije [8,9,10].

Slika 2.22. Razlike u refleksiiji svetlosti sa nenagriženog i nagriženog uzorka

Nagrizanje granica zrna. Pod nagrizanjem granica zrna se podrazumeva takvo nagrizanje pri kome se nagrizaju isključivo granica zrna metala i legura, dok se pojedina zrna ne razlikuju vidno po obojenju [1]. Na granicama zrna su često prisutne metalne i nemetalne nečistoće u vidu tanjeg ili debljeg sloja, koje su hemijski manje plemenite od kristalnih zrna. Pri nagrizanju stvaraju se lokalni elektrohemijski galvanski spregovi, pri čemu se supstanca na granicama zrna, kao neplemenitiji mikrokonstituent, rastvara, dok kristal ostaje nedirnut. Kristalna zrna su posle nagrizanja odvojena jedna od drugih usled stvorenih udubljenja po njihovim granicama (slika 2.23).

Slika 2.23. Nagrizanje granice zrna. Čisto železo, 10s u 1% nitalu. 100x [1] Površinsko nagrizanje zrna. Ako se posle nagrizanja pojedina kristalna zrna razlikuju po obojenju, radi se o površinskom nagrizanju zrna. Obojenje može biti raznovrsno i može nastati na različite načine. Oksidišuće hemikalije, kao što je azotna kiselina, stvaraju na površini pojedinih zrna slojeve oksida različite debljine, koji imaju sopstvenu mrku boju. Što je oksidni sloj deblji, to je obojenje tamnije (slika 2.24). Na taj način se dobijaju sve nijanse boja od svetložuto-bele do tamnomrke-crne, jer se taloženje oksidnih produkata ne odvija istom brzinom na svim kristalografskim ravnima [1].

Slika 2.24. Nagrizanje povrđine zrna. Čisto železo. Nagrizano 5 minuta u 3% nitalu. Na pojedinim zrnima se nalazi oksidni sloj različite debljine. 100x[1] Obojenje kristalnih ravni zrna se može postići i stvaranjem bezbojnog oksidnog sloja različite debljine. Upadni svetlosni zraci se delom reflektuju sa površine oksidnog sloja, a delom sa metalne površine koja leži ispod oksidnog sloja. Pri tome može doći do interferencije zrakova i da se njihov intenzitet poveća ili smanji, već prema debljini oksidnog sloja. Na taj način će pri belom upadnom osvetljenju, koje sadrži sve boje spektra, neke boje oslabiti, pa se prvenstveno pojavljuju komplementarne boje. Ovaj postupak se primenjuje pri razvijanju strukture postupkom bojenja termičkim nagrizanjem. Postupak se sastoji u zagrevanju poliranog ili slabo nagriženog uzorka na vazduhu. Različiti mikrokonstituenti se prevuku slojem oksida različite debljine, zavisno od njihovog sastava i strukture, tako da nastaju poznate boje zagrevanja. Ukoliko je uzorak duže izložen visokoj temperaturi, utoliko

je oksidni sloj deblji, te se postiže promena nijansi obojenja. Na primer, jedinjenje Cu3P se u bronzi boji plavo, a Cu4Sn žuto. Pri zagrevanju ugljeničnih čelika na 2800C perlit se boji plavo, a cementit crveno. Pri zagrevanju sivog liva na 3000C perlit je svetloplav, a fosfid železa crven. Reljefno poliranje. Dok se pri normalnom pripremanju mikrošlifa teži da se izbegne stvaranje reljefa, dotle se pri reljefnom poliranju namerno stvara velika razlika po visini između tvrdih i mekih kristalnih vrsta. Tada uzorak nije potrebno nagrizati, jer su, naročito pri kosom osvetljenju, mikrokonstituenti dobro istaknuti (slika 2.25). Razlika u nivou se postiže dugotrajnim poliranjem, pri čemu se taj efekat pojačava ako se ispod ispod tkanine za poliranje postavi guma, pergament ili bilo koji meki materijal [1].

Slika 2.25. Reljefno poliranje. Čelik sa 1,3%C. Tvrda karbidna zrnca se izdižu u reljefu iz mnbogo mekše feritne osnove (koso osvetljenje). 500x [1] Duboko nagrizanje. Pri dubokom nagrizanju se primenjuju hemikalije koje rastvaraju samo jedan jedini mikrokonstituent, dok na druge faze slabije deluje (slika 2.26). Tako se neposredno dobija predstava o veličini, obliku i prostornom rasporedu pojedinih mikrokonstituenata.

Slika 2.26. Duboko nagrizanje. Čelik sa 0,9%C nagrizan 10%-nim rastvorom FeCl3. Ferit iz perlita je rstvoren, lamele karbida železa usamljeno se izdižu. 500x [1] Elektrolitičko nagrizanje. Pri ovom nagrizanju uzorak se u elektrolitičkoj ćeliji priključuje kao anoda, a kao katoda služi lim od platine, aluminijuma ili nerđajućeg čelika. Elektrolit za nagrizanje i jačina struje se moraju tačno odrediti prema vrsti materijala uzorka. Nagrizanje trljanjem. Ovo nagrizanje se obavlja tako što se polirana površina šlifa trlja vatom natopljenom sredstvom za nagrizanje sve dok se ne pojavi struktura. Ako proces nagrizanja traje duže, vata se češće natapa sredstvom za nagrizanje. Termičko nagrizanje. Neke vrste kristala (faze) su postojane samo na povišenim temperaturama. Pri hlađenju one se raspadaju na druge faze. Neki put se visokotemperaturne faze mogu kaljenjem pothladiti do sobne temperature, kao, na primer, β-bronza, koja se tada može normalno nagristi. U drugim slučajevima, kao u slučaju γ-železa kod ugljeničnih čelika, visokotemperaturna faza se i pored maksimalne brzine hlađenja ne može pothladiti do sobne

temperature. Da bi se tada razvila visokotemperaturna struktura, koristi se termičko nagrizanje na povišenim temperaturama. Pri tome se izbrušen i ispoliran uzorak zagreva u oblasti stabilnosti visokotemperaturne faze i tretira gasovitim ili rastopljenim solima. Čelik sa 0,5%C, prikazan na slici 2.27, žaren je u azotu bez kiseonika 20 časova na 12000C, a potom polako hlađen u atmosferi azota. Austenit (γ-železo), koji je postojan samo na visokim temperaturama, a koji se prepoznaje po trakama dvojnika, nagrizen je pod uticajem azota svetlo-tamno. Istovremeno su isparile nečistoće sa granica zrna, tako da pojedina austenitna zrna izgledaju plastično i izolovano.

Slika 2.27. Termičko nagrizanje. Čelik sa 0,5%C, zagrevan 20 lasova na 12000C u struji azota. Razvijena je struktura austenitne faze, koja je postojana samo na visokim temperaturama. 200x. [1] Pored navedenih, postoje i drugi postupci nagrizanja [1].

2.3.3. ODREĐIVANJE VELIČINE I OBLIKA METALNIH ZRNA Na nagrizenom mikrošlifu se zapaža da se zapaža da se struktura tehničkih metala i legura sastoji od velikog broja kristalnih zrna, tj. metali su polikristalna tela. Susedna zrna čistog metala imaju istu kristalnu građu, a dodiruju se duž granica zrna pod raznim uglovima kristalnih ravni. To dovodi do remećenja pravilne građe kristala oblastima granice zrna. Nepravilna građa granica zrna ima znatan uticaj na mnoga svojstva metala, kao što su tvrdoća, čvrstoća, izduženje, udarna žilavost i dr. [1]. Veličina metalnih zrna se može menjati pomoću raznih postupaka prerade, kao što su livenje, hladna i topla deformacija, žarenje. Stoga se merenjem veličine zrna može odrediti (kontrolisati) da li je određeni proces prerade tehnološki dobro vođen, kao i da li za određeni proces prerade ili primenu dati metal ima povoljnu veličinu zrna. Granice zrna na metalografskom šlifu ne daju neposredno stvarnu veličinu zrna, odnosno zapreminu zrna. Ispitivana površina šlifa predstavlja samo ravan presek kroz agregat zrna, odnosno kroz zapreminu pojedinih zrna. Na ovakvim površinama preseka mogu da se jave različite površine zrna, čak i ako su sva zrna tačno iste veličine, tj. ako su u obliku lopti sa istim radijusom. Pri proizvoljnom preseku kroz skupinu lopti samo će neke od njih biti presečene po ekvatoru, odnosno po krugu koji ima najveću površinu, dok će sve ostale lopte biti presečene po krugovima koji su bliži polu. Problem se još usložnjava time što realna kristalna zrna nemaju oblik lopte, već su to tela ograničena nepravilnim ravnim površinama. Zbog ovih poteškoća usvijeno je da se kao veličina zrna metala definišu veličine površine preseka zrna u vidnom polju, pri čemu se najčešće određuje srednja vrednost, bilo površine, bilo prečnika zrna. Ako se traži veća tačnost obrađuje se statistika zrna, dok se stvarna veličina zrna određuje samo u posebnim slučajevima.

Za merenje veličine zrna važno je imati jasno nagrizenu granicu zrna ili površinu zrna. Kod postupka koji daje srdnju veličinu zrna, broj kristala koji se broje ne sme biti ni suviše veliki ni suviše mali. Povoljan presek je onaj na kome 100 – 200 zrna. Na svakom uzorku treba izvršiti najmanje tri merenja na različitim mestima. Merenje veličine zrna se može izvršiti na nekoliko načina. Ako treba odrediti dimenzije pojedinačnih zrna, koristi se merni okular ili okular sa zavrtnjem. Prvi se sastoji iz jednog malog okruglog stakla na kome su ugravirani podeoci i koje je stavljeno u poseban okular, pa se merenje može izvesti neposredno. Merni okular sa zavrtnjem se sastoji od jedne nepokretne i jedne pokretne staklene ploče. Na svakoj ploči se nalazi prava linija. Obe linije su paralelne. Pokretna ploča se može pomerati okretanjem doboša. Rastojanje između zareza se čita na skali doboša. Druga metoda se sastoji u tome da se struktura pomoću Abeovog ogledala za crtanje, koje je postavljeno na okularu tubusa, projektuje na list hartije. Zrna se tada mogu prvo nacrtati, pa onda meriti, ili se neposredno mogu meriti sa projektovane slike. Kod postupka merenja površine ocrta se izvestan broj kristala duž granice zrna, odredi ocrtana površina F pomoću planimetra i izbroji broj kristala n unutar te površine. Ako je uvećanje V, dobija se srednja površina zrna: Fm = F·106/nV2, gde se površina izražava u mm2. Češće se koristi postupak kruga (slika 2.28). Na slici iscrtamo krug određene površine Fk =πd2/4 (mm2) i prvo izbrojimo zrna koja potpuno leže unutar iscrtanog kruga z, a zatim ona zrna koja su presečena kružnicom n. Broj poslednjih se množi faktorom 0,67 (smatra se da 67% presečnih zrna leži u unutrašnjosi kruga). Pri poznatom uvećanju V dobija se srednja površina preseka zrna: Fm = Fk·106/(0,67n + z)V2 (μm2).

Slika 2.28. Merenje veličine zrna pom metodi kruga [1] Merenje površine zrna po metodi kruga može se primeniti samo ako struktura nije usmerena. Ako su zrna izdužena, kao prilikom valjanja ili izvlačenja na hladno, tada se primenjuje merenja prečnika zrna, pri čemu se određuje srednji prečnik zrna proizvoljne orijentacije, a ne srednja površina preseka zrna. Zbog toga se ovaj postupak može primeniti za određivanje veličine i zrna koja su usmerena i zrna koja nisu usmerena. Za usmerenja zrna se određuje odvojeno srednji prečnik zrna za pravac deformacije (Dpd) i za poprečni pravac (Dpp). Iz odnosa dužina Dpd : Dpp izvlači se zaključak o stepenu deformacije. Kod postupka merenja prečnika (slika 2.29) na snimku se iscrta 5 – 10 paralelnih linija, od kojih je svaka dužine L (mm). Zatim se izbroje zrna koja linija potpuno preseca z, pri čemu se dodaje prvo zrno koje je samo delom presečeno, dok se poslednje izostavlja. Ako je p broj linija, a V uvećenje, tada je sredni prečnik zrna Dm u datom pravcu jednak: Dm = Lp103/zV (μm). Ako su velike razlike u veličini zrna nekog metala, ili ako se želi dobiti tačna slika o raspodeli veličine zrna. onda se mora primeniti statistička obrada podataka o zrnima (statistika zrna). Za ovu svrhu se pojedina zrna iz ograničenog područja izmere planimetrom,

ili se iseku sa fotografije i izmere na analitičkoj vagi. Sva zrna se raspodele u klase. U prvu klasu se svrstavaju zrna koja imaju površinu između 0 i 50 μm2, u drugu od 50 – 100 μm2, itd. Posle toga se određuje broj zrna u svakoj klasi i ti podaci se unose na ordinatu dijagrama raspodele. Na apscisu dijagrama se nanosi površina zrna. Spajanjem tačaka na dijagramu dobija se predstava o raspodeli veličina zrna, tzv. statistika zrna.

Slika 2.29. Merenje veličine zrna po metodi prečnika [1] Detaljniji podaci o metodama merenja veličine zrna mogu se naći u literaturi [1].

2.3.4. ODREĐIVANJE KOLIČINSKOG UDELA POJEDINIH MIKROKONSTITUENATA Svojstva jedne legure su određena svojstvima njenih pojedinih mikrokonstituenata. Razvijeni su različiti postupci za određivanje udela pojedinih mikrokonstituenata pomoću metalografskih slika. Pri ovome se uzima da je deo površine slike uzorka koji se posmatra proporcionalan zapreminskom udelu, a ne masenom. U jednostavnijim slučajevima količinski udeo se može odrediti subjektivno. Sve legure Fe-C, sa sadržajem ugljenika između 0 i 0,8% sadrže mikrokonstituente ferit i perlit u promenljivim količinama. Čisto železo se sastoji 100% od ferita, a čelik sa 0,8%C se sastroji od 100% perlita. Prema tome, svakih 0,1%C povećava udeo površine perlita za 0,1·100/0,8 = 12,5%. Kod lagano hlađenih čelika se vežbom na taj način može odrediti sadržaj ugljenika procenom sa metalografskih slika. Ako se zahteva veća tačnost, onda se pojedini mikrokonstituenti moraju moraju izmeriti. Za ovo merenje se koriste postupak vaganja i postupak mreže, a za tačna merenja koristi se integracioni sto [1]. Kod postupka vaganja isecaju se konture pojedinih pojedinih mikronstituenata sa fotografije i mere na analitičkoj vagi. Pretpostavljajući da je papir homogen, masa hartije se nalazi u istom odnosu kao i odgovarajući mikrokonstituenti. Kod postupka mreže na fotografiji mikrostrukture iscrta se mreža od 10-20 linija koje se seku pod pravim uglom i u milimetrima se mere dužine linija koje se nalaze u pojedinim mikrokonstituentima. Detaljniji podaci o određivanju količinskog udela mikrokonstituenata mogu se naći u literaturi [1].

2.3.5. KVANTITATIVNO ODREĐIVANJE STRUKTURA METODOM POREĐENJA Merenje veličine zrna ili određivanje količinskog udela pojedinih mikrokonstituenata može se izvesti tačno po pomenutim postupcima. Međutim za serijska ispitivanja, kod kojih je potrebno ispitati veliki broj uzoraka u što kraćem vremenu, ove metode su dugotrajne. Da bi se skratila dugotrajna merenja strukture i da bi se subjektivna procena postavila na čvrstu osnovu izrađene su za različite svrhe slike struktura za poređenje. Kod procene strukture pomoću slika za poređenje (ili tzv. uporednih nizova) postupa se tako što se struktura koja se ispituje poredi sa nizom sličnih struktura, kod kojih se karakteristike strukture menjaju postepeno u odnosu na strukturu koju treba proceniti. Poređenje se vrši pri tačno utvrđenom uvećanju i veličini slike. Ovo se obavlja na mat ploči mikroskopa ili pomoću specijalnih dodataka za mikroskopu, dodatkom sa uporednim nizovima ili okularom sa uporednim nizovima. Ovi uređaji su tako konstruisani da se ušporedni nizovi i ispitivani uzorak istovremeno pojavljuju jedno pored drugog u vidnom polju okulara. Način rada sa uporednim nizovima može se objasniti na primeru metode po Mc-Quaid Ehn-u. Kod čelika koji nisu dezoksidisani aluminijumom pri cementaciji (naugljenisavanju površine čelika) dolazi do manjeg ili većeg rasta austenitnog zrna, što je nepoželjno, jer se pri kasnijem kaljenju stvara jako grub martenzit. Da bi se za dati čelik ispitala nasledna veličina austenitnog zrna, žari se 8 časova na 9300C u sprašenoj smeši ćumura i barijumkarbonata i na kraju polako hladi. Pri tome se na granicama austenitnih zrna izlučuje sekundarni cementit Fe3C. Nagrizanjem metalografskih uzoraka alkalnim natrijum-pikratom, perlit, koji je nastao iz austenita, ostaje svetao, dok se cementiti na granicama zrna boji tamno. On obrazuje tamnu mrežu i na taj način obeležava prvobitnu granicu austenitnih zrna. Pri mikroskopskom uvećanju od 100 puta poredi se cementitna mreža sa nizom šematskih slika, koje imaju različite veličine zrna i koje nose brojeve od 1-8 (slika 2.30). Ako z označava broj zrna po kvadratnom inču pri povećanju od 100 puta, a N broj slike za poređenje, tada za definiciju ASTM skale za veličinu zrna (ASTM American Society for Testing Materials) važi odnos: z = 2N-1. Veličina zrna broj 1 po ASTM-u predstavlja, dakle, veličinu zrna čiji je poprečni presek pri povećanju od 100 puta tačno 1 kvadratni inč. Preračunavanje u metrički sistem se obavlja po jednačini: z = 16·2N-1, a preračunate vrednosti su date u tabeli 2.3. Tabela 2.3. Preračunavanje ASTM veličine zrna u metrički sistem Broj zrna po kvadratnom inču Broj ASTM Broj zrna po mm2 Površina zrna u μm2 (uvećanje 100x) 1 1 16 62000 2 2 32 31000 3 4 64 15600 4 8 128 7800 5 16 256 3900 6 32 512 1950 7 64 1024 980 8 128 2048 490 Slično kao kod Ehn-veličine zrna ASTM je izradio tabelu za veličinu grafitnih lamela kod sivog liva (slika 2.31). Pri tome oznake od 1-8 odgovaraju određenoj srednjoj dužini pojedinačnih grafitnih lamela pri povećanju od 100 puta, a koje su date u tabeli 2.4.

Za određivanje fizičkog stepena čistoće, naročito za čelike, sačinjeni su različiti uporedni nizovi za poređenje uključaka troske, koji omogućavaju da se brojno odrede količina i raspodela nemetalnih uključaka u čeliku. Pri tome treba praviti razliku između uključaka koji se mogu plastično deformisati i krtih, zrnastih uključaka, a oznaka prema uporednim nizovima daje se odvojeno za obe vrste uključaka. U plastične uključke se ubrajaju sulfidi, ali i poneki silikati, dok krte uključke čine oksidi i većim delom kompleksni silikati. Slika 2.32 prikazuje izgled pojedinih nizova za poređenje uključaka troske. Ocena čelika sa „3p; 1s“ znači da su plastični uključci slični onima na slici 3p, a krti uključci su slični onima na slici 1s. Tabela 2.4. Srednja dužina grafitnih lamela po ASTM-u ASTM broj Srednja dužina grafitnih lamela u mm pri uvećanju 100 puta 1 > 100 2 100 - 50 3 50 - 25 4 25 – 12 5 12 – 6 6 6–3 7 3 – 1,5 8 < 1,5

Slika 2.30. Uporedni nizovi za određivanje zrna po ASTM (važi za mikroskopsko uvećanje od 100x) [1]

Slika 2.31. Uporedni nizovi za određivanje dužine grafitnih lamela po ASTM (važe za mikroskopsko uvećanje od 100x) [1]

Slika 2.32. Uporedni nizovi uključaka troske (važi za uvećanje od 100x) [1] LITERATURA 1. Herman Šuman, Metalografija, TMF, Beograd, 1989 2. H. Waschull, Präparative Metallographie, VEB Deutscher Verlag, Leipzig, prevod na ruski: Х. Вашуль, Практическая металлография, Металлургия, Москва, 1988 3. George F. Vander Voort, Metallography Principles and Practice, ASM Inernational, Fourth printing, June 2007 4. D. Brandon, W. Kaplan, Microstructural Characterization of Materials, John Wiley & Sons Ltd., 1999, prevod na ruski: Д. Брандон, У. Каплан, Мир материалов и технологий – Микроструктура материалов. Методы иследования и контроля, Техносфера, Москва, 2004 5. Arthur C. Reardon (ed), Metallurgy for the Non-Metallurgist, Second Edition, ASM International, 2011 6. R.F. Egerton, Physical Principles of electron Microscopy, Springer, 2005 7. В.А. Батаев, А.А. Батаев, А.П. Алхимов, Методы структурного анализа материалов и контроля качества деталей, Флинта, Наука, Москва, 2007

8. Ю.Б. Куроедов, В.В. Коноводов, Е.В. Агафонова, Материаловедение: Методические указания к выполнению лабораторных работ, Новосиб. гос. аграр. ун-т. Инж. ин-т, Новосибирск, 2011. 9. Т.Д. Накорнеева, О.Ю. Теплоухов, В.И. Плеханов, Микроскопический метод исследования металлов и сплавов: Методические указания к лабораторной работе по дисциплине "Материаловедение" и "Теория строения металлов", Тюменский государственный нефтегазовый университет, Тюмень 2002 10. Т.А. Грачёва, Т.А. Кузьмичёва, А.В. Писклов, Определение характеристик микроструктуры поликристаллических материалов методами оптической микроскопии, Лабораторный практикум, Нижегородский государственный университет им. Н.И. Лобачевского, 2010

3.

AGREGATNA STANJA METALA

Svaka supstanca može postojati u jednom od tri agregatna stanja: gasovitom, tečnom i čvrstom. Na visokim temperaturama postoji i četvrto agregatno stanje – plazma. Metali se na sobnoj temperaturi najčešće javljaju u čvrstom agregatnom stanju u kristalnom obliku, samo izuzetno u amorfnom. Agregatna stanja razlikuju se prema rasporedu atoma ili molekula unutar supstance i relativne jačine međuatomskih, odnosno međumolekulskih sila. Između tečnog i gasovitog stanja nema oštre granice, pa je zajednički naziv za ova agregatna stanja – fluidno stanje. Kristalno stanje razlikuje se znatno od fluidnog stanja, jer njegova granična površina i svojstva zavise od kristalografskog pravca. Svojstva koja zavise od pravca merenja, kao što su toplotno širenje, električna toplotna provodljivost, tvrdoća itd., nazivaju se vektorska, dok se svojstva koje ne zavise od pravca merenja, kao što su gustina, specifična toplina itd., nazivaju skalarna. Kristali su u principu anizotropne supstance, zbog svojih vektorskih svojstava. Nasuprot tome, amorfne supstance i fluidi su izotropne supstance, jer njihova svojstva ne zavise od pravca merenja. Kod tečnosti su izuzetak optička svojstva tzv. “tečnih kristala” (smektičkih tečnosti), koja su anizotropna. Amorfne, čvrste supstance ponekad se mogu posmatrati kao fluidi velike viskoznosti (npr. staklo) [1]. Kod metalnih para raspored atoma je potpuno haotičan i slučajan. Zbog velike međusobne udaljenosti i pokretljivosti atoma od kojih je para sastavljena, sile privlačenja između njih su veoma male, što izaziva haotičan raspored, sudaranje, odbijanje, a zbog čega para teži da zauzme što veću zapreminu [2]. Raspored atoma metala u tečnom stanju, nije haotičan kao u gasovitom stanju, već se atomi nalaze na međusobno kraćim rastojanjima, sa tendencijom pravilnog rasporeda (slika 3.1b). Svaki atom je okružen određenim brojem atoma najbližih suseda, koji je karakterističan za određenu temperaturu. Usled velikih toplotnih oscilacija atoma, navedena pravilnost rasporeda se neprekidno narušava i uspostavlja, da bi na temperaturi kristalizacije raspored atoma težio pravilnom rasporedu, karakterističnom za čvrsto stanje.

Slika 3.1. Raspored atoma metala u čvrstom (a) i tečnom (b) stanju [2] Čvrsto agregatno stanje karakterišu posebna svojstva koja nemaju fluidi. Metali u čvrstom stanju imaju tačno određen i zakonomeran raspored atoma (slika 3.1a). Ta pravilnost je karakteristična kako za unutrašnju građu, tako i za spoljašnji oblik. Atomi s pravilnim,

periodičnim ponavljanjem u prostoru formiraju karakteristične kristalne rešetke. Takve rešetke značajno utiču na ponašanje i svojstva metala [1,2]. Kako se fizička metalurgija uglavnom bavi istraživanjem metala u čvrstom stanju, problematika vezana za čvrsto agregatno stanje će se obrađivati skoro u svim sledećim poglavljima.

3.1. PREOBRAŽAJI AGREGATNIH STANJA – FAZNI PREOBRAŽAJI Pre daljeg razmatanja potrebno je upoznati se sa uobičajenim pojmovima u fizičkoj metalurgiji, kao što su sistem, faza i komponenta. Sistem označava grupu supstanci koje se nalaze u međusobnoj fizičko-hemijskoj vezi. On može biti homogen (ako se ne posmatra atomistički), kada ima isti sastav i svojstva u svim delovima, ili heterogen, kada se sastoji od više homogenih delova, koji se međusobno razlikuju. Faza (od grčke reči fazis – pojava, oblik javljanja) je homogeni deo nekog sistema, koji se u načelu može odvojiti mehaničkim putem. Agregatna stanja su zasebne faze u jednokomponentnom sistemu. Kada su agregatna stanja u pitanju, običajeno je da se umesto reči stanje koristi reč faza, pa se tako umesto o čvrstom (tečnom, gasovitom) stanju govori o čvrstoj (tečnoj, gasovitoj) fazi [1]. Isto tako, umesto preobražajima agregatnih stanja govorimo o faznim preobražajima. Komponenta su početni, zasebni delovi nekog sistema, tj. pojedini elementi (metali ili hemijska jedinjenja) koji izgrađuju sistem [1]. Pod određenim termodinamičkim uslovima jedna faza može preći u drugu. Taj proces naziva se fazni preobražaj ili fazna transformacija. Metalurški procesi često uključuju preobražaj metala iz jedne faze u drugu. Primer je očvršćavanje rastopa za vreme procesa livenja. Karakter određene fazne transformacije zavisi od prirode tih dveju faza. Svaka transformacija može se promatrati u zavisnosti od dva faktora: termodinamički faktor određuje da li je neka transformacija moguća, a kinetički brzinu odvijanja procesa [1].

3.1.1. PREOBRAŽAJ TEČNO - ČVRSTO Metali i legure u čvrstom stanju dobijaju se najčešće procesom očvršćavanja (kristalizacijom) rastopa. U tečnoj fazi najlakše se sprovodi mešanje komponenata - legiranje i rafinacija metala, a postupkom livenja materijalu se može naknadno dati željeni oblik. Na mikrostrukturu metala dominantan uticaj ima način očvršćavanja. Kristalizacija započinje stvaranjem klica (nukleusa) čvrste faze, koje daljim rastom smanjuju količinu rastopa do potpune transformacije. Uopšteno uzevši, nukleacija i rast klica određuju nastanak nove faze. Očvršćavanje homogenog rastopa skoro uvijek nastaje nehomogena mešavina više faza u čvrstom stanju. O tome nam detaljnije podatke daju ravnotežni fazni dijagrami, često skraćeno nazvani dijagrami stanja [1]. Sa metalurškog aspekta najinteresantniji preobražaji su oni koji se dešavaju na granici tečno – čvrsto i čvrsto – čvrsto. Proces preobražaja tečne u čvrstu fazu naziva se primarnom kristalizacijom, dok se promene kristalne građe u čvrstom stanju naziva sekundarnom kristalizacijom [2]. Stabilnost agregatnih stanja neke supstance u određenim uslovima određena je vrednošću njegove slobodne energije. Pod slobodnom energijom se podrazumeva onaj deo unutrašnje energije sistema koji je sposoban da izvrši neki rad. Ukoliko je veća slobodna energija, utoliko je sistem manje stabilan i teži da pređe u stanje sa manjim iznosom slobodne

energije. Uopšteno, kristalizacija protiče u uslovima kada tečna faza (rastop) sa povišenom slobodnom energijom prelazi u čvrsto stanje sa manjom slobodnom energijom na toj temperaturi (slika 3.2).

Slika 3.2. Promena slobodne energije metala sa padom temperature: 1 – u čvrstom stanju; 2 – u tečnom stanju [2] Temperatura T0, pri kojoj su vrednosti slobodnih energija tečne i čvrste faze jednake, naziva se ravnotežnom temperaturom. Ako se fazni preobražaj odvija iz tečnog u čvrsto stanje, ta temperatura se naziva temperaturom kristalizacije, a ako se fazni preobražaj odvija iz čvrstog u tečno stanje, onda se naziva temperaturom topljenja. Iz navedenog sledi da pri uslovima jednakih slobodnih energija tečne i čvrste faze, odnosno kada je razlika slobodnih energija faza u ravnoteži jednaka nuli, proces kristalizacije se ne odvija. Za odvijanje procesa kristalizacije je potrebno ostvariti razliku slobodnih energija tečnog i čvrstog stanja. Ta razlika slobodnih energija postoji na temperaturama koje su niže od ravnotežne temperature, što znači da kristalizacija ne počinje na ravnotežnoj temperaturi T0, već na nekoj nižoj temperaturi Ts. Razlika između ravnotežne i stvarne temperature kristalizacije ΔT = T0 - Ts naziva se stepenom pothlađenja. Stepen pothlađenja zavisi od brzine hlađenja, čistoće metala i mnogih drugih faktora [2]. Pri ravnotežnim uslovima, tj. uslovima beskonačno sporog hlađenja, stepen pothlađenja je veoma mali. Sa povećanjem brzine hlađenja stepen pothlađenja raste. Proces kristalizacije, kako je rečeno, sastoji se od dva elementarna procesa. Prvi proces se sastoji u obrazovanju veoma sitnih kristala, koji se nazivaju centrima kristalizacije ili kristalnim klicama. Drugi proces se sastoji u rastu tih klica.

Slika 3.3. Šema kristalizacije metala [2]

Proces kristalizacije putem obrazovanja klica i njihovog rasta je šematski, krajnje uprošćeno, prikazan na slici 3.3. Pretpostavimo da u nekoj ravni u jedinici vremena nastanu 4 klice, koje rastu određenom brzinom. To znači da se na kraju prve sekunde kristalizacije obrazuju 4 klice. Na kraju druge sekunde one su narasle, ali su se u međuvremenu obrazovale još 4 nove klice. I tako redom, putem nastajanja novih klica i rasta već obrazovanih, odvija se proces kristalizacije koji se završava u n-toj sekundi. Na osnovu šeme sa slike 3.3. može se zaključiti da se tokom vremena u proces kristalizacije uključuje sve više kristala. To objašnjava zašto je u početku proces kristalizacije veoma spor, a onda se ubrzava do određenog trenutka. Obično kada očvrsne oko 50% rastopa, proces kristalizacije počinje da se usporava, jer dolazi do međusobnog sukobljavanja rastućih kristala i ometanja daljeg rasta. Proces se usporava i zbog sve manje količine rastopa, pa je i broj novih klica koje nastaju u preostalom rastopu sve manji [2]. Važno je istaći da na početku kristalizacije, dok je okružen samo rastopom, kristal ima pravilan oblik, ali se on narušava kada dođe do sukobljavanja rastućih kristala. To je i razlog zašto realni kristali metala nemaju pravilan oblik i zbog čega se nazivaju zrnima ili kristalitima. Brzina kristalizacije zavisi od brzine stvaranja centara kristalizacije i od linijske brzine njihovog rasta. Pod brzinom stvaranja centara kristalizacije podrazumeva se broj centara stvorenih u jedinici zapremine u jedinici vremena. Pod linijskom brzinom rasta kristala se podrazumeva brzina uvećanja njihovih dimenzija u jedinici vremena. Broj nastalih klica u jedinici vremena kao i brzina njihovog rasta su u funkciji pothlađenja, što je pokazano krivama sa maksimumom na slici 3.4. Očigledno je da pri teorijskoj temperaturi kristalizacije (T0 = Ts) pothlađenja nema, pa kristalizacija ne može otpočeti. Sa povećanjem stepena pothlađenja broj klica se povećava, dostiže maksimum, a zatim opada, što je pokazano krivom vCK na slici 3.4. Pri veoma velikim pothlađenjima klice se praktično ne stvaraju, što znači da tada proces kristalizacije izostaje.

Slika 3.4. Zavisnost brzine stvaranja centara kristalizacije (vCK) i brzine rasta kristala (vRK) od stepena pothlađenja Povećanje broja klica pri malim stepenima pothlađenja uslovljen je velikom brzinom difuzije u rastopu u blizini ravnotežne temperature T0, a ubrzanje kristalizacije uslovljeno je povećanjem razlike slobodne energije tečne i čvrste faze. Smanjenje broja klica pri većim pothlađenjima je rezultat male pokretljivosti atoma, koja je nedovoljna za njihovo prestrojavanje iz haotičnog rasporeda u rastopu u pravilno kristalno stanje.

Veličina kristalnih zrna zavisi od odnosa brzine rasta kristala i broja klica koje nastaju pri datom stepenu pothlađenja. Pri velikoj brzini rasta kristala i malom broju klica (mali stepen pothlađenja) obrazuju se krupna zrna. Pri nastanku velikog broja klica i maloj brzini jnihovog rasta (veliko pothlađenje), obrazuje se veliki broj sitnih zrna. U graničnom slučaju, pri veoma velikim stepenima pothlađenja, broj nastalih klica je jednak nuli i rastop ostaje netransformisan, odnosno kristalizacija izostaje. Međutim tečni metali nisu skloni velikim pothlađenjima, pa takvo stanje se kod njih uobičajeno ne javlja, odnosno javlja se samo u specijalnim slučajevima (amorfni metali). Tečnost koja očvrsne pri velikim stepenima pothlađenja nema pravilan raspored atoma, nema definisanu temperaturu topljenja i po karakteru spada u amorfna tela.

3.1.2. STRUKTURA LIVENOG METALA Pri kristalizaciji metala veoma se retko javlja kristalografski pravilan rast kristala. Pretežno se javlja dendritni rast, a to znači da kristalna klica raste različitim brzinama u različitim pravcima. Najveća brzina rasta se javlja u određenim pravcima, zavisno od kristalografske strukture datog metala. Metali kubne strukture imaju tri pravca maksimalne brzine rasta, koji su normalni međusobno. To su pravci familije <100>. Znači, nakon obrazovanja kristalne klice, njen rast se nastavlja prioritetno u pravcu u kojem je linijska brzina rasta najveća. Kao rezultat toga nastaju duge grane koje se razlilaze iz centra u određenim pravcima (slika 3.5). Iz ovih grana se pod određenim uglovima javljaju nove grane, a iz njih rastu grane. Tako nastaje skelet sličan grani jele. Među očvrslim granama nalazi se preostali rastop. Zbog oblika koji podseća na razgranato drvo, ovakvi kristali su dobili naziv dendriti (grčki dendron – drvo).

Slika 3.5. Šema dendritnog rasta kristala sa primarnim, sekundarnim i tercijarnim osama Ose dendrita rastu u onim pravcima, koji obrazuju najmanji ugao sa pravcem odvođenja toplote. Treba istaći da se intenzivni rast dendrita javlja samo u početku kristalizacije, dok se ne obrazuju skeleti okruženi rastopom. Nastavak kristalizacije se ne odvija neprekidnim stvaranjem novih grana dendrita, nego postepenim pripajanjem atoma tečnog metala već stvorenim granama. Posle završetka kristalizacije dendritni oblik kristala se obično ne zapaža. Na mestu svakog dendrita javlja se odvojeno kristalno zrno sa određenom kristalografskom orijentacijom. Tek putem metalografskog nagrizanja može se otkriti dendritni karakter zrna i granice dodira pojedinih dendrita.

Šema mikrostrukture livenog metala sa dendritnim rastom kristala prikazana je na slici 3.6, a realna mikrostruktura livene bronze Cu80Sn20 sa izraženim dendritnim rastom kristala prikazana je na slici 3.7.

Slika 3.6. Šema mikrostrukture livenog metala sa dendritnim rastom kristala pri očvršćavanju

Slika 3.7. Mikrostruktura Cu80Sn20 bronze sa izraženom dendritnom kristalizacijom Struktura odlivka u celini zavisi od površine njegovog poprečnog preseka i brzine hlađenja. Najčešće se u strukturi odlivka javljaju tri zone, kako je navedeno i u tački 2.4. (slika 3.8): - površinska sitnozrna zona pothlađenih kristala; - zona stubičastih kristala (transkristalna zona); - zona ravnoosnih kristala.

Slika 3.8. Šema strukture odlivka: 1 – zona sitnozrnih kristala; 2 – zona stubičastih kristala; 3 – zona ravnoosnih kristala [2]

3.1.3. PREOBRAŽAJI U ČVRSTOM STANJU (ALOTROPSKI PREOBRAŽAJI) Sa geometrijskog stanovišta, atomi metala mogu obrazovati bilo koju kristalnu rešetku. Međutim, kao stabilna se javlja samo ona rešetka koja u datim uslovima (temperature i pritiska) ima najmanju slobodnu energiju. Tako Li, Na, K, Mo, W i drugi metali imaju prostorno centriranu kubnu rešetku, Al, Ca, Cu, Ag, Au, Pt i drugi metali imaju površinski centriranu kubnu rešetku, dok Be, Mg, Zn i drugi metali imaju heksagonalnu rešetku [2]. Neki metali, međutim, kristališu u više oblika, zavisno od temperature. Pojava da se neka supstanca javlja u više kristalnih oblika naziva se polimorfija ili alotropija. Različiti kristalni oblici istog metala (supstance) nazivaju se polimorfne ili alotropske modifikacije. Označavaju se grčkim slovima α, β, γ, δ, itd., koja se ispisuju u indeksu hemijske oznake elementa. Poznate su polimorfne modifikacije Feα, Feγ, Feδ, Coβ, Coγ, Tiα, Tiβ, Mnα, Mnβ, Mnδ i druge. Polimorfni preobražaji nastaju tako što se modifikacija određene kristalne rešetke, na određenoj temperaturi, transformiše u novu kristalnu rešetku, koja je stabilna, tj. ima manju slobodnu energiju. Prostorno centrirano kubno železo Feα je stabilno pri povećanju temperature do 9100C, kada prelazi u površinski centrirano kubno železo Feγ, koje u temperaturnom intervalu 910 – 13920C ima manju slobodnu energiju od Feα modifikacije, da bi iznad 13920C opet bila postojanija modifikacija sa prostorno centriranom kubnom rešetkom, Feδ. Polimorfni preobražaji zavise od temperature i pritiska. Promene kristalne strukture železa u zavisnosti od pritiska i temperature daje p – T dijagram (slika 3.9). Plutonijum je element sa najvećim brojem alotropskih modifikacija – ima ih ukupno šest između sobne temperature i tačke topljenja [1]. Prelazak iz jedne u drugu alotropsku modifikaciju čistog metala se odvija na konstantnoj temperaturi, uz oslobađanje određene količine latentne toplote alotropskog preobražaja. Da bi alotropska modifikacija, koja je stabilna na višoj temperaturi, prešla u modikaciju koja je stabilna na nižoj temperaturi, potrebno je određeno pothlađenje ispod ravnotežne temperature, koju karakterišu jednake vrednosti slobodne energije prisutnih modifikacija. Za razliku od tečnog, čvrsto stanje se može daleko više pothladiti. Po svom mehanizmu, alotropski preobražaji su analogni već opisanom procesu kristalizacije, što znači da ih karakteriše proces stvaranja klica i proces njihovog rasta. Klice nove faze najčešće

nastaju na granicama zrna polazne faze ili na drugim mestima sa povećanom vrednošću slobodne energije. Nastala zrna nove faze su najčešće zakonomerno orijentisana u odnosu na kristale polazne faze. Novonastala zrna u procesu polimorfnog preobražaja dobijaju različit oblik i veličinu u odnosu na polazna. Polimorfni preobražaji su praćeni izrazitom promenom svojstava metala i legura, kao što su gustina, toplotna i električna provodljivost, magnetna i mehanička svojstva, hemijska svojstva itd.

Slika 3.9. p – T dijagram železa [1]

LITERATURA 1. Tanja Matković, Prosper Matković, Fizikalna metalurgija I, Metalurški fakultet, Sisak, 2009 2. Radoje Kontić, Žarko Blečić, Metalografija, Metalurško-tehnološki fakultet, Podgorica, 1993

4. LEGURE U tehnici metalne materijale prvenstveno koristimo kao legure. Legure imaju prednost u odnosu na čiste metale, jer formiranjem različitih legura mogu se dobiti željena svojstva za odgovarajuću praktičnu primenu, tj. svojstva čistih metala se višestruko mogu promeniti u željenom pravcu formiranjem legura. Čisti metali u tehnici se koriste samo onda kada su za primenu bitne neka specifična svojstva, kao što su: toplotna provodljivost, koroziona postojanost ili plastičnost. Izrada legura se temelji na drugim poželjnim svojsvima materijala. Pre svih to je visoka čvrstoća, pri čemu se mora imati na umu da je povećanje čvrstoće uvek praćeno snižavanjem sposobnosti obradivosti plastičnom deformacijom [1]. Legure se mogu definisati kao supstance preovladavajuće metalnog karaktera koje se sastoje iz najmanje dva elementa, od čega jedan mora biti metal [1-4]. Legure se mogu dobiti topljenjem, elektrolizom, sinterovanjem i na druge načine. Pojedinačne metalne i nemetalne supstance (elementi, jedinjenja) koji čine leguru, nazivaju se komponentama. U opštem slučaju komponente se označavaju velikim slovima A, B, C, D itd. Prema broju komponenti, legure se mogu podeliti na dvokomponentne, trokomponentne i višekomponentne. Mesing je, na primer, dvokomponentna legura bakra i cinka. Crveni liv je trokomponentna legura bakra, cinka i kalaja. Jedan vatrootporni čelik se sastoji od železa, ugljenika, nikla, hroma i silicijuma, pa je to petokomponentna, odnosno višekomponentna legura [2]. Pod komponentama se podrazumevaju samo one supstance koje se namerno dodaju radi postizanja određenih svojstava legure. Ostale supstance, koje se iz bilo kog razloga nalaze u legurama, predstavljaju nečistoće. Homogeni delovi sistema (legure), koji u svakoj tački imaju isti sastav i ista svojstva, i koji su međusobno odvojeni graničnim površinama, nazivaju se faze [2]. Kako je već rečeno, agregatna stanja su faze, ali su faze i alotropske modifikacije, a u legurama se pojavljuju i druge faze. Građa legure će zavisiti od toga u kakve interakcije stupaju njene komponente. Legirajući elementi mogu biti rastvoreni u metalnoj rešetki i tada nastaju jednofazne legure, ili u slučaju ogranične rastvorljivosti sa osnovnim metalom mogu se formirati dve faze, odnosno dvofazne legure. Bitna razlika između jednofaznih i višefaznih legura je u njihovim svojstvima. Naime, jednofazne legure se po svojim svojstvima i ponašanju ocenjuju slično čistim metalima, a svojstva višefaznih legura, naročito mehanička i hemijska svojstva za dati hemijski sastav, zavise od raspodele faza tj. mikrostrukture legure [1]. Zavisno od fizičko-hemijskih reakcija komponenti prilikom kristalizacije, legure mogu biti: mehaničke smeše, čvrsti rastvori, hemijska jedinjenja i intermedijatne faze.

4.1. MEHANIČKA SMEŠA FAZA Mehanička smeša nastaje kao rezultat istovremene kristalizacije dveju ili više komponenti, koje međusobno hemijski ne reaguju, niti se rastvaraju u čvrstom stanju. Na slici 4.1. prikazana je šema mikrostrukture mehačke smeše dveju komponenti A i B. Metalografska analiza mehaničke smeše pokazuje da se struktura legure sastoji od dve vrste zrna, međusobno mehaničkih izmešanih. Jedna vrsta zrna odgovara komponenti A, a druga komponenti B. Rentgenografska analiza pokazuje prisustvo dveju rešetki – jedna je rešetka komponente A, druga komponente B. Svojstva zrna A i B su identična svojstvima čistih komponenti. Svojstva mehaničke smeše se nalaze između svojstava čistih komponenti, a zavise od njihovog relativnog udela u leguri, kao i od oblika i veličine zrna [2].

Slika 4.1. Mikrostruktura mehaničke smeše (šema) [2]

4.2. ČVRSTI RASTVORI Kada se dve ili više raznorodnih atomskih vrsta (komponenti) meša u tečnom stanju tako da grade homogenu smešu, radi se o rastvorljivosti komponenti u tečnom stanju. Većina legura poseduje potpunu rastvorljivost komponenti u tečnom stanju, što znači da dolazi do homogenog mešanja različitih vrsta atoma, bez obzira na njihovu koncentraciju. Takve homogene smeše različitih atomskih vrsta u tečnom stanju nazivaju se rastopi i obeležavaju se slovom R ili L. Ako se homogenost legure sačuva prilikom kristalizacije, onda se radi o rastvorljivosti u čvrstom stanju. Smeše različitih atomskih vrsta postojane u određenom koncentracijskom području, pri čemu se zadržava rešetka jedne od komponenti, nazivaju se čvrsti rastvori. Čvrsti rastvori se obeležavaju grčkim slovima α, β, γ, δ itd [2]. Šema mikrostrukture jednog homogenog čvrstog rastvora prikazana je na slici 4.2. Metalografska analiza u ovom slučaju pokazuje da se radi o homogenim zrnima i da je kod svih prisutna ista kristalna rešetka, koja odgovara rešetki jedne od komponenti.

Slika 4.3. Mikrostruktura čvrstog rastvora (šema) [2] Čvrsti rastvori nastaju na bazi jedne od komponenti ili na bazi hemijskog jedinjenja. Čvrsti rastvori na bazi jedne od komponenti nastaju tako što se u rešetku te komponente smeštaju atomi druge komponente. Komponenta koja zadržava kristalnu rešetku naziva se osnovna komponenta ili rastvarač, a komponenta koja se rastvara se naziva rastvorena komponenta ili legirajuća komponenta [2]. U zavisnosti od načina raspoređivanja atoma u rešetki rastvarača, razlikuju se supstitucijski i intersticijski čvrsti rastvori. Supstitucijski čvrsti rastvori, rastvori tipa zamene (slika 4.4a), nastaju tako što atomi rastvorene supstance zamenjuju (supstituišu) atome rastvarača u njihovoj kristalnoj rešetki. Atomi rastvorene komponente mogu zameniti bilo koji atom rastvarača, pa se može govoriti o stihijskom (slučajnom) rasporedu atoma u rešetki osnovne komponente.

Intersticijski čvrsti rastvori, rastvori tipa uklapanja (slika 4.4b), nastaju tako što se atomi komponente koja se rastvara raspoređuju u šupljine (oktaedarske ili tetraedarske) među atomima rastvarača (intersticija – ulaganje, uklapanje) [2].

Slika 4.4. Supstitucijski (a) i intersticijski (b) čvrsti rastvori [2] S obzirom da su prečnici atoma rastvarača i rastvorene komponente različiti, to se pri obrazovanju čvrstih rastvora kristalna rešetka uvek deformiše. Pri obrazovanju supstitucijskih čvrstih rastvora parametri rešetke se mogu povećati ili smanjiti, zavisno od odnosa atomskih radijusa komponenti (slika 4.5).

Slika 4.5. Deformacija kristalne rešetke pri obrazovanju čvrstog rastvora [2] U slučaju intersticijskog čvrstog rastvora parametri rešetke rastvarača se uvek povećavaju, jer je prečnik rastvorenih atoma uvek veći od prečnika šupljine u kristalnoj rešetki. Osnovna komponenta može rastvarati jednu ili više komponenti. U opštem slučaju rastvorljivost dodate komponente opada u prisustvu drugih komponenti. Svaki dodati atom izaziva naprezanje u osnovnoj rešetki, a poremećaji u rešetki se superponiraju, pa posle dostizanja određenog stepena naprezanja, rešetka više nije u stanju da primi strane atome i u tom slučaju se u sistemu javlja nova faza. Ako osnovna rešetka rastvara samo jednu vrstu stranih atoma, onda se rastvor naziva dvojnim (binarnim) čvrstim rastvorom, a rastvaranjem dva, tri ili više vrsta stranih atoma nastaju trojni (ternerni), odnosno kompleksni čvrsti rastvori.

4.2.1. SUPSTITUCIJSKI ČVRSTI RASTVORI Ovi rastvori mogu nastati kao rezultat potpune (neograničene) rastvorljivosti ili delimične (ograničene) rastvorljivosti komponenti u čvrstom stanju. Supstitucijski čvrsti rastvori sa neograničenom rastvorljivošću mogu nastati ukoliko su obezbeđeni sledeći uslovi, koji su poznati kao Hjum-Roterijeva (William Hume – Rothery) pravila [2,3]:

1.

Komponente moraju biti izomorfne (imati isti tip kristalne rešetke). U suprotnom dolazi do prekida u rastvorljivosti u čvrstom stanju. 2. Relativni radijus atoma ima odlučujući uticaj na širinu koncentracijskog područja u kojem je moguće nastajanje čvrstog rastora. Za obrazovanje neograničenih čvrstih rastvora razlika u atomskim radijusima ne sme preći određenu granicu. Kod legura železa razlika atomskih radijusa može iznositi najviše 8%. Razlika od 8-15% uslovljava ograničenu rastvorljivost, da bi u slučaju razlike veće od 15% praktično bilo nemoguće nastajanje čvrstih rastvora (pravilo 15% [5]). Kod drugih metala ti rasponi su još uži. 3. Komponente moraju pripadati istoj grupi periodnog sistema, ili susednim srodnim grupama, odnosno moraju imati sličnu elektronsku građu i malu razliku u elektronegativnosti. Hjum-Roterijeva pravila nisu jednoznačno navedena u literaturi. Često se dodaje se i faktor relativne valence, odnosno elektronske koncentracije kao četvrti faktor, ili se broj faktora svodi na tri, pri čemu se faktor izomorfnosti ne navodi [1]. Prema Kanu (Robert W. Cahn) [5], tri Hjum-Roterijeva pravila obuhvataju: 1. razliku u veličini atoma komponenata; 2. elektrohemijsku razliku između komponenti; 3. promenu elektronske koncentracije pri legiranju. Razlika u veličini atoma komponenata je već razmotrena (pravilo 15%). Elektrohemijski faktor se odnosi na to da su komponente koje su u elektrohemijskom nizu znatno udaljene sklone obrazovanju intermetalnih jedinjenja i da je njihova međusobna rastvorljivost mala. Verovatnoća obrazovanja intermetalnih jedinjenja je povezana sa hemijskim afinitetom i raste sa udaljenjem komponenata u elektrohemijskom nizu. Što se tiče elektronske koncentracije kao faktora, empirijska istraživanja su pokazala da je u mnogim sistemima jedan od važnih parametara, koji određuje rastvorljivost u čvrstom stanju i stabilnost prelaznih (intermedijatnih) faza – koncentracija elektrona [1,5]. Ovaj parametar obično se izražava brojem svih valentnih elektrona koji pripadaju elementarnoj ćeliji pod uslovom da su svi čvorovi u kristalnoj rešetki zauzeti atomima. Osim toga, elektronska koncentracija se može izraziti odnosom broja valentnih elektrona i ukupnog broja atoma tj. kao e/a. Iz iskustva je poznato da je rastvorljivost elemenata sa većim brojem valentnih elektrona, na primer dvovalentnih elemenata u osnovi od jednovalentih elemenata, manja nego u obrnutom slučaju. Razlog je Paulijev princip isključivosti, po kome elektron može zauzeti samo jedno stanje. Pri povećanju broja elektrona ovi moraju da popunjavaju viša energetska stanja. Dostizanjem neke kritične gustine valenetnih elektrona energija jako raste sa daljim primanjem novih elektrona. Ova kritična gusina elektrona (valentnih elektrona po atomu) zavisi od tipa kristalne rešetke. Za prostorno centriranu kubnu rešetku (BCC) kritična gustina je veća nego za površinsku centriranu kubnu rešetku (FCC). Znači da ako u jednom kristalu čvrstog rastvora sa FCC rešetkom legiranjem sa viševalentnim elementima bude dostignuta kritična koncentracija valentnih elektrona, biće energetski povoljnija BCC rešetka. Promenom kristalne rešetke nastaje nova faza, pa se javlja se ograničena rastvorljivost. Granica rastvorljivosti je dostignuta kada je broj valentnih elektrona čvrstog rastvora za 40% veći od broja valentnih elektrona atoma rastvarača. Na primer, bakar rastvara blizu 40% dvovalentnog cinka ili kadmijuma, oko 20% trovalentnog aluminijuma ili galijuma i oko 13% četvorovalentog silicijuma ili germanijuma.

Kod sistema Au-Ag Hjum-Roterijeva pravila su idealno ostvarena, jer oba metala imaju isti tip strukture (izomorfni su), skoro iste atomske radijuse i elektrohemijski su slični. Ovi metali grade neograničeni niz čvrstih rastora [3]. Slične neograničene čvrste rastvore grade i sistemi Cu-Ni, W-Mo, Ru – Re, Ru – Os, Os –Re, Rh – Cu, Rh – Ir, Ir – Ni, Pd – Cu, Pd – Ag, Pd – Au, Pd – Rh, Pd – Pt, Pt - Cu i drugi. Ipak, kod mnogih sistema, i pored obezbeđenih svih navedenih Hjum – Roterijevih uslova, ne postoji neograničena rastvorljivost. Tako, na primer, bakar i γ-Fe ne obrazuju neprekidni niz čvrstih rastvora, i pored ispunjenja svih nabrojanih uslova. Ako komponente ne zadovoljavaju nabrojane uslove mogu se ograničeno (delimično) rastvarati. U tom slučaju nastaju ograničeni čvrsti rastvori na bazi jedne komponente. Svakako, koncentracijsko područje međusobne rastvorljivosti je utoliko uže, ukoliko je veće odstupanje od navedenih pravila. Ograničena rastvorljivost u čvrstom stnju, po pravilu, se povećava sa povećanjem temperature i obrnuto. Međutim ima slučajeva kada rastvorljivost ne zavisi od temperature ili čak opada sa porastom temperature (legure sistema Cu-Zn, Cu-Sn). Ako se atomski radijusi komponenti koje grade čvrsti rastvor razlikuju, tada se parametri rešetke čvrstog rastvora ponašaju aproksimativno aditivno. To je tzv. Vegardovo pravilo (Vegardov zakon). Ponekad se javljaju i odstupanja od ovog zakona, najčešće u iznosu do 1%. Interesantan je slučaj kod sistema Cu-Ge, gde atom germanijuma ima manji radijus od atoma bakra, ali kod kristala čvrstoga rastvora Cu-10%Ge parametar rešetke se povećava za 1% [3]. 4.2.1.1. SREĐENI ČVRSTI RASTVORI (SREĐENE STRUKTURE – SUPERSTRUKTURE) Najčešće, atomi rastvorene komponente se u supstitucijskim čvrstim rastvorima raspoređuju stihijski u rešetki rastvarača. Međutim, kod nekih čvrstih rastvora pri određenim temperaturno-koncentracijskim uslovima, uz lagano hlađenje ili dugotrajno zagrevanje, odigrava se proces preraspodele atoma tako da atomi legirajuće komponente zauzimaju tačno određene položaje u kristalnoj rešetki. Ovaj proces prelaska atoma legirajuće komponente iz haotičnog u pravilan raspored u kristalnoj rešetki naziva se sređivanje čvrstih rastvora. Čvrsti rastvori sa sređenim rasporedom atoma komponenti nazivaju se sređeni čvrsti rastvori, sređene strukture ili superstrukture [1,2]. Kod sređenih čvrstih rastvora su, na određeni način, dve različite kristalne rešetke uklopljene jedna u drugu. Jedna rešetka se sastoji samo od atoma jedne, a druga od atoma druge komponente. Proces sređivanje čvrstih rastvora može biti delimičan ili potpun. Potpuno sređivanje može nastupiti samo onda kada se atomi komponenti u leguri odnose kao prosti celi brojevi (1:1, 1:2, 1:3 itd). U tom slučaju se čvrstom rastvoru može pripisati formula hemijskog jedinjenja.

Slika 4.6. Superstrukture u sistemu Cu-Au: Cu3Au (levo) i CuAu (desno) [3] Najjednostavniji primer superstruktura se nalazi u sistemu Cu – Au (slika 4.6). Zlato i bakar u uslovima brzog hlađenja stvaraju neprekidni niz čvrstih rastvora sa FCC rešetkom i statističkim (haotičnim) rasporedom atoma. Kada se legura određenog sastava hladi polako, ispod kritične temperature, atomi će zauzeti tačno određene položaje i stvoriti superstrukturu. Ispod 4100C nastaje tetragonalno deformisana površinski centrirana superstruktura CuAu, a ispod 3900C kubna površinski centrirana superstruktura Cu3Au [3]. U sistemu Cu-Zn javja se superstruktura CuZn sa BCC rešetkom (slika 4.7).

Slika 4.7. Superstruktura CuZn [3] Pod delimično sređenim čvrstim rastvorima se podrazumevaju čvrsti rastvori kod kojih je samo deo atoma rastvorene komponente pravilno raspoređen u kristalnoj rešetki [2].

4.2.2. INTERSTICIJSKI ČVRSTI RASTVORI Ovi rastvori nastaju tako što se atomi legirajuće komponente raspoređuju u međuatomske prostore (šupljine) kristalne rešetke osnovnog metala. Intersticijski čvrsti rastvori su ograničeni čvrsti rastvori, jer je za popunjavanje šupljina u rešetki osnovnog metala potrebna relativno mala količina legirajućeg elementa. S obzirom na karakter intersticijskih čvrstih rastvora, potrebno je da prečnik rastvorenih atoma bude relativno mali u odnosu na atome osnovne komponente. Rastvoreni atomi se ne raspoređuju u bilo koje šupljine u rešetki, već u one u kojima za njih ima najviše prostora. Tako, na perimer, kod FCC rešetke tom zahtevu najviše odgovaraju oktaedarske šupljine, u koje se mogu smestiti atomi radijusa 0,415R (R – radijus atoma osnovne

komponente). Kod BCC rešetke najveću zapreminu imaju tetraedarske šupljine (videti tačku 1.4.2), u koje se mogu smestiti atomi radijusa 0,291R. Upravo zbog toga su kod FCC rešetke povoljniji uslovi za obrazovanje intersticijskih čvrstih rastvora nego kod BCC rešetke, iako FCC rešetka ima veću gustinu pakovanja [2]. Atomi malog radijusa mogu se uklapati u šupljine osnovne rešetke ako je zadovoljeno Hagovo pravilo: rx/ra ≤ 0.59, gde je rx – radijus intersticijskog atoma, a ra – radijus osnovnog atoma [3]. U elemente koji se rastvaraju gradeći intersticijske čvrste rastvore spadaju ugljenik, azot, vodonik i bor, koji imaju atomske prečnike oko 10-10m. Intersticijski čvrsti rastvori ugljenika u železu imaju veliki značaj, jer usled značajne rastvorljivosti ugljenika u γ-železu, ove se legure mogu podvrgnuti različitim postupcima termičke obrade. Kiseonik i fluor takođe imaju male atomske radijuse, ali sa metalima ne grade intersticijske čvrste rastvore, već okside i fluoride zbog velike razlike u elektronegativnosti [3].

4.2.3. ČVRSTI RASTVORI NA BAZI HEMIJSKIH JEDINJENJA Sposobnost građenja čvrstih rastvora ne poseduju samo čisti elementi, već i hemijska jedinjenja. U tom slučaju zadržava se rešetka hemijskog jedinjenja AnBm, a atomi komponente koja se rastvara (B) zamenjuju u rešetki jedinjenja izvestan broj atoma (A), što znači da se komponenta B rastvara u hemijskom jedinjenju. Moguća je i rastvorljivost trećeg elementa C u hemijskom jedinjenju. U tom slučaju atomi komponente (C) u kristalnoj rešetki jedinjenja zamenjuju bilo atome A, bilo atome B komponente. Pri obrazovanju čvrstih rastvora na bazi jedinjenja, formula jedinjenja ne odgovara uspostavljenim odnosima atoma u rešetki. Za hemijsko jedinjenje koje rastvara strane atome obično se koristi sitem obeležavanja kao u primeru borida železa Fe4B2. Ovaj borid može da rastvori i atome hroma i atome ugljenika, pri čemu hrom zamenjuje železo, a ugljenik zamenjuje bor u rešetki borida. Znači, odnos atoma (Fe+Cr)/(B+C) = 4/2, kao i kod hemijskog jedinjenja, pa se dobijeni čvrsti rastvor na bazi borida označava kao: (Fe,Cr)4(B,C)2 [2].

4.3. HEMIJSKA JEDINJENJA Hemijsko jedinjenje se obrazuje između elemenata koji imaju različite tipove kristalne rešetke i veliku razliku u elektronskoj građi atoma. Osnovne odlike hemijskog jedinjenja, koje nastaje nastaje po zakonu normalnih valentnosti, su: 1. Specifična kristalna rešetka koja se razlikuje od rešetki elemenata koji ulaze u njegov sastav; 2. U rešetki hemijskog jedinjenja atomi pojedinih elemenata se raspoređuju pravilno po određenim zakonitostima. Atomi svakog elementa se smeštaju na unapred određena mesta (čvorove) u rešetki. Tako u rešetki NaCl joni natrijuma obrazuju površinski centriranu kubnu rešetku. Isto takvu rešetku obrazuju i joni hlora, samo što su oni pomereni za polovinu parametra rešetke u odnosu na rešetku natrijuma. 3. Odnos broja atoma elemenata odgovara stehiometrijskom odnosu, što omogućava da se sastav jedinjenja izrazi prostom formulom.

Svojstva jedinjenja su drugačija od svojstava elemenata koji ga grade. Tako, na primer, natrijum je veoma mek metal, a hlor je žuto-zeleni otrovni gas, dok je njihovo jedinjenje bezbojno, providno čvrsto telo slanog ukusa. 5. Hemijsko jedinjenje ima jednoznačno određenu temperaturu topljenja, a promena sastava je praćena skokovitim promenama svojstava. Ova jedinjenja nastaju između metala i nemetala i za njih je karakteristična jonska veza i nemetalna svojstva [2]. 4.

4.4. INTERMEDIJATNE FAZE U mnogim sistemima legura, pored primarnih čvrstih rastvora se u određenim uslovima temperature i koncentracije obrazuju i druge strukturne faze. Njihova rešetka je obično komplikovanija od rešetke čistih komponenata ili primarnih rastvora. Ove strukturne faze nazivaju se intermedijatne faze – sekundarni čvrsti rastvori. Često se nazivaju i jedinjenjima, bez obzira što neke od njih mogu da postoje u širokom koncentracijskom intervalu i ne zadovoljavaju zakone valence [1]. Dakle, po tome što liče na hemijska jedinjenja, ali se od jedinjenja razlikuju širinom koncentracijskog područja i nepravilnim rasporedom atoma u rešetki, što je karakteristika čvrstih rastvora, ove faze se nazivaju intermedijatnim (prelazni) fazama ili sekundarnim čvrstim rastvorima [2].

4.4.1. ELEKTRONSKE FAZE Najbrojniju grupu intermedijatnih faza čine elektronske faze (Hjum – Roterijeve faze). One ne odgovaraju pravilu valentnosti. Promenljivog su sastava. S obzirom da se javljaju u određenom koncentracijskom području, mogu rastvarati višak bilo koje od komponenti sistema, pri čemu nastaju čvrsti rastvori na bazi jedinjenja. Elektronske faze se obrazuju između dva metala koji imaju mali hemijski afinitet i koji, uz to, imaju malu razliku atomskih prečnika. Sa jedne strane to su jednovalentni metali (Cu, Ag, Au, Na), kao i prelazni metali sa valentnošću od 0 – 2 (Mn, Fe, Co, Ni. Pt), a sa druge strane, to su metali sa valentnošću od 2 – 5 (Be, Mg, Cu, Cd, Hg, Al, Ga, In, Si, Sn, As, Sb). Jedinjenja ovog tipa, saglasno pravilu Hjum – Roterija, imaju tipičan elektronski odnos, koji predstavlja odnos broja valentnih elektrona (e) i broja atoma (a). Veoma različita jedinjenja po svom sastavu imaju isti tip kristalne rešetke, ako imaju isti elektronski odnos. Na primer, faze sastava Cu3Sn, Ag5Al3 i CuZn3 imaju heksagonalnu rešetku, mada se atomski sadržaj komponenti u njima znatno razlikuje. Naravno, njihov elektronski odnos e/a je isti, što se može zaključiti iz tabele 4.1. Faza Cu3Sn Ag5Al3 CuZn3

Tabela 4.1. Različite elektronske faze sa istim elektronskim odnosom [2] Broj valentnih elektrona e Broj atoma a Elektronski odnos e/a 3x1 + 4 = 7 3+1=4 7:4 5x1 + 3x3 = 14 5+3=8 7:4 1x1 + 3x2 = 7 1+3=4 7:4

U mnogim sistemima se sreću tri elektronske koncentracije e/a i to: 3:2, 21:13 i 7:4. Za svaki od ovih odnosa karakterističan je određeni tip rešetke. Pri elektronskom odnosu 3:2 obrazuje se tzv. β-faza, čija rešetka može biti prostorno centrirana kubna, ili pak složena kubna sa 20 atoma po elementarnoj ćeliji ili gusto pakovana heksagonalna rešetka. Ako je

elektronski odnos 21:13 gradi se γ-faza sa složenom kubnom rešetkom od 52 atoma po elementarnoj ćeliji. Faze sa odnosom e/a = 7:4 poznate su pod zajedničkim imenom ε-faze, a kristališu u obliku gusto pakovane heksagonalne rešetke. U tabeli 4.2. data je klasifikacija nekih elektronskih jedinjenja. Tabela 4.2. Elektronska jedinjenja sa karakterističnim odnosom e/a [2] Elektronski odnos 3:2 (β-faza) e/a = 21:13 e/a = 7:4 (γ-faza) (ε-faza) BCC rešetka Složena kubna Gusto pakovana Složena kubna Gusto pakovana rešetka heksagonalna rešetka heksagonalna rešetka rešetka CuBe CuSi Cu2Ga Cu5Zn8 CuZn3 CuZn AgHg Cu5Ge Cu5Cd8 CuCd3 Cu3Al Ag3Al AgZn Cu5Hg8 Cu3Sn Cu3Ga2 Au3Al AgCd Cu9Al4 Cu3Ge Cu3In CoZn3 Ag3 Al Cu9Ga4 Cu3Si Cu5Si2 Ag3Ga Cu9In4 AgZn3 Cu5Sn Ag3In Cu31Si8 AgCd3 Kao što se vidi iz tabele 4.2. elektronska jedinjenja se sreću kod mnogih tehničkih legura i obično su u sistemu prisutne sve tri faze. Tako, na primer, u sistemu Cu-Zn kao βfaza se javlja jedinjenje CuZn, kao γ-faza se javlja Cu5Zn8, a kao ε-faza CuZn3. Elektronske faze su faze koje se nalaze između hemijskih jedinjenja i čvrstih rastvora.

4.4.2. SIGMA FAZE Sigma (σ) faze se obrazuju pri između prelaznih metala. Otkrivene su u mnogim dvokomponentnim sistemima kao što su: Cr-Mn, V-Mn, Mo-Mn, Cr-Fe, Mo-Fe, W-Fe, CrCo, V-Co, Mo-Co, a javljaju se i u trojnim sistemima. One su feromagnetične, ali samo na niskim temperaturama (od -70 do 2200C u zavisnosti od sastava). Rešetka σ-faze ima slojevitu tetragonalnu elementarnu ćeliju, koja sadrži 30 atoma. Kod nekih sistema σ-faza je postojana do temperature topljenja, kod drugih disocira pri zagrevanju i prelazi u čvrsti rastvor, kao, na primer, u sistemu Fe-Cr. Odnos atomskih prečnika igra opredeljujuću ulogu u obrazovanju ove faze. U najvećem broju slučajeva razlika ne prelazi 8% [2]. Karakteristika ove faze je da je krta, pa je nepoželjna u legurama.

4.4.3. INTERSTICIJSKE FAZE Intersticijske faze grade prelazni metali sa elementima koji imaju relativno mali atomski prečnik, kao što su ugljenik, azot, bor i vodonik, pri čemu se obrazuju karbidi, nitridi, boridi, hidridi. Karakter strukture intersticijskih faza zavisi od odnosa prečnika toma nemetala i metala. Ako je ovaj odnos manji od 0.59, atomi metala obrazuju jednu od prostih kristalnih rešetki u čije su šupljine smešteni atomi nemetala. U tom slučaju intersticijske faze mogu imati FCC, BCC, HGP i prostu heksagonalnu rešetku. Mogu se izraziti hemijskom formulom M4N, M2N, MN, MN2, gde je M – metal, a N – nemetal (WC, TiC, TiN i drugi). Ako je odnos između prečnika atoma nemetala i metala veći od 0.59, nastaju intersticijske faze sa složenim rešetkama. U ovu grupu spadaju svi boridi i karbidi hroma, mangana i železa. Za razliku od primarnih čvrstih rastvora, intersticijske faze imaju rešetku koja se razlikuje od rešetki komponenata od kojih su nastale. To su vrlo tvrde faze sa visokom temperaturom topljenja i metalnim svojstvima (metalni sjaj, dobra električna i toplotna provodljivost) [2].

4.4.4. ELEKTROHEMIJSKA FAZE (FAZE KONSTANTNOG SASTAVA) Ove faze obrazuju metali koji su međusobno jako udaljeni u elektrohemijskom nizu, odnosno kada je jedan jako elektropozitivan, a drugi jako elektronegativan. Nazivaju se još i Zintlove faze [3]. Svojstva su im slična svojstvima nemetala, odnosno soli, što je posledica jake kovalentne veze. Javljaju se u veoma uskom koncentracijskom intervalu i imaju tvrdoću veću od polaznih metala. Većina ovih jedinjenja ima strukturu sličnu strukturi pravih hemijskih jedinjenja, kao što su NaCl ili CaF2. Primeri ovih jedinjenja su Mg2Si, Mg2Sn, Mg2Ge i Mg2Pb (poluprovodnici) sa strukturom jedinjenja CaF2, gde atomi magnezijuma zauzimaju mesta fluora, a mesta kalcijuma zauzimaju atomi Si, Sn, Pb [1,2].

4.4.5. LAVESOVE FAZE (FAZE VELIKE POPUNJENOSTI PROSTORA) Kod ovih faza odlučujući je geometrijski faktor, tj. odnos radijusa njihovih atoma. Grade se pri odnosu rA/rB = 1,225 (idealan odnos) [1,3]. Ne pokoravaju se pravilima valentnosti. Stehiometrija Lavesovih faza je AB2, a njihov sastav je dat u tabeli 4.3. Tabela 4.3. Lavesove faze [2] Tip MgCu2 AgBe2 BiAu2 CaAl2 CeAl2 GeMg2 CdFe2 CdMn2 HfV2 HfMo2

Tip MgZn2 BaMg2 CaAg2 CaCd2 CaMg2 CrBe2 FeBe2 HfFe2 MnBe2 MoFe2

Tip MgNi2 HfCr2 HfMn2 HfMo2 ReBe2 FeB2 NbB2 NbCo2 Wbe2 ZrFe2

Najveći broj formula tačno opisuje sastav tih faza. Jedinjenja takvog tipa obrazuju kristale kubne (tip MgCu2) i heksagonalne (tip MgZn2 i MgNi2) simetrije. Njihove komponente mogu pripadati bilo kojoj grupi periodnog sistema, pri čemu jedan isti metal može graditi jedinjenja sa komponentama manjeg ili većeg atomskog prečnika (BiAu2 i KBi2, MgCu2, AgBe2 i CaAg2). Prisustvo takvih jedinjenja, kao KNa2, BaMg2, TiCr2, CaMg2, čije se komponente nalaze u istoj grupi ili istoj periodi periodnog sistema, upućuje na zaključak da znatna hemijska razlika nije neophodna da bi se obrazovale Lavesove faze. Na kraju treba istaći da pord elektrohemijskih i Lavesovih faza postoji još niz intermetalnih jedinjenja konstantnog sastava. Takođe, treba istaći da se intermedijatne faze, kao i čvrsti rastvori, mogu javljati u sređenom i nesređenom obliku. Neke intermedijatne faze se redovno javljaju kao superstrukture [2].

4.5. GIBSOVO PRAVILO FAZA Poroces kristalizacije i fazne promene u čvrstom stanju kod metala i legura eksperimentalno se određuju različitim metodama (metalografska analiza, rentgenostrukturna analiza, termodinamička analiza, merenje fizičkih veličina). Najjednostavnija metoda za praćenje faznih promena je termijska analiza. Ona se sastoji u registrovanju promena temperature tokom hlađenja ili zagrevanja metala i legura, čime se dobijaju krive hlađenja, odnosno krive zagrevanja. Da bi se dobija kriva hlađenja, metal se zagreva do tečnog stanja, a

zatim se hladi. Tokom hlađenja registruje se temperatura od početka hlađenja do sobne temperature. Registrovane vrednosti temperature se unose u dijagram temperatura – vreme čime se dobija kriva hlađenja. Kriva zagrevanja se dobija registracijom promene temperature pri zagrevanju metala. Idealizovana kriva hlađenja za čist metal prikazana je na slici 4.8. Kriva se sastoji iz tri dela. Prvi, strmo opadajući deo A – B, odnosi se na hlađenje rastopa od početka merenja do temperature očvršćavanja. Drugi, horizontalni deo B – C, koji predstavlja zastoj na krivoj hlađenja, se odnosi na proces očvršćavanja koji se odvija pri konstantnoj temperaturi. U trenutku početka zastoja (tačka B) počinje stvaranje klica kristalizacije, koje je praćeno oslobađanjem latentne toplote kristalizacije. Oslobođena latentna toplota kristalizacije kompenzuje odvođenje toplote iz sistema tako da temperatura ostaje konstantna sve do završetka očvršćavanja. Nakon što očvrsne i poslednja količina rastopa (tačka C), temperatura počinje ponovo da opada i tako nastaje treći deo krive C – D, koji se odnosi na hlađenje očvrslog metala do sobne temperature. Kriva A – B – C – D na slici 4.8 je aproksimativna. Da bi otpočelo formiranja centara kristalizacije, potrebno je da dođe do izvesnog pothlađenja rastopa (videti tačku 3.1.1.). Stoga na realnoj krivoj hlađenja temperatura rastopa opada i nakon tačke B sve dok pothlađenje ne postane dovoljno za početak kristalizacije (videti minimum na slici 4.8). Kada počne kristalizacija, usled oslobađanja latentne toplote kristalizacije temperatura rastopa se povisi približno do ravnotežne temperature i održava na toj vrednosti do kraja kristalizacije rastopa (plato B-C na slici 4.8). Ilustrativno, promene stanja tokom hlađenja čistog metala od rastopa do sobne temperature prikazuje slika 4.9.

Slika 4.8. Kriva hlađenja čistog metala sa naznačenim pothlađenjem i naknadnim povišenjem temperature do približno ravnotežne temperature kristalizacije

Slika 4.9. Ilustrativni prikaz veze krive hlađenja i promena stanja kod čistog metala tokom hlađenja od rastopa do sobne temperature Stanje legure (sistema) određeno je njenim sastavom (koncentracijom komponenti), temperaturom i pritiskom. Promenom nabrojanih veličina menja se stanje legure. Sastav, temperatura i pritisak su promenljive veličine, koje određuju stanje ravnoteže između pojedinih faza. Ako se mogu menjati nezavisno jedna od druge, a da pri tome ne dođe do promene broja faza u sistemu, onda su to nezavisno promenljive veličine [2]. Shodno tome, stanje neke legure je različito za svaku pojedinačnu vrednost nezavisno promenljivih. Zato, da bi se izbeglo opisivanje, koriste se dijagrami stanja, koji predstavljaju grafički prikaz stanja legura nekog sistema. Dijagrami stanja se prikazuju za stabilno stanje, odnosno stanje koje u datim uslovima poseduje minimum slobodne energije. Takav dijagram stanja je ravnotežni dijagram, jer prikazuje pokazuje koje se faze nalaze u ravnoteži pri datim uslovima. Opšta zakonitost fazne ravnoteže u teorijskim uslovima se najpotpunije izražava Gibsovim pravilom faza: f = k – p + n, . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . (4.1) gde su: f – broj stepeni slobode; k – broj komponenti u sistemu p – broj faza koje se nalaze u ravnoteži u sistemu; n – broj spoljašnjih faktora. Pod brojem stepena slobode sistema se podrazumeva broj spoljašnjih i unutrašnjih faktora ravnoteže koji se mogu nezavisno menjati, a da ne dođe do promene broja faza u sistemu. U spoljašnje faktore ravnoteže ubrajaju se temperatura i pritisak (n = 2), pa jednačina pravila faza (4.1) dobija oblik: f = k – p + 2 . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . (4.2) U unutrašnje faktore se ubrajaju koncentracija jedne ili više komponenti, u zavisnosti od broja komponenti koje grade leguru. Broj unutrašnjih faktora, odnosno nezavisno promenljivih, je uvek manji za jedan od broja komponenti.

Kada je broj stepena slobode sistema jednak nuli (f = 0), to znači da nijedan od faktora koji određuju stanje sistema (sastav, temperatura, pritisak) ne mogu biti promenjeni bez promene broja faza, odnosno bez narušavanja ravnoteže. Takav sistem se naziva nonvarijantnim ili nulavarijantnim. Kada je broj stepena slobode jednak je jedinici (f = 1), sistem se naziva monovarijantnim (jednovarijatnim). U tom slučaju moguća je promena jednog od faktora ravnoteže, a da to ne izaziva promenu broja faza. Ostali faktori se mogu menjati, ali samo u zavisnosti od nezavisno promenljive, pa ne utiču na promenu broja faza. Ako sistem ima dva stepena slobode (f = 2), on se naziva divarijantnim (dvovarijantnim) i moguća je promena dva faktora, a da pri tome ne dođe do promene broja faza u sistemu. Jedan od spoljašnjih faktora ravnoteže – pritisak, se u realnim uslovima menja u takvim granicama da ne utiče na fazne transformacije pri proizvodnji legura. Što se tiče pritiska pare metala, on je kod metalnih sistema i u tečnom i u čvrstom stanju tako neznatan da se zanemaruje. Ako se prihvati da se svi fizički preobražaji dešavaju pri konstantnom pritisku, to se broj spoljašnjih faktora ravnoteže smanjuje za jedan u jednačini (4.2), pa jednačina pravila faza dobija oblik: f = k – p + 1 . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . (4.3) Ova jednačina se primenjuje za metalne siteme, smatrajući da je pritisak konstantan. Pomoću broja faza se može izvesti zaključak o zavisnosti broja komponenti i maksimalnog broja faza, koje se mogu javiti u nekom sistemu u ravnoteži. Maksimalan broj faza koje se mogu naći u međusobnoj ravnoteži u sistemu jednak je: pmax = k + 2 . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . (4.4) S obzirom da se preobražaji u metalnim sistemima dešavaju pri konstantnom pritisku, jednačina (4.4) dobija oblik: pmax = k + 1 . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . (4.5) U skladu sa ovim, jednokomponentni sistem može imati najviše dve faze u međusobnoj ravnoteži (tečna – čvrsta), dvokomponentni sistem tri faze itd. Zahvaljujući pravilu faza može se na jednoznačan način konstruisati kriva hlađenja, odnosno zagrevanja kod nekog metala. Na slici 4.10. prikazane su krive hlađenja čistog metala i dvokomponentne legure.

Slika 4.10. Krive hlađenja čistog metala (a) i legure (b) [2] Analizirajući faznu ravnotežu u tački 0 na slici 4.10a, jednostavno se utvrđuje da broj stepena slobode sistema iznosi 1 (f = k – p + 1 = 1 – 1 + 1 = 1), što znači da se u toku vremena menja samo jedna promenljiva – teperatura. Na krivoj hlađenja to je prikazano

odsečkom 0 – 1. Proces kristalizacije odvija se u prisustvu dve faze (tečna i čvrsta), pa je sistem nonvarijantan (f = 1 – 2 + 1 = 0) i kristalizacija se odvija uz konstantnu temperaturu. Na krivoj hlađenja to je prikazano horizontalnim odsečkom 1 - 1' (zastoj na krivoj). Opadajući deo krive 1' – 2 se odnosi na hlađenje čvrste faze (f = 1). Kriva hlađenja jedne dvokomponentne legure prikazana je na slici 4.10b. Temperaturni interval 0 – 1 odgovara hlađenju rastopa. U tom rasponu sistem je divarijantan (f = 2 – 1 + 1 = 2). U tački 1 počinje kristalizacija jadne čvrste faze, koja može biti čvrsti rastvor, i u ravnoteži se nalaze dve faze – tečna i čvrsta. Sistem je zbog toga monovarijantan (f = 2 – 2 +1 = 1), pa se na krivoj hlađenja javlja blaži pad temperature (prevoj), uslovljen oslobađanjem latentne toplote kristalizacije faze koja kristališe. Ovo je karakteristično pri očvršćavanju legura tipa čvrstog rastvora ili pri kristalizaciji čiste komponente. Horizontalni deo 2 - 2' odgovara trofaznoj ravnoteži, jer samo tada dvokomponenti sistem ima broj stepena slobode jednak nuli (f = 2 – 3 + 1 = 0). Ovaj slučaj se javlja kada dvokompnentna legura kristališe gradeći smešu dve različite čvrste faze. Deo 2' – 3 odgovara hlađenju već očvrsle legure, kada je sistem monovarijantan (f = 2 – 2 + 1 = 1). Strogo uzevši, pravilo faza se može primeniti samo na ravnotežne sisteme, tj. na uslove kada je brzina hlađenja ili zagrevanja beskonačno mala. Ipak, mala odstupanja od ravnotežnih uslova ne utiču značajnije na tumačenje pravila faza koje važi za idealne sisteme [2].

LITERATURA 1. Diana Ćubela, Fizika metala, Fakultet za metalurgiju i materijale, Zenica, 2006 2. Radoje Kontić, Žarko Blečić, Metalografija, Metalurško-tehnološki fakultet, Podgorica, 1993 3. Tanja Matković, Prosper Matković, Fizikalna metalurgija I, Metalurški fakultet, Sisak, 2009 4. Herman Šuman, Metalografija, TMF, Beograd, 1989 5. Robert W. Cahn, Peter Haasen, Physical Metallurgy, Volume I, Fourth Edition, NorthHolland, 1996

5. DIJAGRAMI RAVNOTEŽNOG STANJA Dijagram stanja (fazni dijagram, engl. Equilibrium Phase Diagrams) je grafička predstava promene stanja sistema u zavisnosti od temperature i koncentracije, pod pretpostavkom da je pritisak konstantan. Kada je sistem jednokomponentan, dijagram stanja ima samo jednu dimenziju – temperaturnu skalu (slika 5.1a), jer je kod ovog sistema pored pritiska i koncentracija konstantna. Odgovarajuće tačke na temperaturnoj osi pokazuju ravnotežne temperature promene faznog stanja.

Slika 5.1. Načini grafičkog opisivanja stanja jednokomponentnog (a) i dvokomponentnog (b) sistema [1] Kod dvokomonentog sistema dijagram stanja je dvodimenzionalan. Za njegovo predstavljanje se koriste pravougaone koordinate. Na apscisu se nanosi koncentracija komponenti, a na ordinatu temperatura (slika 5.1b). Ukupan sadržaj obeju komponeni u leguri je 100%, pa svakoj tački na apscisi odgovara tačan određeni sadržaj svake od komponenti. Legura koja odgovara tački C sastoji se od 40% komponente B i 60% komponente A. Legura predstavljena tačkom D sastoji se od 60% komponente B i 40% komponente A. Udaljenjem od tačke A raste sadržaj komponente B i smanjuje se sadržaj komponente A i obrnuto. Na osnovu toga sledi da krajnje tačke na apscisi odgovaraju čistim komponentama, a sve ostale tačke između njih odgovaraju dvojnim legurama. Koncentracija se može izražavati u masenim (mas.%), atomskim (at.%) i zapreminskim procentima (vol.%). Međusobno preračunavanje jednih procenata u druge se vrši na osnovu sledećih izraza [2]: a. Proračun masenih procenata u atomske:

b. Proračun atomskih procenata u masene:

c. Proračun masenih procenata u zapreminske:

d. Proračun zapreminskih procenata u masene:

e. Proračun atomskih procenata u zapreminske:

f. Proračun zapreminskih procenata u atomske:

gde su: XA i XB – atomski procentni udeo komponenti A i B, respektivno GA i GB – maseni procentni udeo komponenti A i B, respektivno MA i MB – atomske mase komponenti A i B, respektivno ρA i ρB – gustina komponenti A i B, respektivno VA i VB – zapreminski procentni udeo komponenti A i B, respektivno. Temperatura topljenja komponente A se nanosi na ordinatu koja odgovara ovoj komponenti (tačka A1), dok se temperatura topljenja komponente B nanosi na ordinatu koja odgovara toj komponenti (tačka B1). Svaka vertikala (I, II) predstavlja promenu temperature legure tačno određenog sastava. Prelaz legure iz jednog faznog stanja u drugo pri promeni temperature označava se tačkom na odgovarajućoj vertikali (tačke C1 i D1). Povezivanjem tačaka analognih transformacija za seriju legura nekog sistema na dijagramima se dobijaju linije (krive), koje razdvajaju oblasti različitog faznog stanja. Prema tome, svaka linija na dijagramu stanja odgovara nekom faznom preobražaju i promeni strukture legure, pa se zato ove linije nazivaju zajedničkim imenom linije preobražaja (transformacije). Polja ograničena linijama preobražaja se nazivaju istorodnim faznim poljima [1].

5.1. EKSPERIMENTALNO ODREĐIVANJE DIJAGRAMA STANJA Da bi se dijagram stanja odredio eksperimentalnim putem potrebno je za seriju legura odrediti temperature na kojima dolazi do bilo kakve fazne promene, a onda se interpolacijom dobijaju linije transformacija. Za eksperimentalno određivanje dijagrama stanja koriste se različite metode, kao što su ispitivanje mikrostrukture, rentgenostrukturna analiza, merenje fizičkih veličina itd. Ipak, nejjednostavnija i najčešće primenjivana metoda je termijska analiza. Ova metoda se zasniva na činjenici da svaku faznu promenu prati odgovarajući toplotni efekat, odnosno da se pri svakoj faznoj promeni oslobađa ili vezuje određena količina toplote. Osnovni nedostatak ove metode je što ona ne registruje one fazne promene koje su praćene malim toplotnim efektom. Osetljivost se povećava primenom diferencijalne termijske analize (DTA), kod koje se krive hlađenja unose u dijagram temperatura – temperaturna razlika (razlika između temperature preobražaja ispitivane legure i temperature nekog etalona koji ne trpi preobražaj). Za konstrukciju dijagrama stanja koristi se serija legura, za koje se snimaju krive hlađenja. Hlađenje legure se vrši što je sporije moguće, da bi se postiglo stanje legure što bliže ravnotežnom [1].

Zastoji na krivoj hlađenja ne moraju biti posledica kristalizacije, već i posledica bilo koje promene stanja u leguri. Određujući krive hlađenja za dovoljan broj legura ispunjavaju se uslovi za konstrukciju dijagrama stanja. Konstrukcija dijagrama stanja na osnovu snimljenih krivih hlađenja prikazana je na primeru sistema sa potpunom rastrvorljivošću u tečnom i čvrstom stanju (npr. sistem Cu-Ni, Ag-Au) (slika 5.2).

Slika 5.2. Konstrukcija dijagrama stanja na osnovu serije krivih hlađenja [3] Sa slike 5.2a se vidi da krive hlađenja čistih metala A i B pokazuju određeni zastoj u vidu horizontalne stepenice, pošto se kristalizacija čistih metala odvija na konstantnoj temperaturi, kako je objašnjeno u tački 4.5. Krive hlađenja za ostale sastave (legure) imaju dva prevoja na različitim temperaturama, između kojih se javlja konkavna kosa linija, pošto legure očvršćavaju u temperaturnom intervalu. Gornja prevojna tačka odgovara temperaturi početka očvršćavanja legure, a donja prevojna tačka odgovara temperaturi završetka očvršćavanja. Ako se u koordinatnom sistemu sastav - temperatura jednom linijom povežu sve tačke početka očvršćavanja, a drugom linijom sve tačke završetka očvršćavanja, dobija se fazni ili ravnotežni dijagram stanja (slika 5.2b). Linija koja povezuje sve tačke početka očvršćavanja naziva se likvidus linijom. Linija koja povezuje sve tačke završetka kristalizacije naziva se solidus linijom. Područje iznad likvidus linije je jednofazno područje rastopa (L), između likvidus i solidus linija je dvofazno područje rastopa i čvrste faze (L+S), koji su u ravnoteži, a ispod linije solidusa je jednofazno područje čvrste faze (S). Sastav legure u nekoj tački na solidus ili likvidus liniji se određuje spuštanjem normale iz te tačke na apscisu. Ova normala (vertikala), koja u faznom dijagramu pokazuje konstantan sastav, naziva se izoplet [8] (na slici 5.2b to su linije označene brojevima od 1–6). Fazni dijagram omogućava opis toka kristalizacije za odabrani sastav legure u datom sistemu, takozvanu izopletalnu analizu (studiju). Pri izopletalnoj analizi se razmatraju promene u sistemu konstantnog sastava u kome se menja temperatura.

5.2. PRAVILO POLUGE Na osnovu dijagrama stanja za određenu leguru se pri svakoj temperaturi se mogu odrediti faze koje se nalaze u međusobnoj ravnoteži, kao i njihov hemijski sastav i količinski udeo.

Za određivanje faza prisutnih u datoj tački stanja neke legure pri određenoj temperaturi, koristi se pravilo da su prisutne one faze koje odgovaraju faznom polju u kome se nalazi data tačka. Svako realno stanje u sistemu na dijagramu stanja se prikazuje tzv. figurativnom tačkom (tačkom stanja). Legura, čija se tačka stanja (figurativna tačka) M (CM,T), nalazi u dvofaznoj oblasti (slika 5.3), sastoji se od dve faze različitog sastava – kristala i rastopa, koje su u međusobnoj ravnoteži. Da bi se odredio sastav faza koje su u ravnoteži na datoj temperaturi, povlači se izoterma (horizontalna linija). Duž SL na izotermi (slika 5.3), koja spaja tačke na graničnim linijama dvofaznog područja, naziva se konodom ili linijom povezivanja. Konoda je, dakle, izoterma koja na datoj temperaturi povezuje fazna područja koja su u međusobnoj ravnoteži. Krajnje tačke konode (S i L) pokazuju sastav faza koje su na datoj temperaturi u ravoteži. Sastav čvrste faze (kristala) dat je tačkom S na solidus liniji, a sastav rastopa je dat tačkom L na likvidus liniji. Očitavanje hemijskog sastava kristala i rastopa se vrši projektovanjem tačaka S i L na apscisu (koncentracijsku osu) čime se dobijaju tačke C1 (sastav kristala) i C2 (sastav rastopa).

Slika 5.3. Objašnjenje zakona poluge Pomoću linije povezivanja (konode) moguće je odrediti udele faza koje se na datoj temperaturi nalaze u ravnoteži, a ako je poznata ukupna količina legure, onda je moguće odrediti i količine tih faza. Ako se udeo kristala u legure na datoj temperaturi označi sa mk, a udeo rastopa sa mr, zbir njihovih udela jednak je jedinici [1]: mk + mr = 1, . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . (5.1) odnosno (slika 5.3): mk·C 1 + mr·C 2 = CM, . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . (5.2) gde su: C1 – procenat komponente B u kristalima (čvrstoj fazi); C2 – procenat komponente B u rastopu; CM – procenat komponente B u leguri. Iz gornjih jednačina sledi:

..................... (5.3)

Sa slike 5.3. se vidi da je C2 – CM = b, CM – C1 = a, C1 – C2 = a + b, pa izrazi (5.3) dobijaju oblik: ........................ (5.4) Iz izraza (5.4) sledi da se količine faza koje se nalaze u ravnoteži odnose obrnuto proporcionalno odgovarajućim odsečcima na konodi, koji povezuju srednji sastav legure CM sa graničnim linijama dvofaznog područja. Dakle, odnos količina faza koje se nalaze u ravnoteži podleže pravilu recipročnih odsečaka konode (engl. inverse segment rule). Izrazi (5.4) su analogni sa izrazima za mehaničku ravnotežu na dvokrakoj poluzi, pa se zato pravilo recipročnih odsečaka naziva i pravilom poluge [1,3] (engl. lever rule). Na slici (5.4) je ovo pravilo i ilustrativno prikazano. Ako se udeli faza izražavaju u procentima, onda izrazi (5.4) imaju oblik: ................ . (5.5)

5.3. IZOPLETALNA ANALIZA

Slika 5.4. Prikaz izopletalne analize na faznom dijagramu hipotetičkog sistema sa neprekidnim nizom čvrstih rastvora α [8] Pri izopletalnoj analizi (studiji) razmatraju se promene u sistemu konstantnog sastava u kojem se menja temperatura. Naprimer, ako je legura sastava x zagrejana na temperaturu TL koja je viša od temperature koja odgovara tački likvisusa za navedeni sastav, T1, sistem će se sastojati od samo jedne faze, rastopa sastava x (slika 5.4). Hlađenjem rastopa ovo stanje će se zadržati sve dok rastop ne dostigne temperaturu T1 (temperatura likvidusa za navedeni sastav). Na ovoj temperaturi izoplet preseca likvidus liniju i iz rastopa počinje da se formira čvrsta faza (čvrsti rastvor). Pri tome postoji ravnoteža između rastopa i čvrste faze, tako što rastop ima sastav L1, a čvrsta faza (čvrsti rastvor), koja počinje da se formira iz rastopa, sastav α1. Daljim snižavanjem temeprature stvaraće se sve više kristala čvrstog rastvora. Sastav rastopa će se pri

tome menjati duž likvidus linije, a sastav čvrstog rastvora duž solidus linije. Na temperaturi T2 rastop će imati sastav L2 i on će biti u ravnoteži sa čvrstim rastvorom sastava α2. Na temperaturi T3 u ravnoteži su rastop sastava L3 i čvrsti rastvor sastava α3. Temperatura T3 je temperatura završetka kristlizacije, jer na ovoj temperaturi izoplet preseca solidus liniju. Izopletalna analiza pokazuje da se tokom kristalizacije menja sastav rastopa i on postaje sve bogatiji komponentom A, koja u datom sistemu ima nižu temperaturu topljenja. Takođe, i čvrsta faza menja svoj sastav i postaje sve bogatija komponentom A sa nižom temperaturom topljenja. Tokom hlađenja ne samo da se menja sastav tečne i čvrste faze, već se menjaju i njihove količine. Udeli ovih dveju faza na različitim temperaturama se izračunavaju primenom pravila poluge.

5.4. KARAKTERISTIČNI TIPOVI DIJAGRAMA DVOKOMPONENTNIH LEGURA Komponente legura se u tečnom stanju mogu međusobno potpuno rastvarati, ograničeno (delimično) rastvarati ili se uopšte ne rastvarati. Komponente koje se u tečnom stanju potpuno rastvaraju, u čvrstom stanju mogu da se takođe potpuno rastvaraju, ograničeno rastvaraju ili uopšte ne rastvaraju. Sistemi legura sa potpunom rastvorljivošću u čvrstom stanju su izomorfni sistemi, kod kojih se obrazuje neprekidni niz čvrstih rastvora. To su sistemi sa dvofaznom ravnotežom. U sisteme sa potpunom rastvorljivošću u tečnom stanju i ograničenom rastvorljivošću u čvrstom stanju spadaju eutektički, peritektički i metatektički sistemi. U sisteme sa prekidom rasvorljivosti u tečnom i delimičnom rastvorljivošću u čvrstom stanju spadaju monotektički i sintektički sistemi. Prema maksimalnom broju faza koje mogu biti u ravnoteži na nekoj temperaturi, sistemi sa ograničenom rastvorljivošću u čvrstom stanju spadaju u sisteme sa trofaznom ravnotežom.

5.5. SISTEMI LEGURA SA POTPUNOM RASTVORLJIVOŠĆU U ČVRSTOM STANJU – IZOMORFNI SISTEMI Jedan od uslova da dva metala ostvare potpunu rastvorljivost u čvrstom stanju je da oni moraju biti izomorfni (imati isti tip kristalne rešetke), kako je navedeno HjumRoterijevim pravilima (tačka 4.2.1). Iz tog razloga se sistemi sa potpunom rastvorljivošću u čvrstom stanju nazivaju i izomorfnim sistemima. Uopšteno, izomorfizam kod legura označava pojavu da dodatak druge komponente u svim odnosima ne izaziva promenu kristalne rešetke osnovne komponente. Potpuna rastvorljivost u čvrstom stanju podrazumeva i potpunu rastvorljivost u tečnom stanju. Pri potpunoj rastvorljivosti u tečnom stanju nastaje samo jedna faza – rastop. Rastop na dijagramu stanja zauzima fazno područje na svim teperaturama iznad linije likvidusa, pri bilo kojem sastavu legura. Ako se dva metala međusobno rastvaraju u svim odnosima u tečnom i čvrstom stanju, dobija se u najprostijem slučaju dijagram stanja kao na slici 5.5, koji pokazuje ravnotežu faza u legurama bakar – nikl (opšti primer faznog dijagrama izomorfnog sistema prikazan je na slici 5.2). Za oba metala su ispunjeni Hjum – Roterijevi uslovi za stvaranje neprekidnog niza čvrstih rastvora, pošto oba metala imaju FCC rešetku, pri čemu se parametar rešetke bakra

razlikuje za samo 2,5% od parametra rešetke nikla, a bakar sa atomskim brojem 29 je u periodnom sistemu elemenata sused niklu sa atomskim brojem 28 [2]. Dijagram stanja sistema Cu-Ni se sastoji samo od tri fazna polja: na visokim temperaturama nalazi se oblast egzistencije homogenog rastopa L (rastop se često označava i oznakom R), a na niskim temperaturama se nalazi oblast homogenih α čvrstih rastvora. Između ovih dveju oblasti nalazi se dvofazna oblast L + α (stoga se izomorfni sistemi nazivaju i sistemima sa dvofaznom ravnotežom). Iznad krive likvidusa sve legure su tečne, a ispod linije solidusa sve legure su potpuno očvrsle. U dvofaznom području L + α legure su u obliku kaše. Linija likvidusa kontinualno povezuje tačke topljenja legura, a linija solidusa – tačke očvršćavanja legura.

Slika 5.5. Dijagram stanja sistema Cu-Ni kao primer dijagrama stanja izomorfnog sistema sa neprekidnim nizom čvrstih rastvora Na temperaturama iznad likvidus linije prisutan je samo rastop (jedna faza) i na osnovu Gibsovog pravila faza sistem dvovarijantan (f = k – p + 1 = 2 – 1 + 1 = 2), pa se temperatura i koncentracija mogu menjati u određenim granicama bez promene broja faza u ravnoteži. U dvofaznom području, između likvidus i solidus linija, sistem legura je monovarijantan (f = k – p + 1 = 2 – 2 + 1 = 1), pa se na krivoj hlađenja (ili zagrevanja) nagib smanjuje (segment između tačaka TL i TS, slika 5.6 i segment 1-2 na slici 5.8b). Fizički, smanjenje nagiba krive hlađenja je uslovljeno usporavanjem hlađenja usled oslobađanja latentne toplote kristalizacije čvrste faze. Ispod solidus linije sistem je ponovo dvovarijantan, pa se nagib na krivoj hlađenja ponovo povećava.

Slika 5.6. Krive hlađenja (a) i zagrevanja (c) i ravnoteža rastopa i kristala u dvofaznom području (b) legure sistema Cu-Ni sa 20%Ni [2] Dakle, dok čisti metali očvršćavaju, odnosno tope se na tačno određenoj temperaturi (krive hlađenja na slikama 5.8a i 5.8c), čvrsti rastvori očvršćavaju i tope se u određenom temperaturnom interavlu između solidus i likvidus temperature (slike 5.6a i 5.8b). Temperaturni interval između tačke solidusa i tačke likvidusa predstavlja područje topljenja, odnosno očvršćavanja. U intervalu toljenja, odnosno očvršćavanja, sastav rastopa i kristala je različit. U opštem slučaju rastop je obogaćen elementima koji pokazuju nižu tačku topljenja, dok su kristali bogatiji elementima sa višom tačkom topljenja. I sastav rastopa i sastav kristala u intervalu očvršćavanja se menjaju sa promenom temperature (slika 5.6b). Kako je rečeno u tački 5.2, sastav faza koje su u ravnoteži u dvofaznom području određen je krajnjim tačkama konode, koja povezuje granične linije tog područja. U dvofaznom području egzistencije rastopa i kristala čvrste faze, sastav rastopa na nekoj temperaturi je dat tačkom na likvidus liniji, a sastav kristala tačkom na solidus liniji. Povlačenjem konoda pri različitim temperaturama uočava se da se dobijaju različite krajnje tačke konoda na likvidus i solidus linijama, što znači da se promenom temperature menja i sastav faza koje su u ravnoteži. Tako se pri hlađenju legure Cu-Ni sa 20%Ni (slika 5.6b) u intervalu temperatura između likvidus i solidus linije, sastav rastopa menja duž likvidus linije od sastava R5, preko R4, R3, R2 do krajnjeg sastava R1. Istovremeno, sastav kristala se menja duž solidus linije od sastava K5, preko sastava K4, K3, K2 do krajnjeg sastava K1.

5.5.1. RAVNOTEŽNO OČVRŠĆAVANJE IZOMORFNIH LEGURA Ravnotežno očvršćavanje legure sa neprekidnim nizom čvrstih rastvora se može pratiti na primeru legure sistema Cu-Ni sa 35%Ni (slika 5.7). Hlađenje legure ovog sastava pratimo kretanjem niz isprekidanu liniju (izoplet). U tački a, na 13000C, egzistira samo rastop, koji sadrži 35%Ni. Očvršćavanje legure počinje kada temperatura pri hlađenju rastopa dostigne likvidus liniju u tački b (~ 12600C). Tada se obrazuje mala količina primarnih kristala αčvrstog rastvora. Sastav ovih kristala se očitava na likvidus liniji i on iznosi oko 46%Ni i 54%Cu. Sastav rastopa na ovoj temperaturi je i dalje približno jednak 35%Ni i 65%Cu. Mikrostruktura legure na ovoj temperaturi je prikazana u krugu, povezanim sa tačkom a [4]. Pri daljem hlađenju sastav i α-kristala i rastopa se menja. Kako je napomenuto u tački 5.2, promena sastava tečne faze se prati na likvidus liniji, a čvrste faze na solidus liniji.

Na 12500C, tačka c na slici 5.7, rastop sadrži 32%Ni i 68%Cu, a α-faza 43%Ni i 57%Cu. Mikrostruktura legure na ovoj temperaturi prikazana je u krugu povezanim sa tačkom c. Proces očvršćavanja se završava na oko 12200C u tački d na slici 5.7. Sastav α-faze iznosi približno 35%Ni i 65%Cu, a sastav poslednjih kapi rastopa iznosi 24%Ni i 76%Cu. Kada se pređe linija solidusa i poslednje kapi rastopa su kristalisane, a krajnji rezultat očvršćavanja je polikristalni α-čvrsti rastvor homogenog sastava 35%Ni i 65%Cu (tačka e na slici 5.7) [4].

Slika 5.7. Šematski prikaz razvoja mikrostrukture i ravnoteže faza tokom ravnotežnog očvršćavanja legure sistema Cu-Ni sa 35%Ni i 65%Cu [4] Tokom hlađenja udeo α-faze se povećava, a udeo rastopa se smanjuje, što se može ustanoviti primenom pravila poluge. Sa slike 5.8 se vidi da se za izabranu leguru sa 20% komponente B dužina odsečaka pr i pq menja tokom hlađenja. Sa sniženjem temperature dužina odsečka pq se smanjuje, a dužina odsečka pr se povećava. Na osnovu pravila poluge, odnos količine rastopa prema količini α-čvrste faze u tački p na datoj temperaturi jednak je odnosu pq/pr (pravilo recipročnih odsečaka), pa smanjenje dužine odsečka pq i povećanje dužine odsečka pr jasno pokazuje da se količina rastopa smanjuje, a količina α-kristala se povećava tokom hlađenja u dvofaznom području.

Slika 5.8.Krive hlađenja čistih komponenti binarnog sistema sa neprekidnim nizom čvrstih rastvora (a i c)i kriva hlađenja legure sa 20% komponente B (b); odsečci pr i pq po pravilu poluge određuju odnos količina rastopa i kristala α-čvrstog rastvora [4]

5.5.2. NERAVNOTEŽNO OČVRŠĆAVANJE IZOMORFNIH LEGURA Ravnotežno očvšćavanje se ostvaruje, kako je već rečeno, samo pri vrlo sporom hlađenju. Razlog je što se tokom hlađenja mora izvršiti prekompozicija u tečnoj i čvrstoj fazi procesima difuzije. Pošto je difuzija zavisna od vremena, za postizanje ravnotežnog stanja tokom hlađenja potrebno je vreme za svaku prekompoziciju u tečnoj i čvrstoj fazi. Brzina difuzije je posebno mala u čvrstoj fazi, a za obe faze se smanjuje sa sniženjem temperature. Praktično, u realnim uslovima brzina hlađenja je uvek prevelika za realizaciju pocesa prekompozicije putem difuzije [4]. Neke od posledica neravnotežnog očvršćavanja izomorfnih legura biće razmotrene na primeru legure sa 35mas.%Ni i 65mas.%Cu, koja je razmatana i u okviru ravnotežnog očvršćavanja. Na slici 5.9 je u krugovima šematski prikazana mikrostruktura legure na pojedinim temperaturama u uslovima neravnotežnog očvršćavanja. Da bi se razmatranje pojednostavilo, brzina difuzije u tečnoj fazi se smatra dovoljno velikom da može održavati ravnotežu. Uzmimo da je početna temperatura rastopa 13000C (tačka a’ na slici 5.9). Rastop sadrži 35%Ni, što je u krugu označeno sa L(35Ni), i ovaj se sastav ne menja tokom hlađenja u oblasti rastopa. U tački b’, na oko 12600C počinje obrazovanje prvih kristala primarnog αčvrstog rastvora, a njihov sastav, koji se dobija povlačenjem linije povezivanja (konode) do solidus linije, je 46%Ni i 54%Cu, što je na slici označeno sa α(46Ni). Pri hlađenju do tačke c’ (oko 12400C) sastav rastopa se menja na 29%Ni i 71%Cu, a sastav čvrste faze na 40%Ni i 60%Cu [α(40Ni)]. Međutim, pošto je difuzija u čvrstoj fazi relativno spora, α-faza koja se formirala u tački b’ nije znatnije promenila sastav i on je još uvek oko 46%Ni i 54%Cu. Tako se sastav zrna α-faze kontinualno menja u radijalnom pravcu od 46%Ni u centru do 40%Ni na površini. Na taj način, u tački c’ srednji sastav zrna čvrste αfaze leži između 46 i 40%Ni. Uzmimo da je taj srednji sastav 42%Ni i 58%Cu [α(42Ni)]. Iz toga sledi da se linija solidusa u uslovima neravnotežnog hlađenja pomera ka većim sadržajima nikla. Posledica toga je da je količina prisutnog rastopa za neravnotežne uslove veća od količine za ravnotežne uslove hlađenja, što se može utvrditi na osnovu pravila poluge. U tački d’ (~12200C) u ravnotežnim uslovima proces očvršćavanja bi bio završen. Međutim, u neravnotežnim uslovima očvršćavanja još uvek je prisutna znatna količina rastopa, a α-faza koja se formira iz tog rastopa sadrži 35%Ni [α(35Ni)]. Prosečni sastav zrna α-faze u tom trenutku je 38%Ni [α(38Ni)].

Slika 5.9. Šematski prikaz razvoja mikrostrukture legure 35%Ni+65%Cu tokom neravnotežnog očvršćavanja [4] Neravnotežno očvršćavanje se završava u tački e’ (~12050C). Sastav poslednje količine očvrsle α-faze je 31%Ni, a srednji sastav α-faze je 35%Ni. U tački f’ prikazana je u krugu šema mikrostrukture potpuno očvrsle legure. Stepen pomeranja krive solidusa od ravnotežnog položaja zavisi od brzine hlađenja. Pri sporijem hlađenju stepen pomeranja se smanjuje, kao i pri povećanju brzine difuzije u čvrstom stanju [4]. Posledice neravnotežnog hlađenja su povećanje intervala očvršćavanja legure i slojevita građa zrna. Jezgro zrna je obično mnogo bogatije komponentom sa višom temperaturom topljenja od periferije. Ovaj fenomen nehomogene građe zrna naziva se kristalnom segregacijom. Zbog razlike u sadržaju komponenti legure između jezgra i periferije, kristalna segregacija se naziva i jezgrenom segregacijom. Pošto u mnogim slučajevima zrna imaju dendritnu strukturu i segregacija ima takav oblik (dendritna segregacija). Dendriti su primarna, livačka segregirana mikrostruktura. Primarne ose dendrita (jezgro) su bogatije komponentom sa višom tačkom topljenja, a interdendritni prostor je bogatiji komponentom sa nižom temperaturom topljenja. Segregacija snižava svojstva legura, pa je štetna. Uklanja se homogenizacionim žarenjem na temperaturama ispod linije solidusa. Šema dendritne segregacije data je na slici 5.10.

Slika 5.10. Dendritna segregacija, šematski [3]

5.5.3. IZOMORFNI SISTEMI SA PREKLOPLJENIM LIKVIDUS I SOLIDUS LINIJAMA Postoje sistemi kod kojih se na likvidus i solidus liniji pojavljuju minimumi, koji se poklapaju, a pretpostavlja se da postoje i sistemi kod kojih na linijama likvidusa i solidusa postoje maksimumi koji se poklapaju (slika 5.11).

Slika 5.11. Likvidus i solidus linije sa preklopljenim minimumom (a) i preklopljenim maksimumom (b) Legura sa sastavom koji odgovara preklopljenom minimumu ili maksimumu topi se kao čist metal, a na krivoj hlađenja se pojavljuje zastoj. Stoga se dijagram može podeliti na dva dela, na sistem A-M i sistem M-B. Legura koje po sastavu odgovaraju tački preklapanja se topi, dakle, kongrentno, bez promene sastava i pri konstantnoj temperaturi [3]. Kod sistema sa preklopljenim minimumom (slika 5.11a), tokom očvršćavanja kristali α-faze legura koje leže na strani metala sa nižom tačkom topljenja (u ovom slučaju na strani metala A), obogaćuju se metalom sa višom tačkom topljenja, dok se kristali α-faze legura koje leže na strani metala sa višom tačkom topljenja (metal B) obogaćuju metalom sa nižom tačkom topljenja [2]. Kod legura čiji sastav odgovara preklopljenom minimumu ili maksimumu ne nastaje kristalna segregacija.

Ravnotežni dijagram izomorfnih sistema sa preklopljenim minimumom nalikuje eutektičkom, pa se naziva i pseudoeutektičkim [3]. Nije poznata nijedna legura sa maksimumom na dijagramu stanja, dok se minimum na dijagramu stanja pojavljuje kod više sistema legura (Cu-Mn, Cu-Au, Ni-Pd, Co-Pd, Fe-Pd, KRb i dr.) [3,5].

5.6. SISTEMI LEGURA SA POTPUNOM RASTVORLJIVOŠĆU U TEČNOM STANJU I OGRANIČENOM U ČVRSTOM STANJU Za ograničenu (delimičnu) rastvorljivost u čvrstom stanju se koristi i termin „prekid rastvorljivosti u čvrstom stanju“ [2]. Sistemi legura sa potpunom rastvorljivošću u tečnom stanju i delimičnom rastvorljivošću (ili potpunom nerastvorljivošću) u čvrstom stanju prema maksimalnom broju faza koje se na nekoj temperaturi mogu nalaziti u ravnoteži spadaju u sisteme sa trofaznom ravnotežom. Prema reakcijama između prisutnih faza ovi sistemi se dele na eutektičke, peritektičke i metatektičke.

5.6.1. BINARNI EUTEKTIČKI SISTEM Opšti izgled dijagram stanja binarnog eutektičkog sistema sa ograničenom rastvorljivošću u čvrstom stanju prikazan je na slici 5.12. Karakteristika eutektičkih sistema je da međusobno legiranje snižava temperatura topljenja i obeju komponenti – i komponente A i komponente B. Dobijaju se opadajuće linije likvidusa koje se seku u tački E, eutektičkoj tački. Pri hlađenju očvršćavanje počinje na likvidus liniji, a završava se na solisus liniji. Na slici 5.12. likvidus linija je TA – E – TB. Solidus liniju čine tri linije: TA – F, TB – G i izoterma eutektičke reakcije (eutektikala) F – E – G. Linije F – H i G – J su solvus linije – linije rastvorljivosti, odnosno linije koje pokazuju ograničenje rastvorljivosti. Na slici 5.12. je prikazan slučaj kada obe komponente sa drugom komponentom grade ograničeni čvrsti rastvor (moguće je da jedna od komponenti ne rastvara drugu komponentu ili da su komponente u čvrstom stanju uzajamno nerastvorljive). Ograničeni čvrsti rastvor komponente B u komponenti A se konvencionalno označava kao α-čvrsti rastvor, a ograničeni čvrsti rastvor komponente A u komponenti B kao β-čvrsti rastvor. Ograničeni čvrsti rastvori α i β se često nazivaju marginalnim ili terminalnim čvrstim rastvorima, pošto se nalaze na ivicama dijagrama stanja. U oblasti rastopa iznad likvidus linije komponente su potpuno međusobno rastvorljive, te je to jednofazna oblast. Jednofazne su i oblasti egzistiranja ograničenih čvrstih rastvora α i β. Sa slike 5.12 se vidi da postoje i tri dvofazne su obasti: α + L, β + L i α + β. U tačkama duž eutektičke reakcione izoterme (eutektikale) sistem je trofazan [3], jer se u ravnoteži nalaze rastop sastava koji odgovara tački E (LE), čvrsti rastvor α koji po sastavu odgovara tački F (αF) i čvrsti rastvor β koji po sastavu odgovara tački G (βG). U tački E sistem ima najnižu temperaturu topljenja/očvršćavanja u sistemu.

Slika 5.12. Opšti izgled dijarama stanja eutektičkog sistema sa ograničenom rastvorljivošću u čvrstom stanju [3] Legura sastava koji odgovara tački E naziva se eutektičkom legurom. Legure sastava levo od eutektičke tačke E se nazivaju podeutektičkim (hipoeutektičkim), a desno od tačke E nadeutektičkim (hipereutektičkim). Podela na podeutektičke i nadeutektičke legure je uslovna, jer na koncentracijskoj osi komponente mogu zameniti mesta. Jednostavni eutektički sistem međusobno gradi više metala (Cu-Ag, Pb-Sn, Pb-Sb, AlSi, Al-Sn, Sn-Bi, Cr-Ni i dr.). Za dalju analizu odabran je sistem Pb-Sn. Na slici 5.13. prikazan je dijagram stanja binarnog sistema Pb-Sn. Ograničeni čvrsti rastvor kalaja u olovu označen je sa α, a ograničeni čvrsti rastvor olova u kalaju sa β. Eutektička tačka u ovom sistemu leži pri sadržaju od 61,9 mas.%Sn i temperaturi od 1830C. 5.6.1.1. RAVNOTEŽNO OČVRŠĆAVANJE LEGURA EUTEKTIČKOG SISTEMA Očvršćavanje legure eutektičkog sastava u sistemu Pb-Sn ilustrativno je prikazano na slici 5.14. Iznad 1830C legura se nalazi u rastopljenom stanju. Kada se pri hlađenju dostigne eutektička temperatura, na kojoj su u ravnoteži rastop tri faze: L(61,9mas.%Sn), čvrsti rastvor α(18,3mas%Sn) i čvrsti rastvor β(97,8mas.%Sn), rastop se transformiše (razlaže) prema eutektičkoj reakciji: Sastav čvrstih rastvora α i β, koji se formiraju u eutektičko reakciji, odgovara krajnjim tačkama eutektičke izoterme. Dvostruka strelica pokazuje da je reakcija dvosmerna. Treba naglasiti da se eutektička reakcija javlja kod svih legura čiji sastav leži između krajnjih tačaka eutektikale.

Slika 5.13. Binarni fazni dijagram Pb – Sn [4]

Slika 5.14. Očvršćavanje i mikrostruktura eutektičke legure Pb-61,9mas.%Sn [5]

Eutektička reakcija protiče u trofaznoj ravnoteži, pa Gibsovo pravilo faza pokazuje da je tokom ove reakcije sistem nonvarijantan (f = k – p + 1 = 2 – 3 + 1 = 0). Eutektička reakcija se odvija pri konstantnoj temperaturi (temperaturi eutektičke reakcione izoterme), zbog oslobađanja latentne toplote kristalizacije. Temperatura sistema ostaje nepromenjena dok se eutektička reakcija u potpunosti ne završi. Zato kriva hlađenja eutektičke legure ima isti oblik kao i kriva hlađenja čistih metala (slika 5.15).

Slika 5.15. Kriva hlađenja eutektičke legure Pb-61,9mas.%Sn koja pokazuje izotermalnu eutektičku reakciju na 1830C [5] Tokom eutektičkog razlaganja mora doći do preraspodele atoma olova i kalaja, pošto čvrsti rastvori koji se obrazuju imaju različit sastav od rastopa. Ova preraspodela se ostvaruje difuzijom. Mikrostruktura koja nastaje tokom eutektičke reakcije (slika 5.16) se sastoji od naizmeničnih slojeva (ploča), koji se nazivaju lamelama, jedne i druge čvrste faze. Ova struktura nosi naziv eutektikum (grč. eutektos – lako topiv), ili eutektički mikrokonstituent [4,5].

Slika 5.16. Šematski prikaz lamelarne strukture Pb-Sn eutektikuma (a) i mikrofotografija eutektikuma (x400) [5]

Proces difuzione preraspodele olova i kalaja u rastopu tokom rasta lamela eutektikiuma šematski je prikazan na slici 5.17. Strelice pokazuju pravce difuzije atoma olova i kalaja. U rastopu na granici eutektikuma i rastopa atomi olova ispred rastućih lamela β-faze difunduju ka lamelama α-faze, jer su one bogatije olovom (18,3%Sn, 81,7%Pb), a atomi kalaja ispred rastućih lamela α-faze – ka lamelama β-faze, jer su one bogatije kalajem (97,8%Sn, 2,2%Pb).

Slike 5.17. Šematski prikaz formiranja eutektičke strukture u sistemu Pb-Sn. Smerovi difuzije atoma olova i kalaja su prikazani crvenim i plavim strelicama, respektivno [4] Sadržaj faza u eutektikumu nakon potpunog očvršćavanja na eutektičkoj temperaturi se izračunava na osnovu pravila poluge. Eutektička legura sadrži 61,9mas.%Sn. Prema tome, tačka oslonca poluge je na 61,9mas.%Sn (tačka E na slici 5.18). Na eutektičkoj temperaturi lamele α-faze sadrže 18,3mas.%Sn (tačka αE na slici 5.18), a lamele β-faze 97,8mas.%Sn (tačka βE na slici 5.18). Odsečci na konodi su αEE (označen plavom bojom na slici 5.18) i EβE (označen crvenom bojom), a cela dužina konode (poluge) je αEβE. Pravilom poluge procentne udele α-faze i β-faze u eutektikumu izračunavamo iz relacija:

Očvršćavanje legura Pb-Sn sa sadržajem jedne od komponenti manjim od granice rastvorljivosti te komponente na sobnoj temperaturi prikazano je ilustracijom na slici 5.19. U uglu bogatom olovom to je legura sa manje od 2 mas.%Sn. Radi primera, razmotrimo očvršćavanje legure sastava C1 na slici 5.19. Na temperaturama iznad likvidus linije egzistira homogeni rastop. Na 3500C (tačka a na slici 5.19) rastop ima zadati sastav C1. Hlađenje legure zadatog sastava odgovara spuštanje temperature niz liniju ww’. Likvidus linija se dostiže pri temperaturi od oko 3300C. Kristalizacija u intervalu između likvidus i solidus temperature prtiče na isti način kao kod legure Cu-Ni. Očvršćavanje se završava u tački preseka solidus linije i linije ww’. Ispod solidus linije struktura legure se sastoji od primarnih kristala sastava C1 i nepromenljiva je do sobne temperature.

Slika 5.18. Ilustracija za izračunavanje procentnog udela α- i β-faze u eutektikumu Pb-Sn legure

Slika 5.19. Očvršćavanje i razvoj ravnotežne miktrostrukture legure Pb-Sn sastava C1 [4]

Očvršćavanje legura Pb-Sn sa sadržajem jedne komponente između granice rastvorljivosti na sobnoj temperaturi i maksimalne rastvorljivosti na eutektičkoj temperaturi je šematski prikazanao na slici 5.20. Na strani bogatoj olovom to su legure sastava između 2 mas.%Sn i 18,3 mas%Sn, a na strani bogatoj kalajem legure sastava između 97,8 mas.%Sn i oko 99 mas%Sn. U svojstvu primera odabrana je legura sastava C2 na slici 5.20.

Slika 5.20. Očvršćavanje i razvoj ravnotežne mikrostrukture Legure Pb-Sn sastava C2 [4] Hlađenje legure sastava C2 se vrši niz liniju xx’. U tački d prisutan je samo homogeni rastop zadatog sastava C2. Likvidus temperature se dostiže na oko 3000C. Prvi kristali primarnog α-čvrstog rastvora koji se obrazuju na toj temperaturi imaju sastav α1, dok rastop ima sastav L1, koji je još uvek jednak početnom sastavu C2. Tokom daljeg hlađenja količina kristala se povećava i u tački e već zauzimaju dobar deo zapremine legure. Sastav kristala se pri tome menja duž solidus linije i na temperaturi koja odgovara tački e njihov sastav je α2. Sastav rastopa se menja duž likvidus linije i na toj temperaturi je jednak L2. Tako su na zadatoj temperaturi u ravnoteži kristali sastava α2 i rastop sastava L2. Očvršćavanje se završava u preseku solidus linije i linije xx’. Tada kristali imaju sastav α3 = C2, a poslednja količina rastopa ima sastav L3, koji se jako razlikuje od početnog sastava, odnosno od zadatog sastava legure.

Ispod solidus linije (tačka f) mikrostruktura legure se sastoji od homogenih kristalnih zrna primarnog α-čvrstog rastvora sastava C2. Kada linija xx’ preseče solvus liniju, odnosno kada se pri hlađenju dostigne temperatura na solvus liniji, α-čvrsti rastvor postaje presićen i iz njega počinje izlučivanje taloga (precipitata) u obliku čestica sekundarne β-faze unutar ili po granicama primarnih α-zrna (tačka g na slici 5.20). Između izlučivanja taloga sekundarne faze iz presićenog čvrstog rastora i kristalizacije iz presićenih vodenih rastvora postoji analogija (slika 5.21).

Slika 5.21. Analogija između taloženja iz presićenog vodenog rastvora soli (levo) i ograničenog čvrstog rastvora dva metala (desno) [6] Sastav čestica sekundarne β-faze se određuje na osnovu dijagrama stanja, prema slici 5.22. Za leguru sistema Pb-Sn sa, na primer, 10%Sn, figurativna tačka tokom hlađenja legure dostiže slovus liniju na temperaturi t1. Tada α-čvrsti rastvor ima sastav α1 i on je u ravnoteži sa β-čvrstim rastvorom sastava β1. Tako prve čestice izlučenog taloga imaju sastav β1. Pri daljem hlađenju menja se sastav oba čvrsta rastvora po odgovarajućim solvus linijama. Na temperaturi t2 α-čvrsti rastvor ima sastav α2, a β-čvrsti rastvor, odosno čestice sekundarnog taloga, sastav β2. Na temperaturi t3 α-čvrsti rastvor ima sastav α3, a čestice tloga sastav β3 i tako redom. Udeo sekundarno izlučenog taloga se izračunava primenom pravila poluge. Na primer, na temperaturi t3 odsečci na konodi su a i b. Udeo sekundarne β-faze iznosi: a udeo primarne α-faze: Pošto je odsečak b mnogo duži od odsečka a, i sadržaj α-faze je mnogo veći od sadržaja sekundarno izlučene β-faze. Vidi se da sa sniženjem temperature dužina odsečka a na konodi raste, pa shodno tome, i količina taloga sekundarne faze raste.

Slika 5.22. Promena sastava α- i β-čvrstog rastvora legure Pb-10mas.%Sn i dužina odsečaka konode sa promenom temperature pri izlučivanju sekundarnog taloga β-faze Očvršćavanje legura Pb-Sn sa sadržajem jedne komponente između krajnje tačke eutektikale i eutektičke tačke (legura kod kojih se javlja eutektička reakcija) je šematski prikazano na slici 5.23. Hlađenje legure sastava C4 se prati niz liniju zz’, počev od tačke j. Struktura u tački j se sastoji od homogenog rastopa sastava C4. Kada figurativna tačka pri hlađenju legure dostigne likvidus liniju, u rastopu sastava L1, koji je jednak polaznom sastavu, počinje stvaranje kristala α-čvrstog rastvora (proeutektičkog α-čvrstog rastvora, zbog toga što njegovo formiranje prethodi eutektičkoj transformaciji) sastava α1. Pri daljem hlađenju sastav čvrstog rastvora se menja po solidus liniji od tačke α1 ka tački αE, a sastav rastopa se menja po likvidus liniji od tačke L1 ka tački E. Kada figurativna tačka dostigne položaj k prisutna je primetna količina kristala α-čvrstog rastvora. Neposredno iznad eutektičke temperature (tačka l) kristali α-faze imaju sastav približno αE (18,3 mas%Sn), a preostali rastop ima približno sastav dat tačkom E (61,9 mas.%Sn). Na eutektičkoj temperaturi rastop ima tačno eutektički sastav E i podleže eutektičkom razlaganju po eutektičkoj reakciji. Tako se celokupni preostali rastop transformiše u eutektikum, dok primarni kristali α-čvrstog rastvora ostaju nepromenjeni i imaju sastav αE. Neposredno ispod eutektikale (tačka m) struktura se sastoji od primarnih kristala α-čvrstog rastvora uloženih u eutektikum, mikronstituent koji se sastoji od lamela α- i β-čvrstog rastvora. Mikrofotografija strukture ove legure data je na slici 5.24 i na njoj se uočavaju i primarna zrna α-faze i lamele α- i β-faze u eutektikumu. Kriva hlađenja legure sastava C4 sa slike 5.23 je prikazana na slici 5.25. U oblasti iznad likvidus linije sistem je jednofazan (homogeni rastop L) i sistem je divarijantan (f = 2 – 1 + 1 = 2). U dvofaznoj oblasti L + α između likvidus linije i eutektikale sistem je

monovarijantan (f = 2 – 2 + 1 = 1) i na krivoj hlađenja se javlja promena nagiba. Kada se pri hlađenju dostigne temperatura eutetičke transformacije, sistem postaje nonvarijantan, pošto su u ravnoteži tri faze (f = 2 – 3 + 1 = 0). Na krivoj hlađenja se pojavljuje zastoj i temperatura legure ostaje konstantna sve dok se eutektička transformacija ne završi.

Slika 5.23. Šematski prikaz očvršćavanja i razvoja mikrostrukure Legure Pb-Sn sastava C4

Slika 5.24. Mikrofotografija koja pokazuje mikrostrukturu legure 50 mas.% Pb – 50 mas.%Sn. Mikrostruktura se sastoji od primarnih zrna α-faze bogate olovom (krupna tamna zrna) uloženih u lamelarnu eutektičku strukturu, koja se sastoji od β-faze bogate kalajem (svetle trake) i α-faze bogate olovom (tamne trake) [4]

Slika 5.25. Kriva hlađenja podeutektičke legure kod koje se javlja eutektička rekacija [5] Udeo mikrokonstituenata u leguri sastava C4 je moguće izračunati pomoću pravila poluge na osnovu slike 5.26. Budući da se eutektički mikrokonstituent uvek formira od rastopa eutektičkog sastava, u leguri Pb-Sn eutektikum sadrži 61,9 mas.%Sn. Udeo eutektikuma mE nakon završene eutektičke transformacije je jednak udelu rastopa mL na eutektičkoj temperaturi pre početka eutektičke transformacije.

Slika 5.26. Elementi za izračunavanje relativnih udela mikrokonstituenata u leguri Pb-Sn sastava C4’ [4] Prema tome, udeo eutektikuma u očvrsloj leguri sastava C4’ je jednak:

Sledi da se udeo eutektikuma u leguri povećava sa približavanjem sastava legure eutektičkom (povećava se dužina odsečka P na konodi). Udeo primarnih kristala α-faze neposredno pre eutektičke transformacije je jednak:

Posle završenog eutektičkog razlaganja, kako je rečeno, legura se sastoji od primarnih α-kristala i eutektikuma. Ukupni udeo α-faze (u eutektikumu i primarnim kristalima zbirno) u leguri neposredno ispod eutektičke temperature dobija se na osnovu odsečaka na konodi postavljenoj kroz dvofazno područje α + β i iznosi:

Na osnovu odsečaka iste konode udeo β-faze neposredno ispod eutektičke temperature iznosi:

Analogne transformacije i mikrostrukture se dobijaju za legure sastava desno od eutektičke tačke (između 61,9 i 97,8 mas.%Sn). Razlika je jedino u tome što se kod nadeutektičkih legura kao primarni obrazuju kristali β-faze. Slike 5.27 i 5.28 uporedno prikazuju mikrostrukture pod- i nadeutetktičkih legura sistema Pb-Sn kod kojih se pojavljuje eutektička reakcija, odnosno kod kojih se kao mikrokonstituent pojavljuje eutektikum.

Slika 5.27. Mikrostruktura pod- i nadeutektičkih legura kod kojih se javlja eutektička reakcija

Slika 5.28. Mikrostruktura podeutektičke (a) i nadeutektičke (b) Pb-Sn legure. Tamna polja predstavljaju olovom bogatu α-fazu, a svetla polja kalejam bogatu β-fazu [5] 5.6.1.2. NORMALNI I ANOMALNI EUTEKTIKUM, DEGENERISANI EUTEKTIKUM Prema karakteru mikrostrukture na šlifu razlikuju se lamelarni (pločasti), zrnasti, skeletni i igličasti eutektikum (slika 5.29).

Slika 5.29. Lamelarni (a), zrnasti (b), igličasti (v) i skeletni (g) eutektikum [7] Treba reći da je oblik eutektikuma koji se opaža pod mikroskopom često određen samo uslovima preseka eutektičke kolonije površinom šlifa i ne daje predstavu o stvarnoj građi eutektikuma. Ako se na šlifu zapažaju lamelarni i skeletni oblik eutektikuma, onda se eutektikum naziva normalnim. Ostali oblici eutektikuma se smatraju anomalnim. U anomalni eutektikum spada igličasti eutektikum, na primer u legurama Al-Si (slika 5.30,v) ili grafitno-austenitni eutektikum u sivom livenom gvožđu. Cementitno-austenitni eutektikum u belom livenom gvožđu – ledeburit – predstavlja tipičan primer normalnog lamelarnog eutektikuma. Degenerisani eutektikum se, na primer, javlja u leguri Al-Cu, gde se sastoji od (θ)CuAl2-faze raspoređene po granicama dendrita α-faze [7].

Slika 5.30. Mikrostruktura igličastog eutektikuma α(Al) + CuAl2 (а); zrnastrog eutektikuma Cu + Cu2O (б); igličastog eutektikuma α(Al) + Si (в); skeletnog eutektikuma γ(Fe) + (W, Fe)6C (г) [7] 5.6.1.3. NERAVNOTEŽNO OČVRŠĆAVANJE U EUTEKTIČKIM SISTEMIMA Legura Pb-15 mas.%Sn u ravnotežnim uslovima očvršćava kao čvrsti rastvor. Poslednja količina rastopa pri tome očvršćava pri temperaturi od oko 2300C, koja je znatno viša od eutektičke. Međutim, ako se legura hladi suviše brzo, pojavljuje se neravnotežna solidus linija (slika 5.31). Primarni kristali α-čvrstog rastvora nastavljaju da rastu sve do neposredno iznad eutektičke temperature od 1830C, kada neravnotežni rastop sadrži 61,9 mas.%Sn. Takav rastop se transformiše u eutektikum, koji okružuje primarne α-kristale. Na osnovu slike 5.31 procentualni udeo neravnotežnog eutektikuma mne, izračunat po pravilu poluge, iznosi [5]:

Dakle, ispod eutektičke temperature brzo hlađena legura ima strukturu koja se sastoji od oko 10% eutektikuma i oko 90% proeutektičke α-faze, dok ravnotežno očvrsla legura ne sadrži eutektikum. U praksi preovladava neravnotežno očvršćavanje. Ako se legura Pb-Sn sa 10 mas.%Sn zagreje do eutektičke temperature (1830C), prema ravnotežnom dijagramu stanja se ne očekuje topljenje. Međutim, zbog neravnotežnog očvršćavanja, oko 10% legure će se istopiti, što onemogućava njenu primenu.

Slika 5.31. Neravnotežno očvršćavanje i mikrostruktura legure Pb-15 mas.%Sn [5] 5.6.1.4. GRANIČNI OBLICI EUTEKTIČKIH FAZNIH DIJAGRAMA Međusobna rastvorljivost metala u čvrstom stanju je različita – od potpune do beznačajne. Kada je rastvorljivost vrlo mala, ona se može zanemariti. U tom slučaju se dobija jedan od graničnih oblika eutektičkih faznih dijagrama – dijagram stanja sistema sa potpunom rastvorljivošću u tečnom stanju i potpunom nerastvorljivošću u čvrstom stanju. Sistemi sa potpunom rastvorljivošću u tečnom i potpunom nerastvorljivošću u čvrstom stanju pripadaju eutektičkmi sistemima, mada ih u literaturi pojedini autori tretiraju kao posebne sisteme. U sisteme sa potpunom rastvorljivošću u tečnom i potpunom nerastvorljivošću (zanemarljivom rastvorljivošću) u čvrstom stanju spadaju, na primer, sistemi Zn-Sn, Al-Sn, Bi-Cd. Kao rezultat potpune nerastvorljivosti u čvrstom stanju, u sistemu se u čvrstom stanju javljaju dve faze, od kojih jedna odgovara čistoj komponenti A, a druga čistoj komponenti B. Dijagram stanja eutektičkog sistema sa potpunom nerastvorljivošću komponenti u čvrstom stanju prikazan je slici 5.32. Solidus linija je linija C-F-E-G-D, likvidus linija je linija C-E-D. Eutektička tačka je tačka E, a eutektikala je linija F-E-G. Pošto se radi o metalima međusobno nerastvorlljivimu čvrstom stanju, u strukturi se ne mogu javiti kristali čvrstog rastvora. Rezultat kristalizacije je uvek smeša kristala čistih metala A i B. Eutektička legura očvršćava na konstanoj temperaturi (kriva hlađenja III na slici 5.32), što je karakteristika trofazne ravnoteže. Eutektikum se sastoji od kristala (lamela) čistih komponenti A i B.

Slika 5.32. Dijagram stanja eutektičkog sistema sa potpunom nerastvorljivošću komponenti u čvrstom stanju Podeutektičke legure počinju kristalizaciju obrazovanjem primarnih kristala komponente A. Kada pri hlađenju temperatura dostigne eutektičku reakcionu izotermu, preostali rastop se po eutektičkoj reakciji razlaže na eutektikum. Tako se struktura podeutektičke legure na sobnoj temperaturi sastoji od primarnih kristala komponente A uloženih u eutektikum. Nadeutektičke legure kristalizaciju počinju obrazovanjem primarnih kristala komponente B. Kada sistem dostigne eutektičku temperaturu, preostali rastop se transformiše u eutektikum. Na sobnoj temperaturi struktura nadeutektičke legure se sastoji od primarnih kristala komponente B uloženih u eutektikum. U granične oblike eutektičkih faznih dijagrama se mogu ubrojati i sistemi sa eutektičkom tačkom pomerenom prema jednoj komponenti. Ovaj slučaj se javlja kod sistema Al-Sn, Sn-Si, Sb-Si, Cu-Bi, Cd-Ge. U graničnom slučaju eutektička tačka se može spojiti sa tačkom topljenja jedne komponente, kao na slici 5.33.

Slika 5.33. Granični položaj eutektičke tačke

5.6.2. BINARNI PERITEKTIČKI SISTEM Ponekad, rastop i čvrsta faza međusobno reaguju na određenoj temperaturi i proizvode sasvim novu fazu. Nova faza može biti čvrsti rastvor ili intermedijatna faza. Transformacija u kojoj nastaje nova faza se naziva peritektičkom transformaciijom. Termin potiče od grčke reči peri – okolo, pošto u procesu transformacije polazna čvrsta faza biva okružena produktom transformacije [6]. Peritektički sistem spada u sisteme sa trofaznom ravnotežom. Dijagram stanja sa peritektičkom transformacijom prikazan je na slici 5.34. Linija likvidusa je linija TA – LP – TB, a linija solidusa je linija αP – P – TB. Linije αP – C i P – D su solvus linije (linije rastvorljivosti). Linija αP – P – LP je peritektička reakciona izoterma (peritektikala), a tačka P je peritektička tačka. Peritektikala je izoterma, jer predstavlja nonvarijantnu ravnotežu triju faza. Na dijagramu se postoje tri jednofazne oblasti: oblast rastopa, oblast α-čavrstog rastvora i oblast β-čvrstog rastvora. Dvofazne oblasti su oblasti L + α, L + β i α + β. Sistem je u trofaznoj ravnoteži duž peritektikale, jer se u ravnoteži nalaze α-čvrsti rastvor sastava αP, rastop sastava RP i β-čvrsti rastvor sastava koji odgovara tački P (βP). Legura sastava koji odgovara peritektičkoj tački P se naziva peritektičkom legurom. Legure levo od peritektičke tačke se nazivaju podperitektičkim, a desno – nadperitektičkim (slika 5.35).

Slika 5.34. Dijagram stanja binarnog peritektičkkog sistema [3]

Slika 5.35. Podperitektička (I), peritektička (II) i nadperitektička (III) legura

Ravnotežno očvršćavanje peritektičke legure se može pratiti na slici 5.35. Legura II peritetičkog sastava hladi se iz oblasti egzistencije homogenog rastopa L. Kada temperatura dostigne tačku na likvidus liniji, iz rastopa sastava L2 počinje kristalizacija primarnog αčvrstog rastvora sastava α2. Tokom daljeg ravnotežnog hlađenja u dvofaznom području sastav kristala se menja po solidus liniji od sastava α2, preko sastava α3 do sastava αP. Pri tome se sastav rastopa menja duž likvidus linije od sastava L2, preko sastava L3 do sastava LP. Na peritektičkoj temperaturi u ravnoteži su α-čvrsti rastvor sastava αP i rastop sastava LP. Ove dve faze na peritektičkoj temperaturi tP stupaju u peritektičku reakciju: Produkt reakcije je β-čvrsti rastvor, čiji sastav odgovara peritektičkoj tački P. Dvostruka strelica pokazuje da je reakcija dvosmerna. Peritektička reakcija protiče u trofaznoj ravnoteži, pa je sistem tokom ove reakcije nonvarijantan (f = k – p + 1 = 2 – 3 + 1 = 0). Zato se peritektički preobražaj odvija na konstantnoj temperaturi. Na krivoj hlađenja se pojavljuje zastoj, koji je karakterističan za sve legure čiji sastav leži između krajnjih tačaka peritektikale (slika 3.36). Međutim, pošto očvršćavanje ne nastupa neposredno iz rastopa, na krivoj hlađenja se najpre pojavljuje prelom, koji nastupa u momentu kada temperatura dostigne likvidus liniju i kada počne kristalizacija primarnog α-čvrstog rastvora, pa su u ravnoteži dve faze i sistem iz dvovarijantnog prelazi u jednovarijantni (f = k – p + 1 = 2 – 2 + 1 = 1). Kada se pri hlađenju dostigne peritektička temperatura, sistem postaje nonvarijantan, jer se nalazi u trofaznoj ravnoteži, i na krivoj hlađenja se pojavljuje potpuni zastoj.

Slika 5.36. Krive hlađenja legura peritektičkog sistema različitih sastava Šematski, peritektička transformacija je prikazana na slici 5.37.

Slika 5.37. Šematski prikaz peritektičke transformacije Kako pokazuje šema na slici 5.37, pri distizanju peritektičke temperature, rastop reaguje sa kristalima prisutne α-faze. Kada reakcija počne, na graničnoj površini između rastopa i α-faze se stvara omotač od β-faze. Da bi reakcija mogla da se odvija do kraja, potrebno je obezbediti dovoljno vremena za difuziju u β-fazu i atoma komponente A iz α-faze i atoma komponente B iz rastopa (videti prikaz na slici 5.36). Difuzija tako omogućava da se celokupna α-faza transformiše u ravnotežnu β-fazu. Međutim, ako se očvršćavanje odvija u neravnotežnim uslovima (prebrzo hlađenje), primarna α-faza se ne transformiše u potpunosti, pa zaostaje u strukturi kao neravnotežna faza okružena β-fazom. Očvršćavanje podperitektičkih legura. Legure čiji se sastav nalazi levo od tačke αP na slici 5.35 očvršćavaju kao čvrsti rastvori, na način kako je opisano za izomorfne legure, odnosno za eutektičke sisteme kod kojih koncentracija komponente B prevazilazi granicu rastvorljivosti u čvrstom stanju (solvus liniju). Legura I na slici 5.35 očvršćavanje počinje kada temperatura pri hlađenju sistema dostigne likvidus liniju. Tada se iz rastopa sastava L1 izlučuju prvi kristali primarnog αčvrstog rastvora sastava α1. Tokom daljeg ravnotežnog hlađenja sastav kristala se menja po solidus liniji preko sastava α2 i α3 do sastava αP. Sastav rastopa se pri tome menja od sastava L1 preko sastava L2 i L3 do sastava LP. Na peritektičkoj temperaturi u ravnoteži su kristali αfaze sastava αP i rastop sastava LP, koji stupaju u opisanu peritektičku reakciju. Količina (udeo) rastopa koja na peritektičkoj temperaturi stupa u reakciju sa α-čvrstim rastvorom, na osnovu slike 5.35, iznosi: a količina α-čvrstog rastvora iznosi: Udeo rastopa u ovom slučaju je nedovoljan za potpunu transformaciju α-čvrstog rastvora u β-čvrsti rastvor, jer je stehiometrijski odnos rastopa i kristala α-čvrstog rastvora zadovoljen kada količina rastopa iznosi mL = αPP/αPLP, a količina kristala iznosi mα =PLP/αPLP [2,9]. Zato nakon utroška celokupne količine rastopa preostaje određena količina neproreagovalog α-čvrstog rastvora. Tako se struktura se ispod peritektičke temperature sastoji od β-čvrstog rastvora koji okružuje preostalu neproreagovalu količinu α-čvrstog rastvora (slika 5.38). Udeo α-čvrstog rastvora posle završene peritektičke reakcije i utroška celokupnog rastopa iznosi:

a udeo β-čvrstog rastvora:

Slika 5.38. Peritektička struktura mesinga: svetlo α-kristali, tamno β-kristali nastali peritektičkom reakcijom pri manjku rastopa [7] Tokom hlađenja u dvofaznom području α + β sastav α-faze se menja po solvus liniji αPC, a sastav β-čvrstog rastvora po solvus liniji PD (slika 5.35). Odnos količina ovih dveju faza u α + β području između solvus linija moguće je izračunati na osnovu pravila poluge, kako je to pokazano za eutektičke legure. Očvršćavanje nadperitektičkih legura. Legure čiji se sastav nalazi desno od tačke LP na slici 5.35 očvršćavaju kao čvrsti rastvori, na način kako je opisano za izomorfne legure. Ukoliko je sastav legure takav da pri hlađenju figurativna tačka tokom kretanja preseče solvus liniju, iz β-čvrstog rastvora se izlučuje talog sekundarne α-faze. Legura III na slici 5.35 očvršćavanje počinje u tački L3 na likvidus liniji. Primarni kristali koji se tada obrazuju imaju sastav α3. Tokom ravnotežnog hlađenja sistema kroz dvofazno područje L + α količina kristala se povećava, a njihov sastav se menjaju duž solidus linije od sastava α3 do sastava αP, dok se sastav rastopa menja duž likvidus linije od sastava L3 do sastava LP. Na peritektičkoj temperaturi kristali sastava αP stupaju u peritektičku reakciju sa ratopom sastava LP. Na osnovu pravila poluge sledi da je udeo rastopa mL koja učestvuje u reakciji jednak: a udeo α-čvrstog rastvora iznosi:

Stehiometrijski udeo rastopa je mL = αPP/αPLP, a kristala je mα =PLP/αPLP. Očigledno da se u slučaju nadperitektičkih legura sastava između tačaka P i LP rastop nalazi u višku u odnosu na α-kristale, te će posle završene peritektičke reakcije preostati izvesna količina neproreagovalog rastopa. Višak rastopa će biti utoliko veći, ukoliko je sastav legure bliži tački LP. Nakon potpune transformacije α-čvrstog rastvora, ispod peritektičke temperature legura se sastoji od peritektički obrazovane β-faze i neproreagovalog rastopa.

Udeo neproreagovalog rastopa iznosi: a udeo peritektički stvorene β-faze iznosi: Tokom daljeg hlađenja iz preostalog rastopa kristališe primarna β-faza na istom principu kako kristališe homogeni čvrsti rastvor u izomorfnim sistemima, pri čemu se sastav čvrste β-faze menja po solidus liniji od tačke P u smeru ka tački TB, a sastav rastopa po likvidus liniji od tačke LP u smeru ka tački TB. Kristalizacija β-faze se završava kada temperatura sistema dostigne solidus liniju. Peritektički sistem Pt-Ag. Tipični peritektički sistem je sitem Pt-Ag. Dijagram stanja ovog sistema prikazan je na slici 5.39.

Slika 5.39. Dijagram stanja binarnog peritektičkog sistema Pt-Ag [1]

Slika 5.40. Primarni tamni α-čvrsti rastvor sa β-rastvorom (svetlo), nastalim peritektičkom reakcijom [2] Neravnotežno očvršćavanje u peritektičkim sistemima. Kako je rečeno, da bi peritektička reakcija mogla da se odvija do kraja, potrebno je obezbediti dovoljno vremena za difuziju u β-fazu i atoma komponente A iz α-faze i atoma komponente B iz rastop. Sistemi sa eutektičkom reakcijom su zato veoma osetljivi prema brzom hlađenju. Ravnoteže date dijagramom stanja se uspostavljaju samo posle vrlo sporog hlađenja. Peritektička reakcija se odvija najpre na granici deljenja rastopa i α-faze, a kada se oko α-kristala stvori ljuska od peritektičke β-faze, atomi komponente B iz rastopa moraju da difunduju kroz čvrstu β-fazu do α-kristala. Ako se u trenutku kada se oko α-faze obrazuje ljuska od β-faze reakcija prekine naglim hlađenjem u vodi (kaljenjem), ovi ljuskasti kristali mogu biti pothlađeni do sobne temperature. Slika 5.40 pokazuje ovakva α-jezgra (tamna) opkoljena peritektički stvorenim β-

oblastima (svetlo). Često nije potrebno kaljenje u vodi, već su dovoljne brzine hlađenja koje se dobijaju pri livenju u pesak ili kokile da bi se peritektička reakcija delimično potisnula [2].

Slika 5.41. Sastavi čvrste i tečne faze podperitektičke legure tokom hlađenja u realnim uslovima [10] U realnim uslovima hlađenja dolazi do znatnog odstupanja od ravnoteže date ravnotežnim faznim dijagramom. Razlog je u manjoj brzini difuzije u čvrstoj fazi, kao što bilo objašnjeno i na primeru izomorfnih legura (videti tačku 5.5.2). Kod podperitektičkih legura solidus linija se pomera u položaj α1-α2'-α3 '-α4' (slika 5.41), jer postoji kristalna segregacija, te je jezgro zrna bogatije na komponenti A od periferije, pa je i srednji sastav zrna α-čvrste faze pomeren ka većim sadržajima komponente A. Primarna α-faza u realnim uslovima hlađenja nastavlja da se obrazuje i ispod peritektičke temperature Tp. Sastavi α-faze i rastopa u tom slučaju su u ravnoteži duž produženih linija solidusa i likvidusa. Na nekoj temperaturi T5 α-faza ima sastav α5 na produženoj solidus liniji i ona će biti u lokalnoj ravnoteži sa rastopom sastava L5 pre nego što počne bilo kakvo stvaranje β-faze. Kada počne formiranje β-faze na granici α/L, remeti se lokalna ravnoteža između α-faze i rastopa, pa se sastav rastopa menja u L5'. Posle formiranja tankog sloja β-faze, α-faza i rastop bivaju izolovani stvorenim slojem β-faze. Za dalje formiranje β-faze potrebno je da atomi komponente A iz α-faze difunduju kroz granicu α/β, a atromi komponente B da difunduju iz rastopa kroz granicu β/L. Tako raste koncentracijski gradijent u β-fazi. Kako debljina sloja β-sloja raste, tako raste i distanca za difuziju atoma iz čvrste i tečne faze, što neprekidno usporava rast β-faze. Na kraju, peritektička reakcija ostaje nekompletna. Rastop ostaje izolovan i dalje ne reaguje sa α-fazom, već očvršćava kao rastop sastava L5. U realnim uslovima hlađenja iz tog rastopa nastaju segregirani kristali sastava koji odstupa od ravnotežnog, pa se linija solidusa pomera u položaj β5 '-β8'.

Slika 5.42. Šematski izgled mikrostrukture podperitektičke legure pri realnim uslovima hlađenja [10] Na slici 5.42. prikazan je šematski izgled mikrostrukture podperitektičke legure hlađene u realnim uslovima, a na slici 5.43 realna mikrostruktura legure Cu-10 mas.%Sn hlađene na vazduhu.

Slika 5.43. Mikrostruktura Cu-10 mas%Sn legure hlađene na vazduhu [10]

5.6.3. SISTEMI KOJI GRADE INTERMEDIJATNE FAZE Sistemi sa intermedijatnim (prelaznim) fazama čine značajnu većinu svih poznatih sistema. Razlog je što mnoge komponente stupaju međusobno u hemijsku intereakciju, uz

obrazovanje faze sa novom kristalnom rešetkom. U ove faze, kako je navedeno u tački 4.4, spadaju hemijska jedinjenja, elektronske faze, sigma faze, intersticijske faze, lavesove faze i druge, a takođe i superstrukture. Svaka od ovih faza može pretrpeti polimorfni preobražaj i eutektoidno razlaganje. One mogu imati konstantan hemijski sastav u širokom temperaturnom intervalu ili promenljivi sastav uz manje ili veće rastvaranje komponenti. Intermedijatne faze mogu da kristališu neposredno iz rastopa pri temperaturi koja odgovara singularnoj tački. To su postojane faze koje se kongruentno tope. Mnoge intermedijatne faze nastaju peritektičkom transformacijom pri hemijskoj interakciji čvrste faze i rastopa. To su nepostojane faze koje se tope inkongruentno. Peritektička kristalizacija nije jedini mehanizam obrazovanja inkongruentno topivih faza. Postoje sistemi u kojima se intermedijatna faza obrazuje kao rezultat hemijske interakcije dva rastopa različitog hemijskog sastava, koji su se prethodno obrazovali usled raslojavanja (prekida u rastvorljivosti) pri hlađenju homogenog rastopa. Takva reakcija rastopa različitog sastava uz obrazovanje jedne čvrste intemedijatne faze (npr. u sistemu PbP) naziva se sintektičkom transformacijom. Najzad, intermedijatne faze se mogu formirati i kao rezultat peritektoidne reakcije u čvrstom stanju. U tom slučaju u hemijsku interakciju, uz izdvajanje znatne količine toplote, stupaju dve čvrste faze i formiraju hemijska jedinjenja različitog tipa [1]. 5.6.3.1. SISTEMI SA KONGRUENTNO TOPIVOM FAZOM Kongruentna promena jedne faze u drugu se odigrava na konstantnoj temperaturi i bez promene hemijskog sastava. Kongruentnim se, dakle, nazivaju intermedijatne faze čiji je sastav u čvrstom i tečnom stanju istovetan. Svi čisti metali očvršćavaju kongruentno [3].

Slika 5.44. Dijagram stanja sistema sa kongruentno topivom fazom [1] Ako dve komponente A i B grade intermedijatnu fazu AnBm, koja se topi bez prethodnog raspadanja, onda se takva faza naziva kongruentno topivom fazom. Pri tome sastav rastopa je jednak sastavu intermetalne faze od koje je nastao. Takva faza se ne menja pri zagrevanju sve do temperature topljenja i topi se na konstantnoj temperaturi. Ovo je u skladu sa pravilom faza, jer se intermedijatna faza ponaša kao komponenta sistema. Stoga je topljenje kongruentne faze invarijantan proces, jer se odvija u prisustvu jedne komponente i dve faze (čvrste i tečne): f = k – p +1 = 1 – 2 + 1 = 0. Opšti oblik dijagrama stanja sa kongruentno topvim fazom prikazan je na slici 5.44. Veritkala označena sa AnBm odgovara kongruentno topivoj fazi, sa tačno određenom temperaturom topljenja, definisanom tačkom C na dijagramu.

Na dijagramu su date dve eutektičke tačke E1 i E2. Eutektikum koji odgovara tački E1 predstavlja smešu kristala komponente A i intermedijatne faze AmBn, koja nastaje u eutektičkoj reakciji: Eutektikum koji odgovara tački E2 predstavlja smešu kristala komonente B i intermedijatne faze AmBn, koja nastaje u eutektičkoj reakciji: Po linijama E1C i E2C počinje primarna kristalizacija intermedijatne faze AmBn. Prema tome, nadeutektičke legure u odnosu na tačku E1 i podeutektičke legure u odnosu na tačku E2 nakon završetka očvršćavanja se sastoje od primarnih kristala intermedijatne faze i eutektikuma koji odgovara tačkama E1 i E2. Po likvidus liniji AE1 počinje primarna kristalizacija komponente A, a po liniji BE2 počinje primarna kristalizacija komponente B. Ove legure se nakon završetka kristalizacije sastoje od primarnih kristala komponente A, odnosno B, i eutektikuma koji odgovara tački E1, odnosno E2. Sledi da je očvršćavanje legura ovog tipa analogno očvršćavanju legura koje obrazuju mehaničku smešu kristala čistih komponentni. Razlika je u tome što se u ovom slučaju javljaju i kristali intermedijatne faze. Ako se dijagram podeli na dva dela vertikalom koja odgovara intermedijanoj fazi AmBn, a koja se može smatrati komponentom sistema, dobija se potpuna analogija sa eutektičkim sistemom kod koga nema rastvorljivosti komponenata u čvrstom stanju (videti tačku 5.4.1.4). U tom slučaju se mogu posmatrati dva eutektička sistema: A-AmBn i AmBn-B. Moguće je da komponente A i B grade dve ili više postojanih intermedijatnih faza. U tom slučaju dijagram je sastavljen od tri ili više prostih dijagrama stanja eutektičkih legura. Ako komponente u čvrstom stanju grade ograničeni čvrsti rastvor, pa intermedijatna faza pokriva određeni koncentracijski interval, onda dijagram stanja ima oblik kao na slici 5.44b. U prikazanom sistemu javljaju se čvrsti rastvori α- i β-čvrsti rastvori na bazi komponenti A i B i γ-čvrsti rastvor na bazi intermedijatne faze AmBn. Kristalizacija ovih legura je analogna kristalizaciji legura eutektičkog sistema sa ograničenom rastvorljivošću u čvrstom stanju, izuzev što se u ovom slučaju javlja čvrsti rastvor na bazi intemedijatne faze AmBn. Ovi dijagrami se takođe mogu podeliti na dva eutektička dijagrama sa ograničenom rastvorljivošću u čvrstom stanju. Neravnotežnim vođenjem procesa kristalizacije rastopa u području u kojem je primarna faza intermedijatna faza AmBn, u pojedinim slučajevima je moguće potpuno izbeći kristalizaciju intermedijatne faze. Ukoliko je nukleacija intermedijatne faze spor proces, a hlađenje se izvodi brzo, rastop se može pothladiti. Ukoliko pothlađenje dostigne metastabilni produžetak likvidus linije komponente A, u sistemu može doći do kristalizacije komponente A, a sistem će se ponašati kao jednostavni eutektički sistem. 5.6.3.2. SISTEMI SA INKONGRUENTNO TOPIVOM FAZOM Intermedijatne faze koje se pri zagrevanju raspadaju na konstantnoj temperaturi na rastop i novu čvrstu fazu se nazivaju inkongruentno (nekongruentno) topivim fazama. Pri tome, sastavi nastalog rastopa i novonastale čvrste faze se razlikuju i međusobno i od sastava početne čvrste faze, a novonastala čvrsta faza pri daljem zagrevanju se topi u određenom temperaturnom intervalu. Reakcija topljenja inkongrentne faze je peritektička raeakcija. Opšti dijagram stanja sistema peritektičkog tipa sa inkongruentno topivom fazom prikazan je na slici 5.45.

Slika 5.45. Opšti dijagram stanja peritektičkog tipa sa inkongruentno topivom intermedijatnom fazom konstantnog (a) i promenljivog sastava (b) [1] Inkongruentno topiva faza može imati konstantan sastav, kada predstavlja hemijsko jedinjenje AmBn, i kada je uzajamna rastvorljivost komponenata A i B neznatna (slika 5.45a). Ako je inkongruentno topiva faza promenljivog sastava, ona predstavlja čvrsti rastvor γ i pokriva određeni koncentracijski interval, a na bazi komponenata A i B grade se ograničeni čvrsti α- i β-čvrsti rastvori (slika 5.45b). Na liniji DCF (slika 5.45a) u ravnoteži se nalaze tri faze: rastop, kristali komponente B i kristali inkongruentno topive faze AmBn. S obzirom da se radi o nonvarijantnoj ravnoteži, faza AmBn pri zagrevanju se na konstantnoj temperaturi raspada na rastop i kristale komponente B. Pri hlađenju, primarno formirana faza B reaguje sa preostalim rastopom po reakciji: Ova reakcija je peritektičke prirode, ali ne daje novi čvrsti rasvor, već intermedijatnu fazu.

Proces kristalizacije legure L1 počinje formiranjem primarnih kristala faze B u tački 1. Pri daljem hlađenju sastav rastopa se menja po likvidus liniji ka tački D. U tački 2, pri konstantnoj temperaturi odvija se peritektička reakcija i nastaje intermedijatna faza AmBn. Nakon završetka reakcije kristali faze B potpuno nestaju, jer se reakcija odigrava u prisustvu viška rastopa. U intervalu 2-3, iz preostalog rastopa se izdvajaju primarni kristali inkongruentno topive faze AmBn, sve dok rastop ne dostigne eutektički sastav. Na eutektičkoj tremperaturi rastop eutektičkog sastava se transformiše u eutektikum (A+AmBn). Pri daljem hlađenju ne dolazi do novih strukturnih promena, pa se struktura na sobnoj temperaturi sastoji od peritektičkih i primarnih kristala faze AmBn i eutektikuma (A+AmBn). Ponekada se inkongruentno topivim fazama nazivaju i faze sa skrivenim maksimumom. Na dijagramu stanja na slici 5.46 se vidi da skriveni maksimum m’ odgovara sastavu hemijskog jedinjenja AmBn, tj. intermedijatnoj fazi konstantnog sastava. Ako intermedijatna faza γ ima promenljivi sastav, onda se skriveni maksimum m’, koji odgovara jedinjenju AmBn, može naći izvan granica homogenosti γ-faze na bazi tog jedinjenja [7].

Slika 5.46. Dijagrami stanja sistema sa inkongruentno topivom fazom sa skrivenim maksimumom m’ [7]

5.6.4. BINARNI METATEKTIČKI SISTEM Metatektički sistemi su veoma retki zbog prirode metatektičke reakcije. Naime, pri hlađenju jedna čvrsta faza (β) disocira na drugu čvrstu fazu (α) i rastop (L) [10]:

Reakcija je nonvarijantna, jer se odvija u trofaznoj ravnoteži.

Slika 5.47. Hipotetički dijagram stanja sistema sa metatektičkom reakcijom [10]

Metatektička reakcija se naziva i inverznom peritektičkom reakcijom, jer se za razliku od peritektičke, u kojoj jedna čvrsta i jedna tečna faza daju novu čvrstu fazu, u metatektičkoj reakciji se jedna čvrsta faza raspada na novu čvrstu fazu i raastop. Hipotetički dijagram stanja sistema sa metatektičkom reakcijom prikazan je na slici 5.47. Metatektička izoterma (metatektikala) je linija a-m-b, pri čemu je tačka m metatektička tačka. Tačke a, m i b odgovaraju sastavu α-faze, β-faze i rastopa na metatektičkoj temperaturi, respektivno. Priroda metatektičke reakcije se najlakše može sagledati ako se prati hlađenje metatektičke legure, označene izopletom X na slici 5.47. Kristalizacija legure počinje kada se dostigne temperatura na likvidus liniji. Tada se iz rastopa izdvajaju primarni kristali β-faze sastava β1. Daljim hlađenjem sastav kristala se menja duž solidus linije do β2, β3 i β4. Sastav rastopa se pri tome menja kroz seriju sastava L1, L2, L3 i L4. Očvršćavanje se završava na metatektičkoj temperaturi i pri ravnotežnom hlađenju legura se na toj temperaturi sastoji samo od β-faze.

Slika 5.48. Šematski prikaz mikrostrukture neposredno iznad (a) i neposredno ispod (b) metatektičke izoterme. Ovo potvrđuje realna mikrostruktura legure Cu-70%Sn, kaljene posle žarenja na 6540C (c) i 6340C (d) [10] Kompletno očvršćavanje je kratkotrajno, jer nastala β-faza u metatektičkoj reakciji disocira na α-fazu sastava koji odgovara tački a i rastop sastava koji odgovara tački b. Zrna visokotemperaturne β-faze transformišu se u α-fazu putem izlučivanja rastopa bogatog komponentom B po granicama zrna (slika 5.48). U očuvanju kompaktnosti legure važnu ulogu pri tome igra sila površinskog napona. Ako je, međutim, količina stvorenog rastopa relativno velika, može doći do razaranja legure.

Slika 5.49. Deo faznog dijagrama Cu-Sn sa metatektičkom reakcijom [11]

Slika 5.50. Deo dijagrama stanja Fe-S sa metatektičkom reakcijom Hipometatektičke legure sastava između tačaka a i m kristališu najpre kao β-faza, iz koje se nakon hlađenja do dvofaznog α+β područja izlučuje izvesna količina α-faze. Na metatektičkoj temperaturi preostala β-faza se delimično rastapa i od potpuno očvrsle dobija se struktura koja se sastoji od α-faze i rastopa. Međutim, hipometatektička legura, ako se ohladi sa visokih temperatura, ostaje u čvrstom stanju dosta vremena pre nego što se delimično

rastopi, pošto je prva etapa očvršćavanja završena na temperaturi iznad metatektičke. Takve legure imaju α+β strukturu. Kod nadmetatektičkih legura ispod metatektičke temperature se količina rastopa povećava zbog delimičnog rastapanja β-faze pri metatektičkoj transformaciji. Metatektička reakcija se javlja u sistemu Cu-Sn na temperaturi 6400C pri sadržaju 45mas.%Sn (slika 5.49). Takođe se javlja i u sistemu Fe-S na temperaturi 13650C i sadržaju sumpora od 0,15% (slika 5.50).

5.7. SISTEMI LEGURA SA OGRANIČENOM RASTVORLJIVOŠĆU U TEČNOM I ČVRSTOM STANJU Kod nekih legura se u tečnom stanju javljaju dve tečnosti (rastopa) L1 i L2 koji se međusobno ne mešaju i koji su odvojeni granicom faza. Sa povišenjem temperature međusobna rastvorljivost tečnih faza se povećava i na određenoj temperaturi, koja odgovara kritičnoj tački, sastavi tečnih faza se izjednačavaju i one se transformišu u jednu fazu. Iznad kritične temperature postoji samo jedna tečna faza – homogeni rastop L. Kristalizacija takvih rastopa najčešće se odvija u tri etape, od kojih se prva sastoji u monotektičkoj ili sintektičkoj reakciji [7].

5.7.1. BINARNI MONOTEKTIČKI SISTEM Hipotetički fazni dijagram binarnog sistema sa monotektičkom reakcijom prikazan je na slici 5.51. Karakteristična terminologija vezana za ovaj tip dijagrama je data na samom dijagramu. Izoterma monotektičke reakcije (monotektikala, monotektička reakciona izoterma, linija monotektičke ravnoteže) je linija αM-M-L2M. Sistem se karakteriše kupolastom krivom, binodalom, ispod koje koegzistiraju dva rastopa L1 i L2, različitog sastava (binodala je, inače, kriva koja razdvaja jednofaznu od dvofazne oblasti; u oblasti unutar binodalne krive egzistiraju dve faze, a izvan te oblasti sve komponente egzistiraju u vidu jedne faze). Maksimalna temperatura kupole TC je kritična temperatura. Sastav rastopa L1 se sa promenom temperature menja po liniji M-C, a sastav rastopa L2 po liniji C-L2M. Na kritičnoj temperaturi, u tački C, sastavi rastopa se izjednačavaju i iznad kritične temperature egzistira samo jedan, homogeni rastop [9]. Dakle, ograničena međusobna rastvorljivost (prekid u rastvorljivosti) i raslojavanje u tečnom stanju postoji samo ispod kritične temperature. Raslojavanje u dvofaznoj oblasti ispod binodalne krive može biti različito. Pri maloj razlici u gustini obrazuje se emulzija. Ako postoji veća razlika u gustini, može doći do likvacije rastopa po gustini i obrazovanja tečnih slojeva različitog sastava [7]. Treba istaći da su likvidus i solidus linije imaju različite položaje, pa se označavaju kao „gornji“ i „donji“, kako bi se razlikovali. Pri hlađenju legure sastava koji odgovara monotektičkoj tački M na monotektičkoj temperaturi Tm rastop L1 se razlaže po monotektičkoj reakciji: Pošto su na monotektičkoj temperaturi u ravnoteži rastop L1 sastava L1M, α-čvrsti rastvor sastava αM i rastop L2 sastava L2M, monotektička reakcija se može napisati i u obliku:

Dvostruka strelica pokazuje da je reakcija dvosmerna.

Slika 5.51. Hipotetički dijagram stanja sistema sa monotektičkom reakcijom [9] Monotektička reakcija je reakcija eutektičkog tipa, u kojoj se tečna faza pri hlađenju razlaže na čvrstu fazu i novu tečnu fazu. Pošto su u toku reakcije u ravnoteži tri faze, monotektička reakcija je invarijantna reakcija i odvija se pri konstantnoj temperaturi. Reakcija se završava kada rastop L1 potpuno isčezne. Monotektičku transformaciju trpe sve legure čiji sastav leži između krajnjih tačaka monotektikale. Druga etapa očvršćavanja legure je, kako pokazuje fazni dijagram na slici 5.51, kristalizacija α-čvrstog rastvora, a treća etapa je, obično, eutektička kristalizacija preostalog rastopa L2. Tipičan primer sistema sa monotektičkom reakcijom je sistem Cu-Pb (slika 5.52). Izopletalna analiza procesa očvršćavanja podmonotektičke legure sistema sa monotektičkom reakcijom biće izvršena na primeru ovog sistema. U tečnom stanju bakar i olovo se potpuno međusobno rastvaraju na visokim temperaturama. Međutim, legure koje sadrže između 36 i 87mas.%Pb se razdvajaju na dva rastopa tokom daljeg hlađenja. Kritična temperatura leži na 9920C. Dva rastopa koegzistiraju ispod kupolaste binodalne linije, što je karakteristično za monotektičke sisteme.

Slika 5.52. Fazni dijagram sistema Cu-Pb [9] Tokom hlađenja legure sa 20 mas.%Pb iz rastopa L1 izlučuju se primarni kristali αčvrstog rastvora bogatog bakrom (praktično, čist bakar). Sastav rastopa se pri tome menja duž linije likvidusa do monotektičke tačke, koja leži na 36 mas.%Pb. Rastop L1 sa 36 mas.%Pb se na 9550C po monotektičkoj reakciji razlaže na α-čvrsti rastvor i rastop L2 sa 87 mas.%Pb. Primenom pravila poluge se može ustanoviti da je količina nastalog rastopa L2 relativno mala. Daljim hlađenjem do 3250C iz rastopa L2 se izlučuje α-črsti rastvor, koji kristališe na postojećim, monotektičkim nastalim kristalima α-čvrstog rastvora. Time se rastop još bogati olovom – do 99,94%Pb. Na 3250C rastop L2 eutektički kristališe u skoro čisto olovo (eutektikum sa sadržajem bakra 0,06%). Konačna struktura se, kako pokazuje slika 5.52, sastoji od α-faze opkoljene finim eutektikumom α + β. Pošto eutektički sastav leži blizu čistog olova, ovaj eutektikum je obično razdvojen – α-faza iz eutektikuma se taloži na postojećim kristalima α-faze, a β-faza, bogata olovom, oćvršćava posebno. Na slici 5.53 prikazana je mikrostruktura podmonotektičke legure Cu-Pb sa 30 mas.%Pb. Vidi se da u strukturi preovladavaju zrna bakra (α-čvrstog rastvora), između kojih se nalazi mala količina eutektičkog olova. Nadmonotektičke legure, čiji sastav leži između krajnjih tačaka binodalne krive (između M i L2M na slici 5.51), pri hlađenju sa dovoljno visokih temperatura se raslojavaju na dva sloja, sastava L1 i L2 respektivno. Sloj rastopa L1 pri hlađenju menja svoj sastav po binodalnoj krivoj u smeru od kritične tačke C ka monotektičkoj tački M, a sloj raastopa L2 po binodalnoj krivoj u smeru od tačke C ka tački L2M. Pošto su gustine ovih slojeva obično različite, oni plivaju jedan iznad drugog. U sistemu Cu-Pb Sloj L1 bogat bakrom pliva iznad

sloja L2 bogatog olovom. Na monotektičkoj temperaturi (odnosno, neznatno iznad ove temperature) sloj L1 ima sastav koji približno odgovara monotektičkoj tački, a sloj L2 ima sastav koji odgovara sastavu L2M. Na monotektičkoj temperaturi se sloj L1 monotektički razlaže na α-čvrsti rastvor i rastop L2 sastava koji odgovara tački L2M. Pri daljem hlađenju do eutektičke temperature iz rastopa L2 se u gornjem sloju izdvaja α-faza na već postojećim zrnima monotektički obrazovane α-faze. U donjem sloju iz rastopa L2 se takođe izlučuje αfaza, ali u obliku posebnih čestica. Na eutektičkoj temperturi se preostali rastop u oba sloja eutektički razlaže na α+β eutektikum, koji je obično razdvojen.

Slika 5.53. Mikrostruktura legure Cu-30 mas.%Pb [7] Da bi se pri kristalizaciji legura kod kojih se u tečnom stanju javlja prekid u rastvorljivosti izbeglo raslojavanje i pojava likvacije, primenjuje se ubrzano hlađenje, mehaničko i elektromagnetno mešanje rastopa. Vrlo efikasnom se pokazala obrada rastopa ultrazvukom [7]. Monotektičke legure se mogu klasifikovati na osnovu razlike između kritične temperature Tc i monotektičke temperature Tm. Legure kod kojih se pojavljuje visoka binodalna kupola imaju veliku razliku Tc – Tm (nekoliko stotina stepeni), a legure sa niskom binodalnom kupolom imaju malu razliku Tc – Tm (nekoliko desetina stepeni). Morfologija mikrostrukture koja nastaje direktnim očvršćavanjem zavisi od razlike gustina između dva rastopa i kvašljivosti između α-faze i rastopa L2. Kod legura sa niskom binodalnom kupolom, faze α i L2 su razdvojene rastopom L1, kako pokazuje slika 5.54. Pri maloj brzini rasta α-faze, L2 kapljice bivaju potiskivane granicom čvrsto-tečno (slika 5.54a). Ako brzina solidifikacije (očvršćavanja) poraste preko kritične, kapljice L2 bivaju zahvaćene i ugrađene u iregularni fibrozni (vlaknasti) kompozit (slika 5.54b). Zahvatanje i potiskivanje kristalizacionim frontom potvrđeno je eksperimentalno. Fibrozni rast pri natkritičnim brzinama kristalizacije je uočen u mikrostrukturi legura Cu-60%Pb i Bi-50%Ga, kako je prikazano na slici 5.55. Kada je brzina očvršćavanja ispod kritične stvara se trakasta struktura (slika 5.56). Razlog je u tome što se rastop L2 nagomilava i pokriva granicu čvrsto-tečno. To dovodi do stvaranja sloja bogatog olovom i povećanja pothlađenja na granici L1-L2 u odnosu na monotektičku temperaturu. Tada počinje nukleacija α-faze na olovom bogatom sloju. Zbog toga se temperatura na kristalizacionom frontu vraća do monotektičke. Ponavljanjem ovog procesa rezultuje stvaranjem trakaste strukture, sastavljene od slojeva siromašnih i bogatih olovom (slika 5.56).

Slika 5.54. Monotektička solidifikacija kod legura sa niskom binodalnom kupolom pri maloj (a) i velikoj (b) brzini rasta α-faze [9]

Slika 5.55. Mikrostruktura legure Cu-70%Pb pri brzini očvršćavanja 778μm/s. Smer očvršćavanja je s desna na levo [9]

Slika 5.56. Trakasta mikrostruktura u uzdužnom preseku legure Cu-37,7%Pb pri kristalizaciji usmerenoj naviše. Brzina kristalizacije 4,4μm/s [9]

5.7.2. BINARNI SINTEKTIČKI SISTEM U prethodnoj tački je rečeno da monotektička reakcija pripada eutektičkoj grupi reakcija, kod koje se iznad reakcione izoterme nalaze dva dvofazna polja, a ispod jedno dvofazno polje (slika 5.57a). Pri tome η-faza disocira na dve faze – δ i ε. Sintektička reakcija spada u peritektičku grupu reakcija, kod koje se iznad reakcione izoterme nalazi jedno dvofazno polje, a ispod – dva dvofazna polja (slika 5.57b). U reakciji faza δ i ε nastaje faza η.

Slika 5.57. Sličnost monotektičke (a) i sintektičke (b) reakcije sa eutektičkom i peritektičkom reakcijom, respektivno [10] Hipotetički fazni dijagram sa sintektičkom reakcijom prikazan je na slici 5.58. Radi kompletiranja dijagrama dodate su eutektička i peritektička reakcija. Na faznom dijagramu se uočava oblast homogenog rastopa L na visokim temperaturama. Kao i monotektički sistem, i sintektički sistem se karakteriše kupolastom krivom, binodalom, ispod koje koegzistiraju dva rastopa L1 i L2, različitog sastava, pošto se radi o sistemima sa prekidom rastvorljivosti u tečnom stanju.

Sintektička reakcija se sastoji u konverziji dve tečne faze, L1 i L2, u jednu čvrstu fazu, β, pri hlađenju [10,12]: Pošto su u toku reakcije u ravnoteži tri faze, monotektička reakcija je invarijantna reakcija i odvija se pri konstantnoj temperaturi.

Slika 5.58. Hipotetički binarni fazni dijagram sa sintektičkom reakcijom. Ostale reakcije su date radi kompletiranja dijagrama: jedna eutektička i jedna peritektička (a), dve eutektičke (b) i dve peritektičke (c) [10] Sintektička reakcija se retko javlja u legurama. Sistemi u kojima se ova reakcija javlja su: K-Zn, Na-Zn, K-Pb, Pb-Cu, Ca-Cd. Faza β koja nastaje u reakciji je intermedijatna faza u kojoj su komponente jedva rastvorljive. Na primer, u sistemu K-Zn rastvorljivost komponenti legure u intermedijatnoj fazi KZn13 je toliko mala da se ne može uključiti u dijagram stanja pri datoj razmeri (slika 5.59).

Slika 5.59. Dijagram stanja sistema K-Zn [12]

Intermedijatna faza β se pri sintektičkoj reakciji formira se na granici dveju tečnih faza L1 i L2. Formiranjem β-faze prekida se kontakt između tečnih faza i stvara se barijera za nastavak reakcije između njih. Dalji rast β-faze se ostvaruje difuzijom atoma A iz rastopa L1 i atoma B iz rastopa L2 ka β-fazi. Sa povećanjem debljine sloja β-faze raste dužina puta difuzije atoma A i B i sintektička reakcija postaje sve otežanija. Transformacija se u potpunosti može završiti samo ako se legura drži neposredno ispod sintektičke temperature dugo vremena. Razvoj procesa očvršćavanja sintektičke legure šematski je prikazan na slici 5.60.

Slika 5.60. Napredovanje procesa solidifikacije sintektičke legure [10] Tokom hlađenja u realnim uslovima na evoluciju mikrostrukture utiče gravitaciona segregacija sintektičke legure. Kako je već rečeno, pri hlađenju sintektičke legure do oblasti ispod binodalne krive, homogeni rastop se razdvaja na dva rastopa, L1 i L2 (slika 5.61), koji teže da formiraju dva različita sloja. Ovo je naročito slučaj kada se komponente legure značajno razlikuju po gustini. Sastavi ovih slojeva se sa promenom temperature menjaju duž odgovarajućih delova binodalne krive, tako da su na nekoj temperaturi T1 njihovi sastavi L1' i L2', korespodentno. Očvršćavanje počinje na temperaturi sintektičke reakcione izoterme (sintektikali L1S-S-L2S), kada su u ravnoteži rastopi L1 i L2 sastava L1S i L2S, korespodentno (slika 5.61). Rastopi ovih sastava međusobno reaguju dajući β-fazu sastava βS: Faza β se formira na graničnoj površini rastopa L1 i L2, kako je pokazano na slici 5.62. Rast ove faze je ograničen u realnim uslovima hlađenja, pošto slojevi L1 i L2 gube međusobni kontakt. Slojevi L1 i L2 ostaju izolovani i očvršćavaju nezavisno jedan od drugog. U slučaju legure čiji je hipotetički dijagram stanja prikazan na slici 5.61, sloj L1 će očvršćavati kao nadeutektička legura, a sloj L2 će očvršćavati kao podperitektička legura (slika 5.62).

Slika 5.61. Hipotetički dijagram stanja sistema sa sintektičkom reakcijom i po jednom eutektičkom peritektičkom reakcijom

Slika 5.62. Šematska ilustracija razvoja mikrostrukture sintektičke legure u realnim uslovima hlađenja u prisustvu gravitacione segregacije [10] Sloj L1 nezavisno očvršćava uz obrazovanje sekundarne β-faze, koja se formira kao proeutektički konstituent i deponuje se iznad sloja β-faze formirane sintektičkom reakcijom (ukoliko sloj L1 ima manju gustinu od sloja L2). Pri tome rastop L1 menja svoj sastav po likvidus liniji L1S-E (slika 5.61). Na eutektičkkoj temperaturi Rastop L1 sastava koji odgovara tački E eutektički se transformiše u eutektikum α+β. Mikrostruktura sloja koji je na početku zauzimao rastop L1 će se sastojati od sekundarne β-faze i eutektikuma α+β, kako je šematski prikazano na slici 5.62c. Sloj L2 nezavisno očvršćava uz obrazovanje sekundarne properitektičke β-faze, koja se deponuje ispod sloja β-faze formirane sintektičkom reakcijom. Pri tome se sastav rastopa L2 menja po likvidus liniji L2S-TB, obogaćujući se komponentom B. Na peritektičkoj temperaturi reaguju preostali rastop i properitektički stvorena β-faza dajući γ-fazu sastava koji odgovara tački P (slika 5.61). Tako se mikrostruktura sloja koji je na početku zauzimao rastop L2 posle potpunog očvršćavanja sastoji od peritektički nastale γ-faze i preostale količine properitektičke β-faze (slika 5.62c).

5.8. SISTEMI LEGURA SA POTPUNOM NERASTVORLJIVOŠĆU U TEČNOM I ČVRSTOM STANJU Ako se dve komponente ne rastvaraju u tečnom stanju, obrazuju se dve tečne faze, koje se slojevito razdvajaju i, prema gustini, raspoređuju jedna iznad druge (segregacija po gustini, ukoliko je razlika u gustini dovoljno velika). Primer sistema sa potpunom nerastvorljivošću komponetni u tečnom stanju je sistem Fe-Pb (slika 5.63).

Slika 5.63. Dijagram stanja sistema Fe-Pb [2] Sistemi potpunom nerastvorljivošću u tečnom stanju imaju i potpunu nerastvorljivost u čvrstom stanju. Stoga su u takvim sistemima nakon potpunog očvršćavanja prisutne dve jasno odvojene čvrste faze. U slučaju sistema Fe-Pb posle očvršćavanja prisutne su kao čvrste faze čisto železo i čisto olovo. Između temperatura likvidusa i solidusa u ravnoteži se nalaze čvrsto železo i tečno olovo. U sistemu Fe-Pb olovo ima gustinu 11,34g/cm3, a železo 7,87g/cm3. U rastopljenom stanju, zbog velike razlike u gustini. olovo pada na dno, a železo pliva na površini. Mešanjem mešljivost se može poboljšati i stvoriti emulzija, ali čim se rastopi umire, dolazi do ponovnog raslojavanja. Pošto se rastopi međusobno ne rastvaraju, ne utiču ni međusobno na tačke topljenja. Proces očvršćavanja u sistemu Fe-Pb se može objasniti na primeru krive hlađenja legure sa 20%Pb i 80%Fe (slika 5.64). Na 18000C legura se sastoji od čistog rastopa olova na dnu lonca i čistog rastopa železa iznad nnjega. Čim se pri hlađenju dostigne temperatura očvršćavanja železa, svo železo očvršćava pri konstantnoj temperaturi od 15350C, a na krivoj hlađenja se javlja zastoj, karakterističan za očvršćavanje čistih metala. Pri daljem hlađenju, na 3270C očvršćava olovo, a na krivoj hlađenja se javlja drugi zastoj. Posle potpunog očvršćavanja očvrsla masa se sastoji iz dva potpuno razdvojena dela, koji se odvajaju čim se izvade iz lonca. Očigledno je da se železo i olovo međusobno ne legiraju. Zato se olovo može topiti u železnim loncima. Sa druge strane, legure železa se ne mogu lemiti čistim olovom, već se za meko lemljene koristi olovno-kalajni lem, jer se kalaj legira sa železom, a olovo sa kalajem.

Slika 5.64. Kriva hlađenja smeše 20%Pb+80%Fe [2]

5.9. NONVARIJANTNE TRANSFORMACIJE U ČVRSTOM STANJU Poznate su tri invarijantne transformacije u čvrstom stanju, koje su predstavljene sledećim reakcijama [10]: − eutektoidnom:

;

− peritektoidnom:

;

− monotektoidnom:

;

Transformacijama tečne u čvrstu fazu (eutektičkom, peritektičkom, monotektičkom...), ostvaruje se primarna kristalizacija. Transformacijama u čvrstoj fazi ostvaruje se sekundarna kristalizacija. Reakcije u čvrstom stanju se bitno razlikuju od reakcija u tečnom stanju, prvo po tome što se reakcije u čvrstoj fazi odvijaju daleko sporije i sklonije su pothlađenju, pa retko odgovaraju ravnotežnim uslovima. Drugo, sekundarne čvrste faze se obrazuju iz već postojećih čvrstih faza, pa struktura nove faze ima određenu orijentacijsku zavisnost prema kristalnoj strukturi iz koje je nastala [1].

5.9.1. BINARNI EUTEKTOIDNI SISTEM Pri binarnoj eutektoidnoj transformaciji čvrsta faza γ (γ-čvrsti rastvor) disocira pri hlađenju na dve čvrste faze: α i β. Reakcija se odvija na konstantnoj temperaturi, na eutektoidnoj reakcionoj izotermi TE. Binarni eutektoidni sistem je analogan binarnom eutektičkom sistemu, s tom razlikom što je tečna faza u binarnom eutektičkom sistemu zamenjena čvrstom fazom γ u eutektoidnom sistemu. Nove kristalne faze α i β imaju različit sastav i kristalne rešetke u odnosu na polaznu γ-fazu i grade finu disperznu smešu. Struktura ove smeše je vrlo slična eutektičkoj smeši, pa se otuda i naziva – eutektoid („sličan eutektikumu“).

Hipotetički dijagram stanja sistema sa eutektoidnom transformacijom prikazan je na slici 5.65. Visokotemperaturna ă-faza može kristalisati kao čvrsti rastvor (isprekidana linija na slici 5.65) ili nastati peritektičkom reakcijom. Linija αE-E-βE je eutektoidna reakciona izoterma – eutektoidala, a tačka E je eutektoidna tačka. Legure sastava između tačaka αE i E su podeutektoidne, a sastava između tačaka E i βE – nadeutektoidne. Legura čiji sastav odgovara tački E je legura eutektoidnog sastava.

Slika 5.65. Hipotetički dijagram stanja sistema sa eutektoidnom transformacijom U slučaju sistema sa slike 5.65 obe komponente imaju alotropske modifikacije. Podeutektoidne legure (npr., legura 1 na slici 5.65) očvršćavaju tako što pri dostizanju likvidus temperature počinje obrazovanje primarnih kristala γ-čvrstog rastvora. Očvršćavanje se završava pri dostizanju solidus temperature. Ispod solidus temperature struktura se sastoji od homogenih γ-kristala i tokom daljeg hlađenja ne dešavaju se nikakve strukturne promene sve dok se ne dostigne temperatura na liniji transformacije C-E. Tada počinje transformacija γ-čvrstog rastvora u α-čvrsti rastvor, pri čemu se sa sniženjem temperature sastav γ-čvrstog rastvora menja duž linije C-E u smeru ka tački E. Na eutektoidnoj temperaturi preostala količina netransformisanog γ-čvrstog rastvora ima sastav koji odgovara tački E, a α-čvrsti rastvor sastav αE. Čvrsti rastvor γ se na eutektoidnoj temperaturi eutektoidno transformiše na smešu kristala α- i β-faze (eutektoid α+β). Na sobnoj temperaturi struktura se sastoji od kristala prethodno izlučene α-faze (proeutektoidna α-faza) i eutektoida α+β. Legura eutektoidnog sastava (legura 2 na slici 5.65) očvršćava na isti način kao i legura 1. Na eutektoidnoj temperaturi γ-čvrsti rastvor direktno se transformiše u eutektoid α+β. Nadeutektoidna legura (legura 3 na slici 5.65) takođe kristališe kao i legura 1. Pri dostizanju linije tansformacije E-D tokom hlađenja, γ-čvrsti rastvor počinje da se transformiše u β-čvrsti rastvor. Tokom hlađenja kroz dvofazno područje β+γ sastav γ-čvrstog rastvora se menja po liniji transformacije D-E u smeru ka tački E i na eutektoidnoj temperaturi odgovara tački E. Preostala količina γ-čvrstog rastvora, koja se nije transformisala u β-čvrsti rastvor, transformiše se eutektoidno u eutektoid β+γ. Na sobnoj temperaturi struktura legure se sastoji od proeutektoidne β-faze i eutektoida β+γ.

5.9.2. BINARNI PERITEKTOIDNI SISTEM U binarnom peritektoidnom sistemu dve čvrste faze reaguju međusobno i daju treću čvrstu fazu različitog sastava i kristalne rešetke u odnosu na polazne faze. Ova reakcija je analogna reakciji u peritektičkom sistemu, s tom razlikom što je tečna faza iz peritektičkog sistema zamenjena čvrstom fazom u peritektoidnom [10]: Hipotektički fazni dijagram sa peritektoidnom reakcijom je prikazan na slici 5.66. Pošto su u reakciju uključene dve čvrste faze, u faznom dijagramu mora postojati peritektička, eutektička ili eutektoidna reakcija na višim temperaturama. Na faznom dijagramu na slici 5.66 dve čvrste faze α i γ egzistiraju ispod temperature peritektičke reakcione izoterme. Peritektoidna reakcija se uopšteno javlja na relativno niskim temperaturama, jer uvek sledi iza peritektičke, eutektičke ili eutektoidne reakcije. Stoga je brzina peritektoidne reakcije vrlo mala, zbog male brzine difuzije na niskim temperaturama.

Slika 5.66. Hipotetički binarni dijagram stanja sistema sa peritektoidnom reakcijom [10] Na slici 5.66 legura peritektoidnog sastava ima oznaku XB0. Reakcija između α- i γfaze na peritektoidnoj temperaturi odvija se na međufaznoj granici α/γ. U reakciji se stvara tanak sloj β-faze (slika 5.66b). Dalji rast sloja β-faze se ostvaruje migracijom atoma kroz međufazne granice α/β i γ/β. Difuzija atoma A se ostvaruje od α-faze ka γ-fazi, a atoma B od γ-faze ka α-fazi. Atomi moraju difundovati kroz rastući sloj β-faze, što smanjuje brzinu rasta ovog sloja. Zato je peritektoidna reakcija generalno vrlo spora i potpuno se završava posle vrlo dugog vremena. Stoga je uobičajeno da transformacija ostaje nekompletna i na sobnoj temperaturi se opažaju sve tri faze.

5.9.3. BINARNI MONOTEKTOIDNI SISTEM Binarni monotektoidni sistem je analogan binarnom monotektičkom sistemu, sa tom razlikom što monotektički sistem uključuje dve tečne faze, L1 i L2, i jednu čvrstu, α, a monotektoidni uključuje tri čvrste faze, α1, α2 i β. Monotektoidna reakcija glasi [10]:

Hipotetički fazni dijagram monotektoidnog sistema je prikazan na slici 5.67.

Slika 5.67. Hipotetički fazni dijagram sistema sa monotektoidnom transformacijom [10] Generalno, na visokim temperaturama komponente sistema grade neprekidni niz čvrstih rastvora. Na nižim temperaturama homogeni α-čvrsti rastvor se raspada na dva čvrsta rastvora α1 i α2 sa istom kristalnom rešetkom, ali različitim sastavom i različitim parametrima rešetke. Raspad homogenog čvrstog rastvora se odvija u oblasti ispod kupolaste binodalne krive, u kojoj koegzistiraju čvrsti rastvori α1 i α2. Udaljavanje od sastava homogenog čvrstog rastvora sa sniženjem temperature je označeno strelicama. Čvrsti rastvor α1 postepeno se bogati komponentom A, a čvrsti rastvor α2 komponentom B. Konačno, na monotektoidnoj temperaturi (Tmono na slici 5.67) α1-čvrsti rastvor disocira na čvrste rastvore α2 i β. Čvrsti rastvor α2 se od čvrstoga rastvora α1 razlikuje samo po sastavu. Čvrsti rastvor β se, međutim, razlikuje i sastavom i kristalnom rešetkom od čvrstih rastvora α1 i α2. Slučaj prikazan na slici 5.67 se odnosi na sisteme u kojima jedna komponenta ima alotropske modifikacije. Monotektoidna transformacija je moguća i u sistemima bez alotropskih transformacija, kao, na primer, u sistemu Al-Zn (slika 5.68) [10]. U sistemu Al-Zn maksimalna rastvorljivost cinka u aluminijumu od 67at.% se javlja na eutektičkoj temperaturi. Čvrsti rastvor α ispod temperature 351,50C nije stabilan u celoj koncentracijskoj oblasti i raspada se na čvrste rastvore α1 i α2. Na monotektoidnoj temperaturi od 2770C dolazi do reakcije: Kristalna struktura faza α, α1 i α2 je istovetna sa FCC strukturom čistog aluminijuma, dok β faza ima HGP rešetku čistog cinka.

Slika 5.68. Fazni dijagram sistema Al-Zn [10]

5.10. BINARNI SISTEMI SA POLIMORFIZMOM KOMPONENATA Kao što je rečeno u tački 3.1.3, neki metali kristališu u više oblika, zavisno od temperature, tj. javljaju se u više alotropskih (polimorfnih) modifikacija. Polimorfna transformacija kod čistih metala se odigrava na konstantnoj temperaturi, saglasno Gibsovom pravilu faza (f = 1 – 2 + 1 = 0), a kod čvrstih rastvora ili intermedijatnih faza promenljivog sastava – u temperaturnom intervalu (f = 2 – 2 + 1 = 1). Binarni sistemi sa polimorfizmom komponenata se mogu podeliti u dve grupe: a)grupu sistema kod kojih visokotemperaturna faza polimorfne komponente sa drugom komponentom gradi neprekidni niz čvrstih rastvora i b)grupu sistema kod kojih visokotemperaturna faza polimorfne komponente sa drugom komponentom gradi ograničene čvrste rastvore. Kod obe grupe sistema, pri tome, je moguće da je samo jedna komponentna polimorfna ili da su polimorfne obe komponente. a) U grupi sistema kod kojih se na visokim temperaturama gradi neprekidni niz čvrstih rastvora mogući su fazni dijagrami, koji su u najprostijem vidu prikazani na slici 5.69. U slučaju faznog dijagrama prikazanog na slici 5.69a, dodatak druge komponente (B) proširuje oblast postojanosti visokotemperaturne β-modifikacije komponente A i sužava oblast postojanosti niskotemperaturne α-modofikacije. Pri većim sadržajima druge (legirajuće) komponente visokotemperaturna β-modofikacija postaje postojana i na sobnoj temperaturi. Transformacija β/α kod legura se ostvaruje u temperaturnom intervalu između gornje i donje transformacione krive (dvofazna obast α+β na slici).

Na slici 5.69b prikazan je slučaj kada komponenta A ima tri alotropske modifikacije. Dve od njih, visokotemperaturna i niskotemperaturna, su izomorfne međusobno i sa komponentom B, sa kojom obrazuju neograničeni čvrsti rastvor. Na osnovu β-modifikacije gradi se ograničeni čvrsti rastvor u faznom području oblika petlje. Oblast dvofazne ravnoteže α+β je zatvorena, pa neke legure pri hlađenju trpe transformaciju dva puta: najpre se odvija transformacija á→β, a zatim β→α. Na sobnoj temperaturi sve legure imaju jednofaznu αstrukturu.

Slika 5.69. Tipovi faznih dijagrama sistema kod kojih visokotemperaturna faza polimorfne komponente sa drugom komponentom gradi neprekidni niz čvrstih rastvora Dijagrami sa slika 5.69c i 5.69d se odnose na slučajeve kada obe komponente imaju po dve alotropske modifikacije. Primer sa slike 5.69c odgovara slučaju kada su komponente na visokim temperaturama izomorfne, a na nižim temperaturama imaju modifikacije sa različitim kristalnim rešetkama. Tada se pri sniženju temperature visokotemperaturna β-faza može eutektoidno transformisati na odgovarajuće α i γ niskotemperaturne modifikacije komponenti. Ako su visokotemperaturne i niskotemperaturne modifikacije komponenti izmorfne, dijagram stanja može imati oblik kao na slici 5.69d. b) Kada je u pitanju grupa sistema kod kojih postoji ograničena rastvorljivost u čvrstom stanju, mogući su različiti slučajevi dijagrama stanja. U slučaju da je samo jedna komponenta polimorfna (na primer, komponenta A), razlikuju se slučajevi kada dodata komponenta B snižava temperaturu polimorfnog preobražaja i kada je povišava. Kada komponenta B snižava temperaturu polimorfnog preobražaja komponente a moguća su tri slučaja. Linija beta-transusa ne seče solidus ili solvus liniju β-faze (engl. beta transus, linija koja odvaja oblast β-faze od α+β oblasti i predstavlja liniju temperature polomorfnog preobražaja u β-fazu; analogno tome, alfa-transus, engl. alpha transus, predstavlja liniju koja odvaja oblast α-faze od od α+β oblasti i predstavlja liniju temperature polomorfnog preobražaja u α-fazu). U tom slučaju dijagram stanja ima izgled kao na slici 5.70. Dodatak komponente B širi oblast postojanosti visokotemperaturne β-faze do sobne temperature. Linija beta-transusa seče solvus liniju β-faze. U ovom slučaju se javlja eutektoidna transformacija (slika 5.71). Linija beta-transusa seče solidus liniju β-faze. U ovom slučaju javlja se metatektička transformacija (slika 5.72).

Slika 5.70. Izgled dijagrama stanja kada komponenta A ima dve alotropske modifikacije, a linija beta-transusa ne seče ni solidus ni solvus β-faze

Slika 5.71. Izgled dijagrama stanja kada komponenta A ima dve alotropske modifikacije, a linija beta-transusa seče solvus liniju β-faze. Javlja se eutektoidna transformacija Ako se dodatkom komponente B temperatura alotropske transformacije komponente a povišava, moguća su dva slučaja. Linija beta-transusa seče solvus liniju β-faze. U ovom slučaju se javlja peritektoidna transformacija (slika 5.73). Linija beta-transusa seče solidus liniju β-faze. U ovom slučaju se javlja peritektička transformacija (slika 5.74).

Slika 5.72. Izgled dijagrama stanja kada komponenta A ima dve alotropske modifikacije, a linija beta-transusa seče solidus liniju β-faze. Javlja se metatektička transformacija

Slika 5.73. Izgled dijagrama stanja kada komponenta A ima dve alotropske modifikacije, dodataka komponente B povišava temperaturu polimorfnog preobražaja, a linija betatransusa seče solvus liniju β-faze. Javlja se peritektoidna transformacija

Slika 5.74. Izgled dijagrama stanja kada komponenta A ima dve alotropske modifikacije, dodataka komponente B povišava temperaturu polimorfnog preobražaja, a linija betatransusa seče solvus liniju β-faze. Javlja se peritektička transformacija

U slučaju kada obe komponente imaju polimorfne transformacije, dijagrami stanja mogu biti dosta složeni, kako pokazuje primer na slici 5.75.

Slika 5.75. Primer dijagrama stanja sa ograničenom rastvorljivošću u čvrstom stanju i polimnorfizmom obeju komponenti [7]

LITERATURA 1. Radoje Kontić, Žarko Blečić, Metalografija, Metalurško-tehnološki fakultet, Podgorica, 1993 2. Herman Šuman, Metalografija, TMF, Beograd, 1989 3. Tanja Matković, Prosper Matković, Fizikalna metalurgija I, Metalurški fakultet, Sisak, 2009 4. William D. Callister, Jr., David G. Rethwisch, Materials Science and Engineering – An Introduction, Eighth Edition, John Wiley and Sons, 2012 5. Donald R. Askeland, Pradeep P. Fulay, Wendelin J. Wright, The Science and Engineering of Materials, Sixth Edition, Ceangage Learning Inc., 2010 6. Raymond A. Higgins, Engineering Metallurgy: Part I, Applied Physical Metallurgy, Sixth Edition, Arnold, 1999 7. В.С. Биронт, Т.А. Орелкина, Т.Н. Дроздова, Л.А. Быконя, Л.С. Цурган, Материаловедение, Красноярск, ИПК СФУ, 2008 8. Stanislav Kurajica, Ravnotežni dijagrami stanja kondenziranih sustava, Fakultet kemijskog inžennjerstva i tehnologije, Sveučilište u Zagrebu, Zagreb 2012 9. Flake. C. Campbell, Phase Diagrams: Understanding the Basic, ASM International, 2012 10. Shant P. Gupta, Phase Equilibria in Materials, Allied Publishers PVT. LTD, New Delhi, 2003 11. Hasse Fredriksson, Ulla Akerlind, Solidification and Crystalization Processing in Metals and Alloys, John Wiley and Sons Ltd, 2012 12. Alan Prince, Alloy Phase Equilibria, Elsevier, Amsterdam, 1996

6.

SISTEMI TROKOMPONENTIH LEGURA

Najveći broj tehničkih legura sadrži više od dve komponente, pa postoji potreba poznavanja dijagrama stanja višekomponentih legura. Na žalost, ne postoje pogodni načini prikazivanja faznih ravnoteža u sistemima sa četiri i više komponenti, pa su trokomponentni dijagrami stanja najsloženiji dijagrami koji se koriste [1]. Na osnovu jednačine 4.5 (pmax = k+1), za trokomponenti (ternerni, ternarni) sistem se dobija da maksimalni broj faza koje mogu biti u ravnoteži iznosi pmax = k+1 = 3+1 = 4. Ravnoteža između četiri faze postoji samo u invarijantnoj tački (f = 0), u kojoj pri određenoj temperaturi koegzistiraju tri čvrste i jedna tečna faza. Za monovarijantno stanje sistema (f = 1) karakteristična je ravnoteža tri faze, a za divarijantno stanje – ravnoteža dve faze [2].

6.1. GRAFIČKO PREDSTAVLJANJE SASTAVA TROKOMPONENTIH LEGURA Za predstavljanje dvojnog dijagrama stanja potreban je koordinatni sistem u ravni, na čiju se apscisu nanosi koncentracija, a na ordinatu temperatura. Za prikazivanje trojnog dijagrama stanja je potreban prostorni koordinatni sistem XYZ, pri čemu se na X osu nanosi koncentracija komponente B, na Y osu koncentracija komponente C, a na Z osu temperatura. Međutim, ovakav dijagram stanja nije praktičan, jer se ne može prikazati na ravnoj površini. Za grafičko predstavljanje trokomponentih sistema kod kojih je jedna komponenta (A) u velikom višku, dok su druge dve komponente (B i C) prisutne u malim koncentracijama, koriste se prvenstveno pravougaone koordinate (slika 6.1).

Slika 6.1. Predstavljanje trojnih legura u pravouglim koordinatama [3]

Osnovnom elementu legure (A) pripada koordinatni početak, to jest donji levi ugao. Na osu AB naneti su sastavi dvojnih legura između komponenti A i B, a na osu AC sastavi dvojnih legura između komponenti A i C. Tako, na primer, da bi se na dijagramu odredio položaj legure koja sadrži 95,5%A + 0,5%B + 4,0%C, od početne tačke A nanese 0,5 jedinica u pravcu ose AB (duž b), a odatle 4 jedinice u pravcu ose C (duž c). Dobija se tačka L1, koja predstavlja leguru sa navedenim sastavom. Na identičan način se dobijaju tačke L2 i L3, za trojne legure odgovarajućeg sastava. Kao realni primeri za ovakav način prikazivanja sastava trojnih legura služe Gijov (Guillet) i Maurerov dijagram. Ako je potrebno da se opišu šire oblasti koncentracije ili ceo trojni sistem, najviše se koriste trouglaste koordinate. Koncentracijska ravan se sastoji od jednog jednakostraničnog trougla ABC, čije su sve tri strane podeljene na po 100 delova (slika 6.2). Tačke u temenima trogla čine čisti elementi A, B i C, a tri stranice trogla odgovaraju trima graničnim dvojnim sistemima AB, BC i CA. Svaka tačka u unutrašnjosti trougla predstavlja koncentraciju jedne trokomponentne legure [3]. Temperatura se nanosi na vertikalne ose.

Slika 6.2. Predstavljanje trojnih legura pomoću koordinata jednakostraničnog trugla [3] Postoji više metoda za određivanje sastava trojne legure, predstaljene tačkom na koncentracijskom trouglu. Najčešće se koristi metoda povlačenja linija paralelnih stranicama trougla. Da bi se odredila koncentracija legure predstavljene tačkom L1 na slici 6.2, kroz nju se povuku tri prave, I, II, III, svaka paralelna jednoj stranici trougla. Prava I, paralelna stranici BC trougla, seče osu CA na rastojanju a = 45%A. Prava II, paralelna stranici CA trougla, seče

ocu CB na rastojanju b = 15%B. Konačno, prava III, paralelna stranici AB trougla, seče osu CC na rastojanju c = 40%C. Tački L1, prema tome, odgovara sastav 45%A + 15%B + 40%B = 100% legure. Očitavanje sastava legure pomoću odsečaka a, b i c se može vršiti i u smeru kretanja kazaljki na satu, ali se onda koncentracija komponente A očitava na osi BA, koncentracija komponente B na osi CB, a koncentracija komponente C na osi AC. Legure, čije tačke koncentracije leže na nekoj pravoj koja je paralelna jednoj od stranici trougla uvek imaju isti sadržaj komponente koja leži nasuprot ovoj stranici trougla. Legure L2, L3, L4 i L5 su međusobno povezane pravom YZ, koja je paralelna stranici AB trougla (slika 6.2). Znači, sadržaj komponente C svih ovih legura mora biti isti. Proverom se dobija: L2: 75%A + 0% B + 25%C L3: 50%A + 25%B + 25%C L4: 25%A + 50%B + 25%C L5 0% A + 75%B + 25%C. Dakle, sadržaj komponente C svih legura je konstantan i iznosi 25%. Legure čije koncentracijske tačke leže na nekoj pravoj koja prolazi kroz jedno od temena trougla sadrže uvek isti odnos obeju drugih komponenti. Na primer, legure L6, L7, L8 i L9 leže na pravoj XB, koja prolazi kroz teme B trougla (slika 6.2). Znači, odnos komponenti A i C ovih legura mora biti konstantan. Sastavi ovih legura su: L6: 60%A + 0% B + 40%C L7: 45%A + 25%B + 30%C L8: 30%A + 50%B + 20%C L9: 15%A + 75%B + 10%C. Sadržaj komponente B je promenljiv i ne zavisi od sadržaja komponenti A i C. Međutim, Sadržaji komponenti A i C stoje u određenom konstantnom međusobnom odnosu: 60%A/40%C = 45%A/30%C = 30%A/30%C = 15%A/10%C = 3%A/2%C. Ako se iz dve smeše ili legure različitog sastava stvori treća smeša ili legura, onda njen rezultujući sastav uvvek leži na liniji koja povezuje koncentracijske tačke početnih smeša ili legura. Ako se, na primer, istopi 30g legure L10 sa 30%A + 10%B + 60%C sa 70g legure L11 sa 5%A + 20%B + 75%C, onda sastav dobijene legure L12 leži na liniji koja povezuje legure L10 i L11. Proračunom se dobija: 30·0,30 + 70·0,05 = 12,5%A; 30·0,10% + 70·0,20 = 17%B; 30·0,60 + 70·0,75 = 70,5%C. Sastav dobijene legure ili smeše se može i grafički odrediti, jer tačka L12 mora deliti duž L10 – L11 u odnosu 70:30. Preračunavanje koncentracija trokompopnentnih legura iz masenih u atomske i atomskih u masene procente može se relativno lako izvesti. Ako trokomponentna legura sadrži GA masenih procenata komponente A sa atomskom masom MA, GB masenih procenata komponente B sa atomskom masom MB i GC masenih procenata komponente C sa atomskom masom MC, atomski procenti XA, XB i XC komponenti A, B i C se izračunavaju na sledeći način:

6.2. PRAVILO POLUGE KOD TROJNIH LEGURA Pravilo poluge izvedeno za dvojne legure (vidi tačku 5.2) u nešto izmenjenom obliku važi i za trojne legure.

Slika 6.3. Pravilo poluge kod trojnih legura [3] Neka su u datoj leguri L0 sa 35%A + 35%B + 30%C na konstantnoj temperaturi T0 u ravnoteži stoje tri faze: α sa 65%A + 10%B + 25%C, β sa 15%A + 75%B + 10%C i γ sa 5%A + 30%B + 65%C (slika 6.3). Onda koncentracijska tačka L0 leži unutar trougla koji grade faze α, β i γ. Sada se mora pretpostaviti, kao i u slučaju poluge kod dvojnih legura, da trougao ima oslonac u tački L0, a da su tri faze α, β i γ obešene na tri temena trougla. Pri pogodnom izboru količinskih udela triju faza, pri čemu njihova suma mα + mβ + mγ mora iznositi 100%, trougao oslonjen u tački L0 je u ravnoteži. Odgovarajući količinski udeli triju faza dobijaju se iz sledećih odnosa:

Ako su sve stranice koncentracijskog trougla ABC duge po 200mm, onda 6 duži u datom primeru imaju dužine: L0X = 45,2mm; αX = 102,0mm; L0Y = 32,1mm; βY = 102,0mm; L0Z = 21,0mm; γZ = 87,0mm. Time se dobijaju količinski udeli triju faza:

6.3. TROJNI DIJAGRAMI STANJA Za predstavljanje trojnog dijagrama stanja temperatura se nanosi normalno na koncentracijsku ravan. Na taj način se dobija prostorni model (trostrana prizma), koji se u praksi izrađuje od žice (slika 6.4) ili od providnih sintetičkih materijala.

Slika 6.4. Prostorni žičani model uprošćenog dijagrama stanja trokomponentog sistema bizmut-kalaj-olovo (bizmut levi ugao, kalaj desni ugao, olovo zadnnji ugao) [3] Tri dvojna granična sistema AB, BC, CA trojnog sistema mogu biti istog tipa (svaki eutektički ili svaki peritektički ili svaki sa potpunom rastvorljivošću u čvrstom stanju itd.). U opštem slučaju sva tri granična sistema pripadaće različitim tipovima dijagrama stanja. Iz toga sledi velika raznovrsnost mogućih kombinacija graničnih sistema.

Prostorni žičani model sa slike 6.4. predstavlja trojni eutektički sistem bimut-kalajolovo. Levo napred je ugao bizmuta, desno napred ugao kalaja, a pozadi ugao olova. Na vertikalnoj osi svaki beli ili crni odsečak odgovara tempeaturnom intervalu od 500C. Tačka topljenja bizmuta je 2710C, kalaja 2320C, a olova 3270C. Tri strane prizmatičnog tela dijagrama sastavljene su od tri dvojna eutektička granična sistema: Bi-Sn napred, Sn-Pb desno i Pb-Bi levo. Eutektička temperatura sistema Bi-Sn leži na 1390C, a eutektička koncentracija pri 42%Sn. Eutektička temperatura sistema Sn-Pb leži na 1830C, a eutektička koncentracija pri 62%Sn. Eutektička temperatura u sistemu Pb-Bi leži na 1250C, a eutektička koncentracija na 43,5%Pb. Oblasti stvaranja čvrstih rastvora ova tri elementa će zbog preglednosti dijagrama biti izostavljene. Na modelu se jasno prepoznaju likvidus površine, koje opadaju od čistih metala ka trojnoj oblasti. Deo likvidus površina koja opada počev od zadnjeg ugla olova seče duž krivih linija delove likvidus površina koje polaze od uglova bizmuta, odnosno kalaja. Na isti način dolazi do preseka dela likvidus površine koja opada od ugla bizmuta sa delom likvidus površine koja opada počev od ugla kalaja, duž jedne krive linije koja se na slici ne vidi sasvim jasno. Tri presečne krive tri dela likvidus površine nazivaju se dvojnim eutektičkim kanalima. Oni opadaju sa temperaturom počev od dvojnih sistema u unutrašnjost trojnog sistema i seku se u jednoj tački, trojnoj eutektičkoj tački. Na osnovnoj površini koncentracijskog trougla ucrtane su projekcije dvojnih eutektičkih kanala, kao i projekcija trojne eutektičke tačke (slika 6.4). Dodatkom trećeg legirajućeg elementa snižavaju se tačke topljenja dvojnih eutektikuma. Ako se, na primer, Pb-Sn legurama dodaju sve veće količine bizmuta, opada temperatura očvršćavanja dvojnog (Pb+Sn) eutektikuma kontinualno od 1830C do 960C. Na isti način se temperatura očvršćavanja dvojnog (Bi+Sn) eutektikuma snižava do 960C. Krajnja tačka sniženja temperature leži pri eutektičkoj koncentraciji od 51,5%Bi+15,5%Sn+33Pb. Trojna eutektička tačka kod trojnih legura igra istu ulogu kao dvojna eutektička tačka kod dvojnih eutektičkih legura, tj. ostatak rastopa na kraju očvršćavanja ima kod svih legura koncentraciju trojne eutektičke tačke i kristališe prema reakciji: na konstantnoj temperaturi u trojni eutektikum (Bi+Sn+Pb), pri čemu tri sastavna dela, Bi, Sn i Pb, stvaraju vrlo pravilnu, fino raspoređenu, ali heterogenu smešu. Slično kao za likvidus krivu i dvojnu eutektičku tačku i dimenzuje drugih sastavnih elemenata dvojnih sistema pri prelazu u trojni sistem se povećavaju za 1, kao što pokazuje tabela 6.1. Tabela 6.1. Odnosi sastavnih elemenata dvojnih i trojnih sistema U dvojnom sistemu U trojnom sistemu Jednofazno polje (rastop, čvrsti rastvor) Jednofazni prostor (rastop, čvrsti rastvor) Dvofazno polje (R*+A, A+B, R1+R2) Dvofazni prostor (R+A, A+B, R1+R2) *) R - rastop Trofazni prostor (R+A+B; A+B+C) Eutektička prava Eutektička ravan Eutektička tačka (R→A+B) Eutektička kriva (R→A+B) Eutektička tačka (R→A+B+C) Likvidus linija Likvidus površina Solidus linija Solidus površina Bilo koja linija granice faza Bilo koja površina granice faza Tačke, linije i površine (polja) u dvojnom sistemu postaju linije, površine i prostori u trojnom sistemu.

Dvojni sistem se može zamisliti kao da je izrađen od različitih faznih polja, kako je to prikazano na slici 6.5. Polje homogenog rastopa I (jednofazno polje) ograničeno je sa donje strane dvofaznim poljima R+A (II) i R+B (III). Polja II i III graniče se po horizontalnoj liniji sa dvofaznim poljem A+B (IV). Nasuprot tome, polje I dodiruje se samo u jednoj tački sa poljem IV.

Slika 6.5. Fazna polja dvojnog sistema [3] Na isti način može se trojni sistem izgraditi od različitih faznih prostora. Trojni eutektički sistem Bi-Sn-Pb sa slike 6.4 sastoji se od sledećih 8 faznih prostora: − − − −

jedan trofazni prostor (Bi+Sn+Pb), tri dvofazna prostora (R+Sn, R+Pb, R+Bi), tri trofazna prostora (R+Bi+Sn, R+Bi+Pb, R+Sn+Pb) jedan jednofazni prostor (R).

Trofazni prostor koji gradi osnovu (Bi+Sn+Pb) ima oblik trostrane prizme, prema slici 6.6. Na temperaturi od 960C iznad koncentracijske ravni nalazi se trojna eutektička ravan abc sa trojnom eutektičkom tačkom ET, pri 51,5%Bi+33%Pb+15,5%Sn.

Slika 6.6. a) trofazni prostor (Bi+Sn+Pb) – prostor očvrslih legura; b) trofazni prostor (R+Bi+Sn) – prostor binarne kristalizacije [3] Trima pravim linijama povezivanja ETa, ETb, ETc, trojna eutektička ravan je podeljena na tri trougla: ETab, ETbc, ETca. Na svaki od tih trouglova naleže po jedan trofazni prostor (R+Bi+Sn), (R+Bi+Pb) ili (R+Bi+Pb), prema slici 6.6b. Ove troivične cevi imaju karakterističan izgled pluga. Dvojna eutektikala dE2c prelazi sniženjem temperature u trougao bETa. Kriva E2wET, tj. oštrica pluga, predstavlja dvojni eutektički kanal, koji ide od dvojnog eutektikuma E2 do trojnog eutektikuma ET.Unutar ovog trofaznog prostora ostatak rastopa

uvek je u ravnoteži sa dvema čvrstim kristalnim vrstama. Izotermalni presek u-v-w kroz ovaj trofazni prostor ima uvvek oblik trougla. Temena ovog trougla daju faze koje se nalaze u međusobnoj ravnoteži. Tačka w na dvojnom eutektičkom kanalu odgovara sastav ostatka rastopa, a tačkam v i u sastavi čvrstih kristalnih vrsta. Ako se troivična cev, saglasno slovnim oznakama, postavi na prizmu sa slike 6.6a, vidi se da je rastop w u ravnoteži sa čvrstim metalima Bi i Sn.

Slika 6.7. Dvofazni prostor (R+Sn) – prostor primarne kristalizacije [3] Tri dvofazna prostora (R+Sn), (R+Bi), (R+Pb) imaju oblik prikazan na slici 6.7. Ovaj prostor primarne kristalizacije (R+Sn) oslanja se donjom ivicom ETa na liniju ETa osnovne prizme sa slike 6.6a. Zadnja donja granična površina E2ETaBE2 leži na desnoj prednjoj strani dvofaznog prostora E2ETacE2 sa slike 6.6b, prednja donja strana E1ETaAE1 na odgovarajućoj strani troivične cevi, postavljenoj na trouglu caET na slici 6.6a. Strana SnE2BSn prostora primarne kristalizacije odgovara faznom polju (R+Sn) dvojnog sistema (Sn-Bi), strana SnE1aSn faznom polju (R+Sn) dvojnog sistema (Sn-Pb). Savijena površina SnE2ETE1Sn deo je likvidus površine trojnog sistema. Kriva E2ET je dvojni eutektički kanal koji ide od dvojnog eutektikuma E2 do trojnog eutektikuma ET, kriva E1ET je dvojni ei+utektički kanal koji ide od dvojnog eutektikuma E1 do trojnog eutektikuma ET. Izotermalni preseci kroz ovaj prostor primarne kristalizacije imaju oblik trougla čije su dve stranice prave linije, a treća stranica, presečna kriva sa likvidus linijom, je savijena. Tri izotermalna preseka kroz prostor primarne kristalizacije prikazani su na slici 6.7 trouglovima feg, ihk, mnl. Iznad likvidus površina triju prostora primarne kristalizacije nalazi se jednofazni prostor homogenog rastopa. Da bi se poboljšala preglednost trojnih sistema mogu se važne tačke i linije prostornog dijagrama stanja projektovati na koncentracijsku površinu. Za sistem Bi-Sn-Pb dobija se na taj način projekcioni dijagram sa slike 6.8. Dvojni granični sistemi su pri tome takođe

položenina osnovnu ravan da bi se konstrukcijaprojekcionog dijagrama razjasnila. Tri dvojna eutektikuma E1, E2, E3 vertikalno su spuštena na odgovarajuće koncentracijske ose i tamo grade bazične tačke E1', E2', E3'. Odatle se pružaju tri dvojna eutektička kanala u trofaznu oblast, pri čemu je opadajuća temperatura označena strelicom, i seku se u projekciji trojne eutektičke tačke ET'.

Slika 6.8. Projekcioni dijagram trokomponentnog sistema Bi-Sn-Pb sa položenim graničnim binarnim sistemima (uprošćen) [3] Dalje su na svakih 500C projektovane likvidus linije dvojnih sistema na strane trougla i međusobno spojene odgovarajućim izotermama. Rastojanje izotermi daje podatak o obliku i strmini kojom likvidus površine teku od temena i strana trouglova prema unutrašnjosti trojne oblasti. Što je ovo rastojanje veće, to se položenije prostire odgovarajuća ravan i obratno. Iz projekcionog dijagrama, dakle, može se pročitati likvidus tačka bilo koje legure, i to utoliko tačnije ukoliko je manja temperaturna ratzlika susednih izotermi. Solidus tačka svih legura je za dati projekcioni dijagram Bi-Sn-Pb je 960C. Iz praktičnih razloga ucrtane su isprekidano i prave linije koje povezuju trojnu tačku ET' sa tri temena trougla. ve tri linije predstavljaju projekcije graničnih linija triju troivičnih cevi (R+Sn+Bi), (R+Sn+Pb), (R+Bi+Pb) i leže na trojnoj ravni kod 960C. Istovremeno ove linije predstavljaju projekcije donjih ivica triju dvofaznih prostora (R+Bi), (R+Sn), (R+Pb). Pomoću ove tri linije povezivanja, tri dvojna eutektička kanala i trojne eutektičke tačke može se iz projekcionog dijagrama izvesti tok kristalizacije svake legure.

6.4. IZOTERMALNI PRESECI I PRESECI TEMPERATURAKONCENTRACIJA Izotermalni preseci, tj. preseci kroz trokomponentni sistem paralelno koncentracionoj ravni (horizontalni preseci), dozvoljavaju da se na pregledan način raspoznaju faze koje se nalaze u međusobnoj ravnoteži, kako u pogledu koncentracije, tako i u pogledu količine. Dakle, može se primeniti pravilo poluge, a može se pratiti i tok kristalizacije neke legure. Slika 6.9a prikazuje izotermalni presek kroz trokomponentni sistem Bi-Sn-Pb na 2500C. Presečena su dva prostora primarne kristalizacije (R+Bi) i (R+Pb). Kao presek se dobijaju trouglovi gfe, označeni na slici 6.7. Legura sastava L je još uvvek tečna. Na 2000 C presečena su sva tri prostora primarne kristalizacije (slika 6.9b), ali je legura L još uvek tečna.

Slika 6.9. Izotermalni preseci kroz trojni sistem Bi-Sn-Pb (uprošćeno) [3] Sa daljim sniženjem temperature proširuju se polja primarne kristalizacije. Na 1830C dodiruju se polja (R+Sn) i (R+Pb) u dvojnoj eutektičkoj tački E1. Na još nižim temperaturama preseca se i prostor dvojne eutektičke kristalizacije (R+Pb+Sn) u obliku trougla, kao što je prikazano na slici 6.9c za presek na 1500C. Legura L upada u polje (R+Sn), tj. iz rastopa se izdvajaju primarni kristali kalaja.

Ispod 1390C biva presečen prostor (R+Bi+Sn), a ispod 1250C i prostor (R+Bi+Pb). Na 100 C (slika 6.9d) sva tri prostora primarne kristalizacije: (R+Sn), (R+Bi), (R+Pb) i sva tri prostora dvojne eutektičke kristalizacije: (R+Sn+Pb), (R+Sn+Bi), (R+Bi+Pb) presečeni su u obliku trougla. Oblast preostalog rastopa skupila se na jedan mali trougao oko trojne eutektičke tačke ET. Legura L leži na granici između (R+Sn) i (R+Sn+Pb) polja. Pri daljem hlađenju tačka L ulazi u polje dvojne eutektičke kristalizaacije, tj. iz rastopa se počev od 1000C izdvaja dvojni (Sn+Pb) eutektikum. Presek na temperaturi trojnog eutektikuma na 960C pokazuje da se po dva prostora dvojne eutektičke kristalizacije međusobno graniče duž linija ETSn, ETBi i ETPb (slika 6.9e). Samo u tački ET dodiruju se sva tri prostora. Polje zaostalog rastopa skupilo se u tački ET i ima sastav trojnog eutektikuma. Legura L leži sada u sredini (R+Sn+Pb) polja. Na nekoj temperaturi neposredno ispod 960C, na primer na temperaturi 950C, sve su legure potpuno očvrsle i presecca se trofazni prostor (Sn+Bi+Pb) (slika 6.9f). I legura L sada leži u tom polju, tj. završava svoje očvršćavanje kristalizacijom trojnog eutektikuma (Sn+Bi+Pb). Proces očvršćavanja posmatrane legure L dobija se kvalitativno iz ovih preseka na sledeći način. Prvo se iz rastopa izdvajaju primarni kristali kalaja, na to se nadovezuje kristalizacija dvojnog eutektikuma (Sn+Pb) i na kraju očvršćava ostatak rastopa na 960C u trojni eutektikum (Sn+Bi+Pb). Na sobnoj temperaturi legura se sastoji iz tri faze: kalaja, olova i bizmuta, oji grade različite mikrokonstituente: primarni kristali Sn, dvojni eutektikum (Sn+Pb) i trojni eutektikum (Sn+Pb+Bi). Bizmutna faza se, dakle, pojavljuje samo u trojnom eutektikumu, olovna faza u dvojnom i trojnom eutektikumu, a kalajna faza je prisutna u svim sastavnim delovima strukture. 0

Slika 6.10. Projekcioni dijagram sistema Bi-Sn-Pb sa presecima temperaturakoncentracija Sn-a, b-c, d-e, f-g, h-i, k-l [3] Na osnovu projekcionog dijagrama mogu se u jednostavnijim slučajevima postaviti preseci temperatura – koncentracija (vertikalni preseci) kroz trojni prostorni sistem, pri čemu se jasno vide oblik i međusobni položaj različitih faznih prostora. Vertikalni preseci imaju sličnost sa dvojnim dijagramima stanja, no iz preseka temperatura – koncentracija se može pročitati vrsta, ali ne i sastav i količinski udeo faza koje toje u međusobnoj ravnoteži. Pravilo poluge se ne može primeniti na vertikalne preseke.

Slika 6.10 pokazuje projekcioni dijagram legure Bi-Sn-Pb. Vertikalni preseci Sn-a, bc, d-e, f-g, h-i i k-l prikazani su na slikama 6.11a do f.

Slika 6.11. Preseci temperatura-koncentracija kroz trojni sistem Bi-Sn-Pb (uprošćeno) [3] Pri konstruisanju preseka temperatura-koncentracija moraju se uzeti u obzir sledeća pravila. ako vertikalni presek seče dvojni eutektički kanal, onda likvidus kriva na tom mestu ima prevojnu tačku sa minimumom tačke topljenja (tačke r, s, t, u). Odgovarajuća legura očvršćava bez primarne kristalizacije. Iz rastopa se direktno izdvaja dvojni eutektikum. Ako presek prolazi kroz trojni eutektikum, likvidus kriva opet ima minimum. Ova trojna eutektička legura očvvršćava bez primarne kristalizacije i bez izdvajanja dvojnog eutektikuma. Očvršćavannje počinje i zavvršava se kristalizacijom trojnog eutektikuma na komnstantnoj temperaturi. solidus temperature svih legura leže, ako nema čvrstih rastvora, na temperaturi trojnog eutektikuma. Ako vertikalni presek seče linije povezivanja ET'-Bi, ET'-Sn ili ET'-Pb, na tim tačkama ne dolazi do kristalizacije dvojnog eutektikuma (tačke x, y, z, m, n). Na primarnu kristalizaciju se direktno nadovezuje trojna eutektička kristalizacija. Temperaturni položaji različitih karakterističnih tačaka uzimaju se iz izotermi projekcionog dijagrama.

Što se tiče redosleda kristalizacije, važi da se sa opadanjem temperature izdvajaju prvo primarni kristali, zatim dvojni eutektikum i, na kraju, trojni eutektikum.

6.5. OČVRŠĆAVANJE TROJNIH LEGURA I tok očvršćavanje neke legure se može na pregledan način predstaviti na projekcionom dijagramu. Legura L sa 55%Sn+35%Bi+10%Pb sa slike 6.12 očvršćavanje počinje obrazovanjem primarnih kristala kalaja. Ostatak rastopa na taj način osiromašuje kalajem, dok se odnos bizmuta i olova pri tome ne menja. ako se iz ugla kalaja povuče prava linija kroz tačku L i produži dalje od L, onda se sastav ostatka rastopa za vreme primarnog izdvajanja kalaja pomera duž ovog produžetka i sniženjem temperature se sve više udaljava od temena kalaja. Na 1600C ostatak rastopa ima sastav R1, a na 1300C sastav R2.

Slika 6.12. Predstavljanje toka očvršćavanja legure L sa 55%Sn+35%Bi+10%Pb na projekcionom dijagramu [3] Čim rastop dostigne dvojni eutektički kanal E2'ET' (R3), zasićen je i bizmutom i izdvaja se dvojni eutektikum (Sn+Bi). Tačka stanja time ulazi u prostor (R+Sn+Bi). Rastop sada menja svoj sastav duž dvojnog eutektičkog kanala E2'ET' od R3, preko R4 i R5 do ET'. Ucrtani trouglovi SnRBi predstavljaju izotermalne preseke kroz prostor (R+Sn+Bi) i daju faze koje se nalaze u međusobnoj ravnoteži. Kada ostatak rastopa dostigne tačku ET', kristališe pri konstantnoj temperaturi od 960C i stvara se trojni eutektikum (Sn+Bi+Pb). Primenom pravila poluge dobija se da očvrsla legura sadrži 40% primarnih Sn-kristala, 30% dvojnog eutektikuma (Sn+Bi) i 30% trojnog eutektikuma (Sn+Bi+Pb). Na krivoj hlađenja (slika 6.13) primarno izdvajanje se primećuje kao tačka prevoja a, iza koje sledi usporeno hlađenje. Kristalizacija dvojnog eutektikuma se takođe uočava kao kao tačka prevoja b, iza koje sledi naknadno usporeno hlađenje. Razlaganje preostalog

rastopa u tački ET se opaža kao zastoj cd. Za razliku od eutektikuma u dvojnim legurama, dvojni eutektikum u trojnim legurama ne očvršćava na konstantnoj, već pri opadajućoj temperaturi.

Slika 6.13. Kriva hlađenja legure L sa 55%Sn+35%Bi+10%Pb [3]

LITERATURA 1. Radoje Kontić, Žarko Blečić, Metalografija, Metalurško-tehnološki fakultet, Podgorica, 1993 2. Stanislav Kurajica, Ravnotežni dijagrami stanja kondenziranih sustava, Fakultet kemijskog inžennjerstva i tehnologije, Sveučilište u Zagrebu, Zagreb 2012 3. Herman Šuman, Metalografija, TMF, Beograd, 1989

7.

ŽELEZO I LEGURE ŽELEZA 7.1. ČISTO ŽELEZO

Železo je feromagnetni prelazni metal rednog broja 26 u Mendeljejevom periodnom sistemu. Elektronska struktura mu je: 1s22s22p63s23p63d64s2, a atomska masa 55,85 [1]. Prema različitim autorima, temperatura topljenja železa iznosi 15360C [2], 15370C [3], 15380C [4,5,6], 15390C [1,7]. Gustina na sobnoj temperaturi mu je 7,87g/cm3 [2]. Navodi se da u zavisnosti od čistoće železa, njegova tačka topljenja se kreće od 1528 do 15410C [2]. Među metalima železo se ne ističe posebnim svojstvima. Ono je relativno meko (60HB), male zatezne čvrstoće (Rm = 200MPa) i niskog napona tečenja (Rp = 100MPa), pa se u čistom stanju ne primenjuje za izradu opterećenih delova. Odlikuje se velikim prekidnim izduženjem (A = 50%) i kontrakcijom (Z = 80%). Zbog velike magnetne permeabilnosti i male koercitivne sile čisto železo nalazi široku primenu u elektrotehnici [2]. Prema čistoći se razlikuju hemijski čisto železo (99,999%Fe), dobijeno u laboratorijskim uslovima, i tehnički čisto železo (99,8 - 99,9%Fe), koje sadrži različite primese. Železo se, kako je rečeno, odlikuje polimorfijom, odnosno postojanjem više tipova kristalne rešetke u zavisnosti od temperature. U čvrstom stanju se javljaju dve alotropske modifikacije: jedna sa BCC rešetkom (α- i δ-Fe) i druga FCC rešetkom (γ-Fe). Iako α- i δ-Fe imaju istu kristalnu rešetku, nisu označeni istim simbolom zato što imaju različite parametre rešetke i postojani su na različitim temperaturama. Ako se snimi precizna kriva hlađenja čistog železa utvrdiće se postojanje četiri zastoja (slika 7.1).

Slika 7.1. Krive hlađenja i zagrevanja železa (šematski) [2]

Prvi izraženi zastoj na krivoj hlađenja se javlja na 15360C i odgovara tački kristalizacije železa u vidu δ-Fe. Pri tome se oslobađa latentna toplota kristalizacije od 269,6 KJ/kgFe. Nakon solidifikacije železa, drugi zastoj se javlja na temperaturi od 13920C, koji je povezan sa promenom BCC kristalne rešetke (δ-Fe) u FCC rešetku (γ-Fe), a praćen je odavanjem toplote od 10,5 kJ/kgFe. Pri daljem hlađenju na 9100C javlja se treći zastoj, koji je vezan za novu promenu kristalne rešetke, transformaciju FCC rešetke γ-Fe u BCC rešetku βFe. Pri tome se oslobađa toplota od 28,5 kJ/kgFe. Četvrta tačka zastoja na krivoj hlađenja leži na 7690C (u literaturi se nalaze i podaci o temperaturi 768 i 7700C). Ovaj zastoj je veoma slabo izražen, a vezan je za transformaciju iz paramagnetnog u feromagnetno stanje železa. Ova tačka se naziva Kiri tačkom (Curie-tačka). Ovo se označava kao transformacija β-Fe u αFe (koja se simbolično zapisuje kao β↔α ili β/α transformacija). Ako se radi o vrlo čistom železu, naročito u pogledu sadržaja ugljenika (C < 0,02%), ispod temperature od 7690C više ne dolazi do zastoja na krivoj hlađenja. Kriva zagrevanja železa pokazuje u osnovi iste temperature transformacija, samo što je zastoj kod 9000C pomeren pri zagrevanju na 9150C. Ova transformacija, dakle, ispoljava pojavu temperaturnog histerezisa. Preobražaji železa u čvrstom stanju imaju internacionalno usvojenu oznaku – A (od francuske reči arrêt – zastoj). S obzirom na postojanje temperaturnog histerezisa pri α↔γ transformaciji, u indeksu oznake A se dodaje slovo r, ako su tačke zastoja utvrđene pomoću krivih hlađenja (od francuske reči refroidissement – hlađenje), odnosno c, ako su tačke zastoja utvrđene pomoću krivih zagrevanja (od francuske reči chauffage – zagrevanje). Temperatura termodinamičke ravnoteže između dve faze označava se sa Ae (od francuske reči équilibre – ravnoteža). Pošto postoji više tačaka zastoja, da bi se znalo o kom se preobražaju radi, stavlja se i broj uz navedeni indeks i to počev od nižih ka višim temperaturama, pa se dobijaju oznake A2, A3 i A4 (slika 7.1). U realnim uslovima železo odaje svoja dva spoljašnja valentna elektrona 4s2 u kolektivizirano stanje. Pri tome se otkrivene 3d6 orbitale prekrivaju i atomi železa obrazuju BCC rešetku α- i δ-Fe. U intervalu temperatura između temperatura koje odgovaraju tačkama A3 i A4, d6 orbitale se ne prekrivaju, zbog čega sferična simetrija elektronske konfiguracije elektronske ljuske obezbeđuje obrazovanje gusto pakovane FCC rešetke γ-Fe [1]. Pri transformaciji iz feromagnetnog u paramagnetno stanje (α ↔ β transformacija u tački A2, Kiri-tački) ne dolazi do promene kristalne rešetke, pa ova transformacija ne predstavlja alotropsku transformaciju, tako da se β-Fe, kada se ne radi o magnetnim svojstvima, ne razmatra kao posebna modifikacija. Stoga se u fizičkoj metalurgiji modifikacija železa sa BCC rešetkom od niskih temperatura do tačke A3 označava kao α-Fe. Shodno tome, u tački A3 se govori o α/γ transformaciji, ne o β/γ transformaciji.

7.2. UGLJENIK Najveću primenu od svih tehničkih legura imaju legure na bazi železa, koje se dele na čelike, gvožđa i ferolegure. Široka primena ovih legura (90% svetske proizvodnje metalnih materijala) se zasniva na činjeniciama da se rude železa u zemljinoj kori nalaze u velikim količinama, da se legure železa proizvode relativno jeftinim postupcima i da ove legure imaju dobru kombinaciju različitih svojstava. Ugljenik je najvažniji legirajući element železa. I relativno male količine ugljenika su dovoljne da značajno promene svojstva železa.

Čelici koji su kovni bez dopunske obrade sadrže do 2,06%C. Čelici sa manje od 0,35%C praktično nisu kaljivi, dok čelici sa većim sadržajem ugljenika kaljenjem postaju tvrdi kao staklo. Legure sa više od 2,06%C obično nisu kovne, već su krte, pa se uglavnom koriste u livenom stanju. Takve legure sa visokim sadržajem ugljenika se nazivaju livenim gvožđem. Značajan uticaj ugljenika na svojstva železa proizilazi iz toga što svaki 0,1%C povećava čvrstoću čelika za oko 40-50MPa. Poređenja radi, za slično povećanje čvrstoće potrebno je 1%Mn, Si ili Cr. Ugljenik, dakle, utiče oko 10 puta jače od ovih legirajućih elemenata [2]. Ugljenik se nalazi u IV grupi Mendeljejevog sistema elementa sa rednim brojem 6 i atomskom masom 12. Temperatura topljenja mu je 35500C [8], a gustina mu je 2,58g/cm3. Elektronska struktura mu je 1s22s22p2 [1,7]. U železu ugljenik se može nalaziti u obliku elementarnog ugljenika (grafita), hemijskog jedinjenja Fe3C, koje se naziva cementit, i u obliku intersticijskog čvrstog rastvora u α- i γ-Fe. Grafit je jedna od alotropskih modifikacija ugljenika i ima prostu heksagonalnu rešetku, koja se odlikuje slojevitim rasporedom atoma (slika 7.2). Druga alotropska modifikacija ugljenika je dijamant, a treća fuleren.

Slika 7.2. Kristalna rešetka grafita U jednom atomskom sloju rešetke grafita ugljenikovi atomi su smešteni u čvorovima šetougaonika. Za grafit je karakteristična kovalentna veza, koja se ostvaruje sparivanjem tri valentna elektrona svakog atoma sa susednim atomima. Četvrti valentni elektron se kolektivizira, što grafitu daje određena metalna svojstva (visoka električna provodljivost na visokim temperaturama, metalni sjaj). Zbog velikog rastojanja, između slojeva postoje slabe sile povezivanja, pa se grafit lako ljuspa. Cementit, Fe3C, ima složenu rombičnu kristalnu rešetku (slika 7.3). Železo i ugljenik grade nekoliko jedinjenja, kao što su Fe3C, Fe2C, FeC i druga. Cementit se obrazuje pri sadržaju ugljenika od 6,67%. Pošto se u praksi primenjuju samo legure železa sa sadržajem ugljenika do 5%, ostali karbidi železa nemaju praktični značaj. U cementitu veze između atoma železa i ugljenika su metalnog karaktera, zbog čega se cementiti odlikuje i metalnim svojstvima, kao što su električna provodljivost i metalni sjaj. Mehanička svojstva su mu posledica strukture i metalne veze, zbog čega je veoma tvrd (800HV) i krt. Temperatura topljenja cementita nije definitivno utvrđena, zbog toga što se on razlaže na železo i grafit pre nego što dođe do njegovog topljenja, ali se uzima da je ona približno 15500C. Do temperature 2100C (tačka A0) cementit je slabo magnetičan [7].

Pojedini atomi železa u cementitu mogu biti zamenjeni atomima nekih drugih metala (Mn, Cr, Mo, W), pri čemu nastaje legirani cementit, koji ima veću tvrdoću od običnog cementita (1000HV).

Slika 7.3. Kristalna rešetka cementita

7.3. FAZE U SISTEMU ŽELEZO - UGLJENIK U sistemu železo – ugljenik javljaju se sledeće faze: tečna faza (rastop), čvrsti rastvori – ferit, austenit, cementit i grafit [1,7]. Rastop u sistemu železo – ugljenik predstavlja rastvor ugljenika u rastopljenom železu. Na temperaturama znatno iznad likvidus temperature (prvenstveno iznad 17000C) rastop predstavlja statistički neuređen rastvor. Pri neznatnom pregrevanju iznad likvidus linije rastop ima relativno uređenu građu. Rastop koji se obrazuje pri topljenju δ-ferita (do 0,51%C) zadržava uređenost kratkog dometa (uređenost na malom rastrojanju) koja odgovara BCC rešetki. Rastop koji nastaje topljenjem austenita ima uređenost kratkog dometa koja odgovara FCC rešetki [1]. Ferit predstavlja čvrsti rastvor ugljenika i drugih primesa u BCC rešetki. Razlikuju se niskotemperaturni α-ferit (koji se najčešće naziva samo ferit), sa maksimalnom rastvorljivošću ugljenika od 0,025%, i visokotemperaturni δ-ferit, sa maksimalnom rastvorljivošću ugljenika od 0,1%. Čvrsti rastvor ugljenika u BCC rešetki je intersticijski. Atomi ugljenika se u feritu smeštaju u relativno male oktaedarske šupljine BCC rešetke, jako je deformišući, pošto je atomski radijus ugljenika znatno veći od šupljina u rešetki. Stoga je pri maksimalnoj rastvorljivosti u α-feritu ugljenikovim atomima popunjeno samo 0,03% raspoloživih oktaedarskih šupljina. Oktaedarske šupljine u BCC rešetki su manje od tetraedarskih, ali atomi ugljenika ipak smeštaju u njih, jer se pri umetanju atoma ugljenika u oktaedarski međuprostor moraju da pomere samo dva atoma železa, a pri umetanju u tetraedarski prosto moraju da se pomere četiri atoma železa i to u pravcima visokog modula elastičnosti.

Pri zagrevanju, α-ferit je jako feromagnetičan do Kiri temperature. U ravnotežnim uslovima on ima dobru električnu i toplotnu provodljivost, plastičan je (prekidno izduženje A iznosi 40%) i ima malu tvrdoću (HB = 65 – 130, zavisno od veličine zrna). Granica razvlačenja mu iznosi Rp = 120MPa, a zatezna čvrstoća Rm = 250MPa [1,7].

Slika 7.4. Mikrofotografija (a) α-ferita (90x) i (b) austenita (325x) [4] Struktura ferita se sastoji od relativno ravnoosnih poliedarskih kristalnih zrna (slika 7.4a). Razvijanje strukture ferita se obično vrši rastvorima azotne kiseline [1]. Na temperaturama iznad tačke A4 stabilna postaje modifikacija visokotemperaturnog δ-ferita, koji, kao i α-ferit, ima BCC rešetku, ali sa većim parametrima. Visokotemperaturni δ-ferit je paramagnetičan [1]. Austenit je čvrsti rastvor ugljenika i drugih primesa u γ-železu. Ugljenikovi atomi se smeštaju u oktaedarske šupljine FCC rešetke gradeći intersticijski čvrsti rastvor. Smeštanje atoma ugljenika u oktaedarske šupljine je praćeno izvesnim povećanjem parametra rešetke, posebno u bližoj okolini šupljine. Maksimalna rastvorljivost ugljenika u austenitu iznosi 2,06% na temperaturi od 11470C. Pri tome je maksimalno popunjeno 9,8% raspoloživih šupljina. U strukturi austenit se javlja, kao i ferit, u vidu relativno ravnoosnoh poliedara, ali se od ferita razlikuje znatnom količinom dvojnika u telu zrna (slika 7.4b). Austenit je paramagnetičan u celom temperaturnom intervalu postojanosti. Mek je, mada je tvrđi od ferita (HB = 200 – 250). Zatezna čvrstoća mu je Rm = 500 – 800 MPa. Plastičan je (A = 40 – 50% i više), što je uslovljeno mogućnošću klizanja po velikom broju sistema klizanja FCC rešetke [1,7]. Ferit i austenit predstavljaju matricu u kojoj se raspoređuju visokougljenične faze, kao što su cementit i grafit. Cementit i grafit, kao faze u sistemu Fe-C, su opisani u prethodnoj tački.

7.4. DIJAGRAM STANJA ŽELEZO - UGLJENIK Kao što je navedeno, ugljenik se u železu nalazi u dva oblika – kao elementarni ugljenik (grafit) i kao karbid Fe3C, cementit. Saglasno tome, proces solidifikacije u legurama železo – ugljenik se može opisivati pomoću dva različita dijagrama stanja: dijagrama stanja sistema železo – karbid železa (FeFe3C) i dijagrama stanja sistema železo – grafit (Fe-C ili Fe-cgr). Čiste legure železo – ugljenik kristališu praktično prema dijagramu stanja Fe-Fe3C. Pri vrlo laganom hlađenju, višestrukom topljenju i očvršćavanju, dužem žarenju na povišenim temperaturama i u prisustvu silicijuma karbid železa Fe3C se, naročito u legurama bogatim ugljenikom, razlaže na svoje komponente Fe i C (temper ugljenik). Pošto legure pri žarenju teže termodinamičkoj ravnoteži, to se legure koje se odnose na Fe-Fe3C sistem označavaju kao metastabilne, a odgovarajući dijagram stanja kao metastabilni, odnosno kao dijagram stanja metastabilne ravnoteže, dok se legure koje se odnose na Fe-cgr sistem označavaju kao stabilne, a dijagram stanja kao stabilni, odnosno kao dijagram stanja stabilne ravnoteže. Metastabilni i stabilni dijagrami stanja se često prikazuju zajedno (slika 7.5). U tom slučaju se puno izvučene linije odnose na metastabilni dijagram stanja, a isprekidane na stabilni dijagram stanja.

Slika 7.5. Konvencionalni dijagram stanja železo – ugljenik: pune linije - metastabilni dijagram stanja, isprekidane linije - stabilni dijagram stanja [Izvor: Ključ za čelike] Sve tačake na dijagramu stanja železo - ugljenik imaju određeni fizički smisao i internacionalno prihvaćene slovne oznake. Poznavanje osnovnih karakteristika i svojstava tih

tačaka olakšava razumevanje dijagrama stanja i njegovo praktično korišćenje [1]. U daljem tekstu navedene su karakteristike tačaka dijagrama. A – tačka odgovara topljenju ili kristalizaciji čistog železa. Prema različitim literaturnim izvorima, temperatura koja odgovara toj tački se, zavisno od čistoće železa i starosti podataka, kreće od 1528 – 15410C [2]. Različite literaturne vrednosti kako za temperature, tako i za koncentracije se javljaju i za druge tačke na dijagramu železo – ugljenik. U daljem tekstu će se temperature i koncentracije navoditi prema konvencionalnom dijagramu stanja [2,20], kako je to dato i na dijagramu na slici 7.5, uz napomenu o podacima drugih autora. Prema Šumanu, temperatura koja odgovara tački A iznosi 15360C. Na krivama hlađenja i zagrevanja na temperaturi koja odgovara tački A se pojavljuje zastoj (videti sliku 7.1), koji je rezultat oslobađanja latentne toplote kristalizacije (pri hlađenju), odnosno apsorpciji toplote topljenja (pri zagrevanju). Prelaz iz čvrstog u tečno stanje je praćen naglim povećanjem zapremine za 6%, koji je vezan za narušavanje uređenosti dugog dometa u kristalnoj rešetki δ-Fe. B – tačka odgovara graničnoj rastvorljivosti ugljenika u rastopu koji se nalazi u ravnoteži sa kristalima δ- i γ-čvrstog rastvora na peritektičkoj temperaturi. Tački B odgovara sadržaj od 0,51% ugljenika u rastopu na temperaturi od 14930C (za temperaturu peritektičke reakcione izoterme u literaturi se, takođe, nalaze različiti podaci: 14920C [9], 14930C [2,4,5], 14950C [6], 14960C [1]). C – tačka predstavlja eutektičku tačku u metastabilnom sistemu Fe – Fe3C. Temperatura eutektičke reakcione izoterme iznosi 11470C [2] (podaci drugih autora: 11470C [1,4,5,9], 11480C [6]), a eutektička koncentracija iznosi 4,3%C [2] ] (istovetan podatak daju i drugi autori). Rastop ove koncentracije se nalazi u istovremenoj ravnoteži sa austenitom i cmentitom pri eutektičkoj transformaciji. Broj stepeni slobode koji odgovara ovoj tački je jadnak nuli, pošto se radi o binarnom sistemu u trofaznoj ravnoteži. Na krivoj hlađenja tački C odgovara zastoj. C' – tačka je eutektička tačka u stabilnom sistemu Fe – C (železo – grafit). Temperatura koja odgovara ovoj tački iznosi 11530C [2] (podaci drugih autora: 11540C [6]), a koncentracija ugljenika 4,25% (podaci drugih autora: 4,26%C [6]). Ovaj sadržaj ugljenika se nalazi u rastopu koji je u ravnoteži sa austenitom i grafitom pri eutektičkoj kristalizaciji. Kao i u tački C, i u ovoj tački sistem je nonvarijantan. D – tačka se odnosi na temperaturu topljenja cementita. Međutim, postojeći podaci svedoče o tome da je cementit termodinamički nestabilna faza i da se pre topljenja razlaže na železo i grafit. Zato je položaj tačke D na dijagramu neodređen. Šuman [2] navodi temperaturu od 13200C, ali naglašava da je ona verovatno viša. D' – tačka topljenja grafita (preko 35500C, navodi se podatak od 36520C). E – tačka koja odgovara graničnom sadržaju ugljenika u austenitu koji se nalazi u ravnoteži sa rastopom i cementitom na eutektičkoj temperaturi u metastabilnom sistemu. Ovoj tački odgovara koncentracija ugljenika od 2,06%C [2], a prema novijim podacima, preuzetim iz Binary Alloy Phase Diagrams, 2nd edition, Vol. 1, T. B. Massalski (Editor-in-Chief), ASM International, 1990, koncentracija od 2,14%C [1,4,5,9]. Postoji i podatak o koncentraciji od 2,11%C [6,8]). Tačka E na koncentracijskoj osi predstavlja svojevrsnu granicu između čelika i livenih gvožđa. Pri sadržaju ugljenika u železu manjem od 2,06%C (ili 2,14%C) u strukturi nije prisutan eutektikum ledeburit, koji je jedan od važnih mikrokonstituenata livenih gvožđa. E' – tačka koja odgovara graničnom sadržaju ugljenika u u austenitu, koji se nalazi u ravnoteži sa grafitom i rastopom na eutektičkoj temperaturi u stabilnom sistemu. Sadržaj ugljenika koji odgovara ovoj tački iznosi 2,03%C [2] (podaci drugih autora: 2,08%C [6]). F – tačka granice zasićenja cementita železom na eutektičkoj temperaturi. Koncentracija koja odgovara tački F je bliska 6,67%C, pošto noviji radovi pokazuju izvesnu veoma malu rastvorljivost železa u cementitu [1].

F' – tačka granične rastvorljivosti železa u grafitu na eutektičkoj temperaturi. G – tačka polimorfne transformacije α↔γ u čistom železu (tačka A3). Temperatura transformacije Ae3 je 9110C (Ar3 = 9000C, Ac3 = 9150C [2]). Prema podacima drugih autora Ae3 je 9120C [4,5,6]. Broj stepeni slobode u ovoj tački je jednak nuli, pa se na krivama hlađenja i zagrevanja javlja zastoj. Transformacija α → γ je praćena smanjenjem zapremine, a obrnuta transformacija γ → α povećanjem zapremine zbog različite gustine pakovanja atoma železa u FCC rešetki γ-Fe i BCC rešetki α-Fe. H – tačka granične rastvorljivosti ugljenika u δ-feritu na temperaturi peritektičke transformacije. Koncentracija ugljenika koja odgovara ovoj tački je 0,10% [2,9] (podaci drugih autora: 0,09% [5]). Čvrsti rastvor δ ove koncentracije nalazi se u ravnoteži sa austenitom i rastopom na temperaturi peritektičke transformacije [1]. J – peritektička tačka, tačka trofazne ravnoteže, koja odgovara ravnotežnoj koncentraciji ugljenika u austenitu, koji se obrazuje izotermalnom peritektičkom reakcijom između rastopa sastava koji odgovara tački B i δ-ferita sastava koji odgovara tački H. Ova tačka se označava i slovom I. Koncentracija ugljenika koja odgovara ovoj tački je 0,16% [1,2]. K – tačka granične rastvorljivosti železa u cementitu na eutektoidnoj temperaturi u metastabilnom sistemu. Podaci o temperaturi eutektoidne transformacije su, takođe, različiti: 7230C [2,9], a noviji podatak, preuzet od Massalskog, je 7270C [4,5,6]. Tačka K praktično odgovara koncentraciji ugljenika od 6,67% [1]. K' – tačka granične rastvorljivosti železa u grafitu na eutektoidnoj temperaturi u stabilnom sistemu. Temperatura eutektoidne transformacije u stabilnom sistemu iznosi 7380 C [1,2,6]. M – tačka Kiri čistog železa. Temperatura koja odgovara ovoj tački je 7690C [2], a prema novijim podacima Massalskog 7680C [4]. Postoji i podatak da ova temperatura iznosi 7700C [1,6]. Tačka odgovara gubitku feromegnetizma pri zagrevanju α-Fe i uspostavljanju feromagnetizma pri hlađenju. N – tačka polimorfnog preobražaja δ↔γ u čistom železu. Temperatura transformacije iznosi 13920C [1,2], a prema podacima Massalskog 13940C [4,6]. Za čisto železo tačka N odgovara kritičnoj tački A4. U ovoj tački sistem je nonvarijantan. O – tačka maksimalne rastvorljivosti ugljenika u austenitu koji se nalazi u kontaktu sa nemagnetičninim feritom na Kiri temperaturi. Sadržaj ugljenika u austenitu u toj tački je približno 0,5% [1,2]. Kako je ferit feromagnetičan, a austenit paramagnetičan, to intenzitet namagnetisanja u (α+γ)-faznom polju GOSPM opada proporcionalno porastu udela austenita i dostižu u taθki O vrednost nula. Kiri taθka se tada spušta prema taθki S i dalje teθe izotermalno do taθke K [2]. P – tačka granične rastvorljivosti ugljenika u α-feritu, koji se nalazi u ravnoteži sa cementitom i austenitom na eutektoidnoj temperaturi. Sadržaj ugljenika u toj tački je 0,020% [1,2], a prema Masalskom [4,5] je 0,022%, a postoji i podatak o rastvorljivosti od 0,025% [7] i 0,0218% [8]. S – eutektoidna tačka u metastabilnom sistemu. Temperatura koja odgovara ovoj tački je, kako je rečeno, prema Šumanu 7230C [2], a prema Massalskom 7270C [4,5]. Sadržaj ugljenika u tački S iznosi 0,8% [1,2,7], a prema Massalskom je 0,76% [4,5]. Postoji podatak i o koncentraciji od 0,77%C [6]. Ova tačka odgovara sadržaju ugljenika u austenitu koji je u ravnoteži sa feritom i cementitom pri eutektoidnoj reakciji u metastabilnom sistemu. Broj stepeni slobode u ovoj tački je jednak nuli, kao i u svim tačkama trofazne ravnoteže. S' – eutektoidna tačka u stabilnom sistemu železo – grafit. Temperatura koja odgovara ovoj tački iznosi 7380C, a sadržaj ugljenika u austenitu iznosi 0,69% [1,7], odnosno 0,68% [6]. To je sadržaj ugljenika u austenitu koji se nalazi u ravnoteži sa feritom i grafitom pri eutektoidnoj transformaciji u stabilnom sistemu. Sistem je u tački S' invarijantan

Q – tačka granične rastvorljivosti ugljenika u α-feritu na sobnoj temperaturi. Ona iznosi 0,006% [1,7]. Tačka Q predstavlja donju granicu sadržaja ugljenika u čelicima (čelicima se smatraju legure Fe-C sa sadržajem ugljenika između 0,006 i 2,06%C/2,14%C [4]). Povećanje koncentracije ugljenika iznad 0,006% dovodi do pojave tercijarnog cementita u strukturi čelika [1]. Svaka linija na dijagramu stanja železo – ugljenik predstavlja geometrijsko mesto tačaka neke fazne transformacije – topljenja, kristalizacije i faznih transformacija u čvrstom stanju. To znači da prelazak preko bilo koje linije dijagrama, a takođe i premeštanje figurativne tačke unutar bilo koje dvofazne oblasti, odgovara odvijanju neke fazne transformacije. U daljem tekstu su navedene karakteristike svih poznatih linija na metastabilnom i stabilnom dijagramu stanja železo – ugljenik. ABCD – likvidusa linija u metastabilnom sistemu, koja označava početak kristalizacije pri hlađenju i završetak topljenja pri zagrevanju. ABC'D' – likvidus linija u stabilnom sistemu železo – ugljenik. AHJECF – solidus linija u metastabilnom sistemu, koja označava završetak kristalizacije u ravnotežnim uslovima pri hlađenju i početak topljenja pri zagrevanju. AHJE'C'F' – solidus linija u stabilnom sistemu. AB – odsečak likvidus linije, granica dvofazne oblasti (L + δ), linija primarne kristalizacije δ-ferita. BC – odsečak likvidus linije, granica dvofazne oblasti (L + γ), linija primarne kristalizacije austenita. CD - odsečak likvidus linije, granica dvofazne oblasti (L + Fe3C), linija primarne kristalizacije cementita. C'D' - odsečak likvidus linije u stabilnom sistemu, granica dvofazne oblasti (L + grafit), linija primarne kristalizacije grafita. AH – odsečak solidus linije, granica dvofazne oblasti (L + δ). HJB – linija peritektičke transformacije (peritektička reakciona izoterma). HJ – odsečak izoterme peritektičke transformacije i istovremeno i odsečak solidus linije, granica između faznih oblasti (L+δ) i (δ+γ). JB - odsečak izoterme peritektičke transformacije i istovremeno granica između oblasti (L+δ) i (L+γ). JE – odsečak solidus linije, granica oblasti (L+γ) u metastabilnom sistemu. JE' – odsečak solidus linije, granica oblasti (L+γ) u stabilnom sistemu. ECF – linija eutektičke transformacije, eutektikala, i istovremeno odsečak solidus linije u metastabilnom sistemu. E'C'F' – linija eutektičke transformacije, eutektikala, i istovremeno odsečak solidus linije u stabilnom sistemu. EC – odsečak eutektikale i solidus linija u metastabilnom sistemu, granica faznih oblasti (L+γ) i (γ+Fe3C). E'C' – odsečak eutektikale i solidus linija u stabilnom sistemu, granica faznih oblasti (L+γ) i (γ+grafit). CF - odsečak eutektikale i solidus linija u metastabilnom sistemu, granica između faznih oblasti (L + Fe3C) i (γ + Fe3C). C'F' - odsečak eutektikale i solidus linija u stabilnom sistemu, granica između faznih oblasti (L + grafit) i (γ + grafit). NH – gornja granica faznih oblasti δ i (γ+δ), gornja granica polimorfnog preobražaja čvrstih rastvora δ→γ pri hlađenju i γ→δ pri zagrevanju. NJ – donja temperatura polimorfnog preobražaja čvrstih rastvora δ→γ pri hlađenju i γ→δ pri zagrevanju.

GS – gornja temperatura polimorfnog preobražaja čvrstih rastvora γ→α pri hlađenju i α→γ pri zagrevanju, granica faznih oblasti γ i (α + γ). GO – odsečak granice faznih oblasti γ i (α + γ), koji odgovara izlučivanju neferomagnetnog ferita pri hlađenju. OS – odsečak granice faznih oblasti γ i (α + γ), koji odgovara izlučivanju feromagnetnog ferita pri hlađenju. GOS – gornja temperatura polimorfnog preobražaja čvrstih rastvora γ→α pri hlađenju i α→γ pri zagrevanju, linija početka izdvajanja proeutektoidnog ferita iz austenita pri hlađenju. GP – donja temperatura, temperatura završetka polimorfnog preobražaja čvrstih rastvora γ→α pri hlađenju i α→γ pri zagrevanju. GPS – linija završetka izdvajanja proeutektoidnog ferita iz austenita pri hlađenju. MO – linija magnetne transformacije ferita (Kiri tačka). Označava se kao temperatura preobražaja A2. SE – linija promenljive ograničene rastvorljivosti (linija granične rastvorljivosti) ugljenika u austenitu u metastabilnom sistemu, granica faznih oblasti γ i (γ+Fe3C). Linija SE predstavlja liniju kritičnih temperatura Acm, odnosno liniju početka izlučivanja sekundrnog cementita iz austenita pri hlađenju i rastvaranju ovoga pri zagrevanju. S'E' – linija granične rastvorljivosti ugljenika u austenitu u stabilnom sistemu, granica faznih oblasti γ i (γ+grafit). Po ovoj liniji se austenita izlučuje i u njemu rastvara sekundarni grafit. PSK – linija eutektoidne transformacije, eutektoidala, u metastabilnom sistemu. Temperatura eutektoidale se označava kao A1 temperatura (Ar1, Ac1) u čelicima i livenim gvožđima, na kojoj se odigrava transformacija austenita u perlit pri hlađenju i perlita u austenit pri zagrevanju. P'S'K' – linija eutektoidne transformacije u stabilnom sistemu. SK – odsečak linije eutektoidne transformacije u nadeutektoidnim čelicima i livenim gvožđima u metastabilnom sistemu, granica faznih oblasti (γ+Fe3C) i (α+Fe3C). S'K' – odsečak linije linije eutektoidne transformacije u stabilnom sistemu, granica faznih oblasti (γ+grafit) i (α+grafit). PQ – linija granične rastvorljivosti ugljenika u feritu (solvus linija), granica faznih oblasti α i (α + Fe3C). Duž ove linije se iz ferita izlučuje tercijarni cementit, što je od značaja kod tehničkog železa i niskougljeničnog čelika (do 0,2%C) [1].

7.4.1. METASTABILNI DIJAGRAM STANJA Fe – Fe3C Metastabilni dijagram stanja železo – ugljenik (Fe – Fe3C) prikazan je na slici 7.6. Na apscisi dijagrama dat je sadržaj ugljenika, a na pomoćnoj apscisi sadržaj cementita Fe3C. Vidi se da sadržaju od 100% Fe3C odgovara sadržaj ugljenika u železu od 6,67% (videti tačku 7.2). Legure sa više od 6,67%C nemaju tehničkog značaja, pa se dijagram stanja prikazuje samo do ove granice. Složenost dijagrama stanja na strani železa je uzrokovana postojanjem alotropskih modifikacija železa i njihovom različitom sposobnošću rastvaranja ugljenika. Na dijagramu stanja (slike 7.5 i 7.6) su označene oblasti postojanosti pojedinih faza u legurama železo – ugljenik: rastopa, δ-ferita, austenita i α-ferita (ferita), cementita. Međutim, od homogenih vrsta kristala (faza) treba razlikovati mikrokonstituente, koji imaju složenu, heterogenu prirodu. Ti mikrokonstituenti u metastabilnom sistemu su: perlit, ledeburit I i ledeburit II.

Perlit je eutektoidna smeša ferita i cementita, a nastaje eutektoidnim razlaganjem γčvrstog rastvora (austenita) sa 0,8%C na eutektoidnoj temperaturi od 7230C. Ledeburit I je eutektička smeša austenita i cementita, koja nastaje očvršćavanjem rastopa sa 4,3%C na eutektičkoj temperaturi od 11470C. Pri hlađenju, ledeburit I na eutektoidnoj temperaturi prelazi u ledeburit II usled eutektoidnog razlaganja prisutnog austenita u perlit.

Slika 7.6. Metastabilni dijagram stanja Fe – Fe3C Cementit Fe3C se kao samostalni mikrokonstituent javlja u tri oblika istog hemijskog sastava: kao primarni, sekundarni i tercijarni. Primarni cementit (Fe3C') nastaje primarnom kristalizacijom iz rastopa duž linije CD (u legurama sa sadržajem ugljenika od 4,3 – 6,67%). Ima oblik dugih iglica. Sekundarni cementit (Fe3C'') se javlja u legurama sa sadržajem ugljenika 0,8 – 6,67%. Nastaje izlučivanjem iz austenita po liniji ES. Uzrok izlučivanja sekundarnog cementita je smanjenje rastvorljivosti ugljenika u primarnom ili eutektičkom austenitu od 2,06% na 11470C (tačka E) do 0,8% na 7230C (tačka S). Izdvajanje sekundarnog cementita se označava kao Acm transformacija, pa se i linija ES označava kao Acm linija (indeks „cm“ je skraćenica za cementit). Na realnoj krivoj hlađenja tačka Acm se ne uočava, jer su toplotni efekti neznatni pri izlučivanju sekundarnog cementita. Tačka Acm se registruje na dilatometrskoj krivoj [2]. Tercijarni cementit (Fe3C''') nastaje izlučivanjem iz ferita po liniji PQ zbog smanjenja rastvorljivosti ugljenika u feritu pri hlađenju (sa 0,02% pri temperaturi 7230C na 0,006% pri sobnoj temperaturi). Kako je u prethodnom tekstu već napomenuto, u legurama železo – ugljenik u toku hlađenja se odigravaju tri izotermalne reakcije: peritektička, eutektička i eutektoidna. Peritektičkoj transformaciji podležu legure koje sadrže 0,10 – 0,51%C. Tokom hlađenja iz rastopa se izdvajaju primarni kristali δ-čvrstog rastvora (δ-ferita) duž linije AB.

Na temperaturi 14930C kristali δ-čvrstog rastvora, koji sadrže 0,10%C (tačka H), reaguju sa rastopom L, koji sadrži 0,51%C (tačka B) dajući kristale γ-čvrstog rastvora sa 0,16%C (sastava koji odgovara tački J) prema peritektičkoj reakciji: Ovaj peritektikum se odlikuje time što se u njemu ne javljaju zone karakteristične za kristale nastale peritektičkom reakcijom, jer se reakcija odvija na visokim temperaturama, na kojima je brzina difuzije ugljenika vrlo velika. Zbog toga se razlike u koncentraciji trenutno anuliraju. Eutektičkoj transformaciji podležu legure sa 2,06 – 6,67%C. Pri hlađenju iz rastopa se duž linije BC izdvajaju primarni kristali γ-čvrstog rastvora, a duž linije CD primarni kristali cementita. Time se rastop bogati (duž linije BC) ili siromaši (duž linije DC) na ugljeniku, tako da na eutektičkoj temperaturi od 11470C sadrži 4,3%C. Rastop L ovog sastava (tačka C) se na eutektičkoj temperaturi izotermalno razlaže na kristale γ-čvrstog rastvora sa 2,06%C (tačka E) i cementita sa 6,67%C (tačka F) prema eutektičkoj reakciji: Eutektičkom reakcijom nastaje eutektikum koji nosi naziv ledeburit prema nemačkom metalurgu Ledeburu. Sve legure sa sadržajem ugljenika do 6,67% neposredno nakon očvršćavanja sadrže austenit. Tokom daljeg hlađenja iz austenita se ili duž linije GOS izdvajaju na ugljeniku siromašni kristali α-čvrstog rastvora ili duž linije ES ugljenikom bogati kristali Fe3C. Sadržaj ugljenika se tako u austenitu ili povećava (duž linije GOS) ili smanjuje (duž linije ES). Na eutektoidnoj temperaturi od 7230C kristali γ-čvrstog rastvora sa 0,8%C (tačka S) izotermalno se razlažu na kristale α-čvrstog rastvora sa 0,02%C (tačka P) i cementit sa 6,67%C (tačka K) prema eutektoidnoj reakciji: Disperzna, heterogena i karakteristična smeša koja nastaje iz austenita eutektoidnom transformacijom pri hlađenju naziva se perlit. Transformacija austenita u perlit na PSK liniji, kako je već rečeno, označava se kao A1 transformacija. Položaj tačaka polimorfnih transformacija železa se menja u prisustvu ugljenika, što se vidi iz dijagrama stanja. Tačka A4 (transformacija δ/γ) podiže se pod uticajem ugljenika duž linije NH sa 13920C (tačka N) na 14930C pri sadržaju 0,1%C (tačka H). Nasuprot ovome, tačka A3 se pod uticajem ugljenika spušta niz liniju GOS sa 9110C (tačka G) na 7230C pri sadržaju ugljenika 0,8% (tačka S) i dalje pomera izotermalno do tačke K. Kiri tačka A2 ostaje nepromenjena do sadržaja ugljenika od 0,5% (tačka O), a zatim spušta do tačke S niz liniju OS i dalje teče izotermalno do tačke K [2]. Tako je linija SK istovremeno linija A1, A2 i A3 transformacije. Legure sistema železo – ugljenik se prema položaju u odnosu na tačke S i E dele na podeutektoidne čelike (C < 0,8%), eutektoidni čelik (C = 0,8%), nadeutektoidne čelike ( 0,8% < C < 2,06%), podeutektičko liveno gvožđe (2,06% < C < 4,3%), eutektičko liveno gvožđe (C = 4,3%C) i nadeutektičko liveno gvožđe (4,3% < C < 6,67%). 7.4.1.1. PRIMARNA KRISTALIZACIJA LEGURE Fe – Fe3C Prema toku primarne kristalizacije, legure sistema Fe-Fe3C se mogu podeliti na četiri grupe: legure kod kojih se kao primarni kristali formiraju kristali δ-ferita, legure kod kojih se kao primarni kristali formiraju kristali austenita, legure kod kojih primarna kristalizacija

počinje i završava se eutektičkom transformacijom i legure kod kojih se kao primarni kristali obrazuju kristali primarnog cementita. Legure koje sadrže do 0,51%C (tačka B) očvršćavanje počinju obrazovanjem primarnih kristala δ-ferita. Pri sadržaju ugljenika manjem od 0,1% (legura I na slici 7.7) očvršćavanje se završava na solidus liniji AH. Ispod linije AH struktura se sastoji od homogenih primarnih kristala δ-ferita. Kada pri daljem hlađenju temperatura dostigne NH liniju, kristali δ-ferita sa BCC rešetkom počinju da se transformišu u kristale austenita sa FCC rešetkom. Prekristalizacija se završava na liniji NJ. Ispod ove linije legura se sastoji od homogenih kristala austenita.

Slika 7.7. Segment dijagrama stanja Fe- Fe3C – oblast primarne kristalizacije δ-ferita Kod legura čiji sastav leži između tačaka H i B primarna kristalizacija se završava peritektičkom reakcijom (legure II, III i IV na slici 7.7). Legura II sa slike 7.7 očvršćavanje počinje obrazovanjem primarnih kristala δ-čvrstog rastvora. Tokom hlađenja kroz dvofazno područje R+δ količina kristala se povećava, a njihov sastav se menja po solidus liniji AH, dok se sastav rastopa menja po likvidus liniji AB. Na peritektičkoj temperaturi od 14930C kristali imaju sastav dat tačkom H (0,1%C), a rastop sastav dat tačkom B (0,51%C). Kristali i rastop navedenih sastava stupaju u peritektičku reakciji dajući kristale austenita sastava koji odgovara tački J (0,16%C). Pravilom poluge se može ustanoviti da je količina kristala u višku u odnosu na rastop, pa posle završene peritektičke reakcije preostaje izvesna količina neproreagovalog δ-ferita. Tokom daljeg hlađenja kroz dvofaznu oblast δ+γ preostali δ-ferit se postepeno transformiše u austenit. Transformacija se završava na liniji NJ, tako da ispod ove linije u strukturi egzistiraju samo kristali austenita. Legura III sa slike 7.7 očvršćava na isti način kao i legura II. Jedina razlika je u tome što količina kristala tačno odgovara količini rastopa, tako da se u peritektičkoj reakciji celokupna količina kristala i rastopa transformiše u austenit. Legura IV sa slike 7.7 kristališe kao i prethodne dve legure, ali na peritektičkoj temperaturi rastop se nalazi u višku, pa posle završene peritektičke reakcije preostaje izvesna količina rastopa. Ispod peritektikale iz ovog rastopa se izlučuju kristali austenita do potpunog završetka kristalizacije.

Legure čiji se sastav nalazi između tačaka B i C očvršćavanje počinju obrazovanjem primarnih kristala austenita. Tokom hlađenja legure u intervalu temperatura između likvidus i solidus linija, sastav kristala austenita se menja duž solidus linije JE, a sastav rastopa duž likvidus linije BC. U legurama sastava između tačaka B i E (legura V na slici 7.7) očvršćavanje se završava primarnom kristalizacijom austenita. Legure sastava između tačaka E i C kristalizacija počinje obrazovanjem primarnih kristala austenita, a završava se eutektičkom transformacijom. U toku primarne kristalizacije sastav austenita se menja po liniji JE i na eutektičkoj temperaturi od 11470C on odgovara tački E (2,06%C). Sastav rastopa se menja duž likvidus linije BC i na eutektičkoj temperaturi on odgovara tački C (4,3%C). Rastop ovog sastava stupa u eutektičku reakciju i transformiše se eutektikum ledeburit. Tako posle završene primarne kristalizacije u strukturi ovih legura se nalaze primarni kristali austenita (γE) i ledeburita (γE + Fe3C). Ovaj ledeburit je pri hlađenju postojan do eutektoidne temperature od 7230C i često se označava kao ledeburit I, da bi se razlikovao od ledeburita u kome je na 7230C eutektoidnom reakcijom austenit transformisan u perlit i koji se označava kao ledeburit II. Legure sastava koji odgovara tački C primarnu kristalizaciju počinju i završavaju eutektičkom reakcijom. Legure koje sadrže više od 4,3%C (nadeutektičke legure) primarnu kristalizaciju počinju izdvajanjem primarnog cementita Fe3C' u temperaturnom intervalu između likvidus linije i eutektičke izoterme. Rastop pri tome menja sastav duž likvidus linije DC. Na eutektičkoj temperaturi rastop dostiže sastav definisan tačkom C (4,3%C). Iz ovog rastopa eutektičkom reakcijom se obrazuje ledeburit I. U strukturi legure posle primarne kristalizacije se nalaze igličasti primarni kristali cementita Fe3C' okruženi ledeburitom (γE + Fe3C). Već pomenuta podela legura sistema železo – ugljenik na čelike i livena gvožđa izvršena je na osnovu strukture primarne kristalizacije. Čelici su legure koje primarnu klristalizaciju završavaju bez eutektičke transformacije. Dakle, to su legure sa sadržajem ugljenika manjim od sadržaja datog tačkom E. Livena gvožđa su legure železa i ugljenika sa sadržajem ugljenika većim od sadržaja datog tačkom E. Dakle, livena gvožđa su legure čija se primarna kristalizacija završava eutektičkom transformacijom. Prema tome, struktura gvožđa se, osim od primarnih kristala austenita ili cementita, sastoji od ledeburita, koji predstavlja eutektičku smešu austenita i cementita [7]. Konačna struktura legura sistema Fe-Fe3C, postojana na sobnoj temperaturi, se formira u procesu sekundarne kristalizacije. 7.4.1.2. SEKUNDARNA KRISTALIZACIJA LEGURA Fe – Fe3C Sekundarna kristalizacija kod legura sistema Fe – Fe3C je posledica polimorfizma i promene rastvorljivosti ugljenika u feritu i austenitu sa sniženjem temperature. Kako je već rečeno, sve legure sa sadržajem ugljenika do 6,67% nakon očvršćavanja sadrže austenit u određenom temperaturnom intervalu. Pri hlađenju austenit se na eutektoidnoj temperaturi transformiše u perlit. Ovoj transformaciji ne podležu jedino legure sa sadržajem ugljenika manjim od sadržaja koji odgovara tački P. Legure čiji je sadržaj ugljenika niži od sadržaja datog tačkom P (0,020%C) pri hlađenju iz austenitnog područja podležu transformaciji γ/α u temperaturnom intervalu između linija GOS (početak transformacije) i GP (završetak transformacije). Transformacija se odvija tako što se iz kristala austenita izdvajaju ugljenikom siromašni kristali ferita, dok se preostali austenit bogati ugljenikom. Na Kiri temperaturi (7690C) izlučeni ferit prelazi iz

paramagnetnog u feromagnetno stanje. Transformacija (sekundarna kristalizacija) se završava na liniji GP, tako da je ispod ove linije legura jednofazna i sastoji se od kristala ferita (αferita, α-čvrstog rastvora). Pošto se rastvorljivost ugljenika u feritu ispod eutektoidne temperature značajno smanjuje, kada pri hlađenju temperatura dostigne GP liniju, iz ugljenikom presićenog ferita počinje izlučivanje tercijarnog cementita (Fe3C''') po granicama zrna ferita. Na sobnoj temperaturi, struktura se sastoji od kristala ferita i izlučenog tercijarnog cementita (izuzev ako je sadržaj ugljenika niži od sadržaja datog tačkom Q). Legura sa 0,8%C, eutektoidni čelik. Sekundarna kristalizacija ovog čelika pri hlađenju iz austenitne oblasti se vrši neposrednim razlaganjem u perlit na eutektoidnoj temperaturi. Promenu strukture pri ovoj transformaciji šematski ilustruje slika 7.8.

Slika 7.8. Šematski prikaz struktura eutektoidnog čelika iznad i ispod eutektoidne temperature [4] Na temperaturi od oko 8000C (tačka a na slici 7.8) struktura legure se sastoji od austenitnih zrna. Na eutektoidnoj temperaturi austenit se izotermalno razlaže u heterogenu smešu ferita i cementita, koja se, kako je rečeno, naziva perlit (od engleskog pearl, biser, jer podseća na nisku bisera kada se posmatra pod manjim uvećanjem). Primenom pravila poluge se može utvrditi da perlit sadrži 88% ferita i 12% cementita [2]. Na krivoj hlađenja se pri ovoj transformaciji javlja zastoj (transformacija A1), pošto je sistem tada u trofaznoj ravnoteži.

Pri eutektoidnoj transformaciji najčešće nastaje lamelarni perlit (tačka b na slici 7.8), koji se sastoji od naizmeničnih lamela, pločica, ferita i cementita. Širina tih lamela je 7,3:1 u korist ferita. Rastojanje između istorodnih lamela je približno konstantno [7].

Slika 7.9. Mikrofotografija perlitne strukture eutektoidnog čelika, koja se sastoji od lamela ferita (svetla faza) i cemetita (tamna faza) [4] Lamelarna mikrostruktura perlita prikazana je na slici 7.9. Vidi se da po obliku pločice cementita mogu biti ravne, iskrivljene i izlomljene. Orijentacija perlitnih pločica je u svakom perlitnom zrnu različita.

Slika 7.10. Šematski prikaz formiranja perlita iz austenita; smerovi difuzije atoma ugljenika su prikazani strelicama [4] Na slici 7.10 šematski je prikazan proces formiranja lamelarnog perlita iz austenita. Lamelarni (pločasti) oblik perlita se formira zbog toga što je pri obrazovanju takve strukture put difuzije atoma ugljenika najkraći.

Oblik cementita u perlitu određen je uslovima hlađenja. Pri veoma sporom hlađenju ili žarenju na oko 7000C formira se zrnasti (globularni) perlit, pošto pod uticajem površinskog napona cementit dobija sferični oblik (slika 7.11).

Slika 7.11. Mikrofotografija globularnog perlita. 500x Ferit i cementit su svetili, pa bi i perlit kao njihova smeša, morao biti svetao. Međutim, pri nagrizanju azotnom ili pikrinskom kiselinom ferit se mnogo jače nagriza i rastvara, a cementit ostaje uzdignut u reljefu. Upadna svetlost, koja kod većine mikroskopa koso pada na površinu šlifa, baca senku iza uzdignutih lamela cmentita, tako da se pri metalografskom posmatranju uzorka javlja efekat svetlo – tamno i perlit se pod mikroskopom vidi kao niz svetlih i tamnih polja koja se naizmenično ponavljaju (slika 7.12).

Slika 7.12. Šematski prikaz preseka kroz perlit. Upadna svetlost stvara senke iza lamela cementita koje su izdignute u reljefu: a- cementit, b – ferit [2] Legure sa sadržajem ugljenika između tačaka P i S (od 0,02 – 0,8%) – podeutektoidni čelici. Kod ovih legura pri hlađenju iz austenitnog područja sekundarna kristalizacija počinje na liniji GOS. Tok ove kristalizacije je ilustrativno prikazan na slici 7.11. Na temperaturama iznad GOS linije (tačka c na slici 7.13) struktura se sastoji od kristala austenita. Na liniji fazne transformacije GOS (tačka Ar3) počinje transformacija austenita u ferit. Transformacija se odvija obrazovanjem feritnih zrna na granicama polaznih austenitnih zrna (tačka d na slici 7.13). U toku hlađenja kroz dvofazno područje α+γ, kristali austenita se, zbog izdvajanja ferita siromašnog na ugljeniku, bogate ugljenikom duž linije GOS. Pri tome se sastav kristala ferita menja duž linije GP. Sa sniženjem temperature količina kristala ferita se neprekidno povećava (tačka e na slici 7.13), što se može utvrditi primenom pravila poluge. Pri dostizanju Kiri temperature (Ar2) izlučeni ferit prelazi iz paramagnetnog u feromagnetno stanje. Na eutektoidnoj temperaturi izlučeni ferit ima sastav dat tačkom P (0,02%C), a preostali netransformisani austenit sastav dat eutektoidnom tačkom tačkom E (0,8%C). Ovaj austenit se eutektoidno razlaže u perlit, tako da se struktura legure ispod eutektoidne temperature (tačka f na slici 7.13) sastoji od ferita i perilita (feritno perlitna struktura).

Ferit koji nastaje transformacijom eustenita ispod GOS linije naziva se proeutektoidnim feritom (prefiks pro označava da se radi o feritu izlučenom pre eutektoidne transformacije). Termin proeutektoidni se koristi da bi se ovaj ferit razlikovao od ferita u perlitu, nastalog eutektoidnom transformacijom. Saglasno ovoj terminologiji, struktura podeutektoidnih čelika na sobnoj temperaturi se sastoji od proeutektoidnog ferita i perlita.

Slika 7.13. Šematski prikaz promene mikrostrukure podeutektoidnog čelika pri hlađenju iz jednofazne austenitne oblasti do temperature ispod A1 linije [4] Treba naglasiti da se tokom hlađenja podeutektoidnih čelika u oblasti ispod eutektoidne temperature iz ferita duž linije PQ izlučuje tercijarni cementit, koji se metalografski teško može identifikovati, jer se izdvaja na lamelama eutektoidnog perlita i na granicama feritnih zrna u vrlo disperznom obliku [7]. Odnos količina proeutektoidnog ferita i perlita zavisi od sadržaja ugljenika u podeutektoidnom čeliku. Što je veći sadržaj ugljenika, veći je i sadržaj perilita i obrnuto. Ako u mikrostrukturi preovladava proeutektoidni ferit, on se izdvaja u vidu krupnih zrna, između kojih se nalaze ostrvca perlita (slika 7.14). Ako, pak, u mikrostrukturi čelika preovladava perlit (C > 0,65%), proeutektoidni ferit ima oblik mreže po granicama perlitnih zrna.

Slika 7.14. Mikrofotografija strukture čelika sa 0,38mas.%C: proeutektoidni ferit (svetlo) i ostrvca perlita [4] Legure sa sadržajem ugljenika između tačaka S i E (od 0,8% do 2,06%C) – nadeutektoidni čelici. Evolucija mirkostrukture ovih legura pri hlađenju šematski je prikazana na slici 7.15. Kod ovih legura pri hlađenju iz austenitnog područja (tačka g na slici 7.15) sekundarna kristalizacija počinje na liniji SE, liniji granične rastvorljivosti ugljenika u austenitu, izdvajanjem sekundarnog cementita po granicama zrna polaznih austenitnih zrna (tačka h na slici 7.15), analogno izdvajanju proeutektoidnog ferita. Po toj analogiji, sekundarni cementit se često naziva proeutektoidnim cementitom, pošto njegovo izdvajanje prethodi eutektoidnoj reakciji. Tokom hlađenja izdvaja se sve veća količina sekundarnog cementita, zbog čega austenit neprekidno siromaši na ugljeniku. Na eutektoidnoj temperaturi u austenitu je rasvoreno još samo 0,8%C. Austenit ovog sastava se eutektoidno razlaže u perlit. Ispod eutektoidne temperature struktura čelika se sastoji perilita i od traka sekundarnog (proeutektoidnog) cementita po granicama nekadašnjih austenitnih zrna, koje okružuje perlitna zrna (tačka i na slici 7.15). Količina sekundarnog cementita na granicama zrna se povećava sa povećanjem sadržaja uglljenika u leguri, što se može utvrditi primenom pravila poluge, i on postaje sve grublji. Kao i kod podeutektoidnih i eutektoidnih, tako i kod nadeutektoidnih legura pri hlađenju do sobne temperature dolazi do izlučivanja tercijarnog cementita iz eutektoidnog ferita po liniji PQ, ali se on metalografski gotovo da ne može identifikovati. Jačim nagrizanjem azotnom kiselinom, perlit koji čini osnovu legure, postaje taman sve do crne boje, dok se cementit na granicama perlitnih zrna ne nagriza i ostaje svetao (slika 7.16). Nasuprot tome, alkalni rastvor natrijum-pikrata tamno nagriza sekundarni cementit, dok finolamelarni perlit ostaje svetao [2]. Izdvajanje sekundarnog cementita po granicama zrna nastaje samo pri relativno sporom hlađenju. Pri bržem hlađenju ugljenik nema vremena da difunduje iz unutrašnjosti do

grnica austenitnih zrna. U tom slučaju sekundarni cementit se potpuno ili delimično izdvaja unutar austenitnih zrna u obliku dugih iglica. Ako je hlađenje još brže, izdvajanje sekundarnog cementita je potpuno sprečeno, pa dolazi do kristalizacije finolamelarnog perlita presićenog ugljenikom [2]. Sekundarni cementit izdvojen u vidu iglica ili mreže po granicama zrna je nepoželjan, jer je u tom slučaju veza između žilavih perlitnih zrna isprekidana veoma tvrdim mikrokonstituentom, kakav je sekundarni cementit. Zbog toga se u nadeutektoidnim čelicima sekundarni cementit, a istovremeno i lamele cementita u perlitu, prevodi mekim žarenjem u globularni oblik, koji je pogodniji za mehaničku obradu i kaljenje [2].

Slika 7.15. Šematski prikaz promene mikrostrukture nadeutektoidnog čelika pri hlađenju iz jednofazne austenitne oblasti do temperature ispod A1 linije [4] Kada sadržaj ugljenika u legurama pređe sadržaj od 2,06mas.%, javlja se novi mikrokonstituent - eutektikum ledeburit. Legure sa tako visokim sadržajem ugljenika nisu više kovne zbog velike količine krtog cementita i nazivaju se livenim gvožđima. Livena gvožđa, koja kristališu prema metastabilnom dijagramu stanja Fe – Fe3C na prelomu imaju srebrno belu boju, pa se nazivaju belim livenim gvožđima.

Livena gvožđa koja kristališu pretežno prema stabilnom dijagramu stanja Fe – Cgr, i kod kojih se veliki deo ugljenika nalazi u slobodnom stanju u vidu grafita, a u vezanom stanju u vidu cementita se nalazi ne više 0,8% ugljenika, na prelomu imaju sivu boju i nazivaju se sivim livenim gvožđima.

Sllika 7.16. Mikrofotografija nadeutektoidnog čelika sa 1,14mas.%C: proeutektoidni cementit (svetlo) i perlit [4]

Slika 7.17. Mikrostruktura belog livenog gvožđa na sobnoj temperaturi: a- podeutektičko liveno gvožđe (perlit tamno i ledeburit II, sekundarni cementit nije prikazan); б – eutektičko liveno gvožđe (perlit tamno, cementit svetlo); в – nadeutektičko liveno gvožđe (primarni cementit svetlo i ledeburit II) Legure sa 4,3mas.%C – eutektičko liveno gvožđe. Kao što je već rečeno, eutektički rastop sa 4,3mas.%C izotermalno očvršćava neposredno u eutektikum ledeburit. Pri hlađenju ove legure ispod eutektičke temperature sekundarna kristalizacija počinje izdvajanjem sekundarnog cementita iz eutektičkog austenita. Iz tog razloga eutektički austenit siromaši na ugljeniku po liniji ES. Neposredno iznad eutektoidne temperature struktura legure se sastoji od ledeburita i sekundarnog cementita. Kada temperatura dostigne liniju eutektodine transformacije (A1), prisutni austenit u ledeburitu transformiše se u perlit, čime nastaje

ledeburit II, transformisani ledeburit (slika 7.17,б). Za razliku od visokotemperaturnog ledeburita (ledeburita I), koji se sastoji od austenita i cementita, ledeburit II se sastoji od perlita i cementita. Na nekim dijagramima stanja Fe-Fe3C, na kojima su date oblasti postojanosti pojedinih mikrokonstituenata (slika 7.18), ledeburit II je označen kao transformisani ledeburit (engle. transformed ledeburite).

Slika 7.18. Dijagram stanja Fe-Fe3C sa označenim oblastima postojanosti pojedinih faza i mikrokonstituenata u engleskoj teminologiji Struktura eutektičkog livenog gvožđa neposredno ispod eutektoidne temperature se sastoji od ledeburita II i sekundarnog cementita. Sa sniženjem temperature iz eutektoidnog ferita u perlitu izlučuje se tercijarni cementit po liniji PQ, ali ga je metalografski gotovo nemoguće identifikovati, pošto se izdvaja na već postojećim lamelama cementita. Legure sa sadržajem ugljenika između tačaka E i C (između 2,06 i 4,3mas.%) – podeutektička livena gvožđa. Nakon primarne kristalizacije, neposredno ispod eutektičke temperature, struktura legura se sastoji od primarnog austenita i ledeburita I. Tokom daljeg hlađenja ispod eutektičke temperature iz primarnog i eutektičkog austenita se izdvaja sekundarni cementit duž linije ES. Neposredno iznad eutektoidne temperature struktura se sastoji od primarnog austenita, sekundarnog cementita i ledeburita I, kako je naznačeno i na dijagramu na slici 7.18. Međutim, sekundarni cementit delimično srašćuje sa karbidnom osnovom ledeburita, pa se često ne uočava kao poseban mikrokonstituent. Na eutektoidnoj temperaturi od 7230C austenit sadrži 0,8%C i eutektoidno se razlaže u perlit. Time se ledeburit I transformiše u ledeburit II. Neposredno ispod eutektoidne temperature struktura legura se sastoji od perlita (nastalog transformacijom primenog austenita) i ledeburita II, dok se sekundarni cementit posebno ne uočava (slika 7.17a). Pri manjim uvećanjima razlika između ledburita I i ledeburita II se ne može zapaziti. Međutim, pri većim uvećanjima može se prepoznati perlitna struktura nekadašnjih primarnih i eutektičkih austenitnih kristala. Tokom daljeg hlađenja do sobne temperature iz ferita u perlitu se po liniji PQ izdvaja tercijarni cementit.

Legure sa sadržajem ugljenika većim od 4,3% – nadeutektička livena gvožđa. Struktura ovih leguraposle primarne kristalizacije, kako je rečeno, sastoji se od igličastog primarnog cementita i ledeburita I. Kao i kod prethodnih legura, tokom hlađenja ispod eutektičke temperature iz austenita se izlučuje sekundarni cementit. Na eutektoidnoj temperaturi eutektički austenit zbog toga sadrži samo 0,8%C i razlaže se u perlit. Neposredno ispod eutektoidne temperature struktura se sastoji od primarnog cementita i ledeburita II (slika 7.17в). Pri daljem hlađenju do sobne temperature se, kao i kod svih prethodnih legura, iz eutektoidnog ferita izlučuje tercijarni cementit. Iz gore navedenog može se zaključiti da se u strukturi legura Fe-Fe3C posle primarne kristalizacije javlja veći broj faza i mikrokonstituenata, dok se posle sekundarne kristalizacije struktura sastoji samo od dve faze: ferita i cementita.

7.4.2. STABILNI DIJAGRAM STANJA Fe – Cgr Stabilni dijagram stanja prikazan je isprekidanim linijama na slici 7.5. Radi kompletnijeg uvida, na slici 7.19 dati su metastabilni, stabilni i objedinjeni dijagram stanja sistema Fe-C. Kao što je rečeno, cementit Fe3C nije stabilan i kod većih sadržaja ugljenika pri vrlo sporom hlađenju ili dodatkom nekog hemijskog elementa za pospešivanje razlaganja (grafitizatora) se razlaže na železo i grafit po reakciji: Fe3C → 3Fe + C. Grafit kao stabilna faza može da se izdvaja i direktno iz rastopa. Proces obrazovanja grafita se naziva grafitizacijom. Kako je već rečeno, gvožđa kod kojih se najveći deo ugljenika nalazi u slobodnom stanju u vidu grafita, a u vidu cementita se nalazi ne više od 0,8%C (gvožđa sa perlitnom ili feritno-perlitnom osnovom u kojoj je smešten grafit), nazivaju se sivim livom. Postoje i melirana (mešana) livena gvožđa, kod kojih je najmanje 2%C vezano u vidu cementita (gvožđa koja pored ledeburita i cementita sadrže i deo ugljenika u obliku grafita) [2]. Belo liveno gvožđe obično se koristi kao sirovina za dobijanje čelika. Sivo liveno gvožđe (sivi liv) ima znatno veću tehničku primenu. Prisustvo perlita u sivom livenom gvožđu svedoči o tome da kristalizacija ovog gvožđa protiče delimično po stabilnom, a delimično po metastabilnom dijagramu stanja.

Slika 7.19. Metastabilni (a), stabilni (b) i objedinjeni dijagram stanja Fe - C

Kod stabilnog sistema temperature transformacija su pomerene ka višim vrednostima u odnosu na metastabilni, a karakteristične tačke ka nižim sadržajima ugljenika (slike 7.5 i 7.19c). Saglasno tome, eutektička transformacija se odigrava na temperaturi od 11530C (linija E'C'F'), a eutektoidna na 7380C (linija P'S'K'). Kao što je rečeno, u literaturi iz različitih godina izdanja položaji pojedinih tačaka na dijagramu se razlikuju prema sadržaju ugljenika i temperaturi. To je vezano za periodično inoviranje podataka na osnovu rezultata novih istraživanja. U ovom materijalu uglavnom su korišćeni podaci koje je naveo Šuman [2], tako da su navedeni podaci o temperaturama eutektičke i eutektoidne transformacije u stabilnom sistemu preuzeti iz tog izvora. Eutektička transformacija sa obrazovanjem grafita je termodinamički moguća samo ako se rastop pothladi do intervala temperatura između 1147 i 11530C (između linija ECF i E'C'F'). Eutektoidna transformacija sa obrazovanjem grafita je termodinamički moguća ako se austenit pothladi od intervala temperatura između 723 i 7380C (između linija PSK i P'S'K'). Pri temperaturama ispod ECF i PSK linije matična faza (rastop ili austenit) se može transformisati uz obrazovanje cementita, mada obrazovanje grafita nije isključeno. Obrazovanje ledeburita ispod 11470C i perlita ispod 7230C je olakšano kinetičkim faktorima, koji se sastoje u tome da kristalizacioni centri cementita imaju sastav mnogo bliži sastavu rastopa ili austenita nego centri kristalizacije grafita. Zbog toga se rast centara kristalizacije otežava potrebom odvođenja atoma železa. Na taj način, pri povećanim stepenima pothlađenja nastajanje strukture sa cementitom je mnogo lakše, nego sa grafitom. Odatle sledi značajan zaključak: sporo hlađenje livenog gvožđa doprinosi obrazovanju strukture sa grafitom, a ubrzano hlađenje – sa cementitom. U realnim odlivcima različita brzina hlađenja se može stvoriti veštački, korišćenjem različitih materijala kalupa (metalni ili peščani) u kojem kristališe liveno gvožđe. Različita brzina hlađenja može biti uslovljena i različitom debljinom zidova odlivka, što takođe utiče na struktura odlivka [10]. Kristalizacija grafita je umnogome olakšana kada u rastopu postoji osnova za obrazovanje klica. Kao takva osnova najčešće služe fine čestice samog grafita, zaostale u rastopu pri pretapanju livenog gvožđa. Grafitizacija iz rastopa i grafitizacija od raspada primarnog i eutektičkog cementita se naziva primarnom grafitizacijom. Izlučivanje sekundarnog grafita iz austenita se naziva intermedijatnom grafitizacijom. Obrazovanje eutektoidnog grafita i grafita koji je rezultat raspada cementita koji ulazi u sastav perlita, naziva se sekundarnom grafitizacijom [10]. U daljem tekstu će biti razmotrena primarna i sekundarna kristalizacija po stabilnom dijagramu stanja Fe – Cgr. Legure sa sadržajem ugljenika između tačaka E' i C' – podeutektičko sivo liveno gvožđe. Ove legure kristalizaciju počinju kada temperatura pri hlađenju dostigne likvidus liniju BC'. Tada iz rastopa počinje izdvajanje primarnih kristala austenita. Tokom hlađenja kroz dvofazno područje između likvidus i solidus linija sadržaj ugljenika u austenitu se povećava duž solidus linije JE', a u rastopu se povećava duž likvidus linije BC' i na eutektičkoj temperaturi dostiže eutektičku koncentraciju od 4,25%. Rastop ovog sastava očvršćava po eutektičkoj reakciji u grafirni eutektikum, koji se sastoji od austenita, sastava datog tačkom E' (2,03%C), i čistog grafita. Pri daljem hlađenju ispod eutektičke temperature usled smanjenja rastvorljivosti ugljenika u austenitu po liniji E'S' izdvaja se sekundarni grafit. Sekundarni grafit se izdvaja uglavnom na već postojećem eutektičkom grafitu. Na eutektoidnoj temperaturi austenit sadrži još samo 0,69%C i eutektoidno se razlaže u grafitni eutektoid, koji se sastoji od ferita i grafita. Na taj način se dobija feritno-grafitna struktura gvožđa. Međutim, ovakva struktura se može dobiti samo u eksperimentalnim uslovima ili naknadnom termičkom obradom, jer se u praksi pri eutektoidnoj reakciji pored grafita redovno izdvaja i cementit, pa se pored grafitnog eutektoida dobija i perlit.

Legure sa sadržajem ugljenika između tačaka C' i D' – nadeutektičko sivo liveno gvožđe. Kod ovih legura očvršćavanje počinje izdvajanjem primarog ugljenika štapićastog (stubičastog) oblika duž linije C'D'. Zbog male gustine primarni ugljenik isplivava iz rastopa (segregacija po gustini) i na površini odlivka stvara penastu masu – grafitnu penu. Zbog toga se primarni grafit retko nalazi u strukturi, a nadeutektički sivi liv retko kada sadrži više od 4,5%C. Izlučivanjem grafita rastop siromaši na ugljeniku duž likvidus linije D'C' i na eutektičkoj temperaturi od 11530C sadrži 4,25%C. Rastop ovog sastava se eutektički transformiše u grafitni eutektikum, koji se, kako je rečeno, sastoji od austenita i grafita. Strukturne promene tokom daljeg hlađenja legura su istovetne opisanim promenama u podeutektičkim legurama. Iste promene se odnose i na eutektičku leguru [2]. Na sobnoj temperaturi struktura sivog liva, očvrslog po stabilnom sistemu, se sastoji od grafitnog eutektikuma, feritno-grafitnog eutektoida i sekundarnog grafita [2]. Iz izloženog sledi da između mikrokonstituenata u metastabilnom i stabilnom sistemu železo – ugljenik postoje sledeće razlike: u metastabilnom sistemu se obrazuje eutektikum ledeburit, u stabilnom – grafitni eutektikum, u metastabilnom sistemu se izlučuje sekundarni cementit, u stabilnom – sekundarni grafit, u metastabilnom sistemu se obrazuje eutektoid perlit, u stabilnom – grafitni eutektoid (feritno – grafitni eutektoid). Oblik izdvojenog grafita u livenom gvožđu može biti različit, zavisno od uslova hlađenja, naknadnog termičkog tretmana (žarenja) i eventualno prisutnih legirajućih elemenata. U nelegiranom sivom livu ugljenik se izdvaja u vidu krupnih pločica (lamela), kako je prikazano na slici 7.20.

Slika 7.20. Krupne grafitne lamele u nelegiranom sivom livu [10] Pri vrlo maloj brzini hlađenja ili držanju u intervalu temperatura 738 – 7230C (između linija P'S'K' i PSK) dolazi do potpune transformcije austenita u ferit i dobija se feritna metalna osnova sa uključcima grafita, to jest struktura ferit + grafit (slika 7.21a). Pri nešto većoj brzini hlađenja deo austenita, koji se nalazi u okolini grafitnih lamela pri hlađenju u temperaturnom intervalu između P'S'K' i PSK linija transformiše se u ferit, a preostali deo austenita, udaljeniji od grafitnih lamela, pothlađuje se do ispod linije PSK i razlaže na perlit. Dobija se sivo liveno gvožđe na perlitno – feritnoj osnovi sa grafitnim uključcima (slika 7.21б), sa višim mehaničkim svojstvima u odnosu na liveno gvožđe sa feritnom osnovom. Pri velikoj brzini hlađenja transformacija austenita u ferit u temperaturnom intervalu između P'S'K' i PSK linija ne protiče i ispod linije PSK austenit se razlaže u perlit, pa se dobija perlitna metalna osnova sa grafitnim lamelama, to jest struktura perlit – grafit (slika 7.21в). Ovo je najbolja struktura sivog livenog gvožđa, koje se može primeniti kao antifrikciona legura za klizne ležajeve [11]. Na taj način, pri kristalizaciji sivog livenog gvožđa nezavisno od sadržaja ugljenika moguće je dobiti strukture prikazane na slici 7.21. Analizom ovih struktura dolazi se do zaklčjučka da je metalna osnova sivog livenog gvožđa slična strukturi podeutektoidnog i

eutektoidnog čelika, pa se, saglasno tome, siva livena gvožđa mogu posmatrati kao čelici sa grafitnim ukljčcima [11].

Slika 7.21. Mikrostruktura sivog livenog gvožđa sa krupnim lamelarnim grafitom (levo) i njen grafički prikaz (desno): a – na feritnoj osnovi; б – na feritno-perlitnoj osnovi; в – na perlitnoj osnovi [11]

7.5. TERMIČKA OBRADA ČELIKA Pod termičkom obradom se podrazumevaju tehnološki procesi kojima se putem termičkog delovanja menja struktura i postižu zadata svojstva metala i legura. Termička obrada predstavlja tehnološku operaciju, koja se sastoji od zagrevanja do zadate temperature, držanja na toj temperaturi određeno vreme i hlađenja određenim načinom i brzinom [1,12,13,14]. Termička obrada ima posebno veliki značaj kod čelika. Ni kod jedne druge legure termička obrada ne daje takve efekte promene svojstava kao kod čelika. Njome se u znatnoj meri mogu promeniti mehanička i druga svojstva čelika i prilagoditi njegovoj primeni. Vid termičke obrade određen je vrstom faznih i strukturnih preobražaja. Danas se metode (vidovi, postupci) termičke obrade najčešće dele na: žerenje, kaljenje, otpuštanje i starenje. Žarenje se primenjuje radi dostizanja ravnotežnog stanja ili stanja bliskog njemu. Žarenje se može može izvoditi bez fazne (polimorfne) transformacije (žarenje I vrste) i žarenje sa faznom transformacijom (žarenje II vrste) [1,12,13]. Žarenje I vrste se izvodi radi homogenizacije, uklanjanja unutrašnjih naprezanja i rekristalizacije. Ukoliko se tokom ovog žarenja i javlja fazna transformacija, ona je samo prateći proces i nema odlučujući uticaj na rezultate žarenja. Žarenje II vrste (fazna prekristalizacija) se sastoji od zagrevanja iznad AC3 (ili iznad AC1) uz naknadno sporo kontinualno ili stepenasto (izotermalno) hlađenje. Primer ovakvog žarenja je normalizacija (hlađenje na mirnom vazduhu) [1]. Kaljenje se deli na dva vida: kaljenje bez polimorfne transformacije i kaljenje na martenzit (kaljenje sa polimorfnom transformacijom) [13]. Prema zagrevanoj zapremini pri kaljenju, kaljenje se deli na zapreminsko i površinsko. Prema načinu hlađenja, kaljenje može biti kontinualno, sa prekidom (kaljenje u dva sredstva), stepenasto, izotermalno itd. Otpuštanje se vrši na legurama koje su zakaljene na martenzit. Starenje se primenjuje na legurama koje su zakaljene bez polimorfnog preobražaja. Pre detaljnijeg razmatranja osnovnih metoda termičke obrade čelika, potrebno je upoznati se sa osobenostima transformacija koje se odigravaju pri zagrevanju i hlađenju čelika.

7.5.1. FAZNE TRANSFORMACIJE PRI ZAGREVANJU ČELIKA Termička obrada čelika se u najvećoj meri bazira na eutektoidnoj reakciji razlaganja austenita na ferit i cementit. Zavisno od postupka termičke obrade menja se način razlaganja austenita, a time i mehanička svojstva čelika. Stoga se pri mnogim postupcima termičke obrade čelici sa feritno-karbidnom strukturom zagrevaju do temperatura egzistiranja austenita. Takva operacija se naziva austenitizacijom. Transformacija feritno-karbidne strukture u austenit može se razmotriti sa stanovišta teorije kristalizacije, prema kojoj obrazovanje nove faze počiva na stvaranju centara kristalizacije i njihovom daljem rastu. Pri zagrevanju eutektoidnog čelika do temperature AC1 (linija PSK) rastvara se manja količina cementita u feritu po liniji QP. Daljim zagrevanjem preko temperature AC1 na granicama feritne i cementitne faze u perlitu nastaju klice austenita, u kojima je rastvoren ugljenik (slika 7.22a). One rastu kako na stranu ferita, tako i na stranu cementita. Tokom njihovog rasta obrazuju se nove klice austenita, a proces razlaganja cementita se nastavlja (slike 7.22 b i c). Proces transformacije perlita u austenit se završava kada se bivše perlitno

zrno ispuni austenitnim zrnima (slika 7.22d). U procesu transformacije prvo isčezava ferit, a zatim cementit. Posle rastvaranja cementitnih čestica koncentracija ugljenika u različitim delovima austenitnih zrna je nejednaka. Na mestima gde je ranije bio raspoređen ferit koncentracija ugljenika je manja, nego na mestima gde se ranije nalazio cementit. Tokom daljeg držanja na zadatoj temperaturi dolazi do ujednačavanj koncentracije po zapremini austenita (homogenizacija) [12].

Slika 7.22. Šematski prikaz obrazovanja austenitnih zrna u perlitu u procesu zagrevanja [15] Pri zagrevanju podeutektoidnog čelika, feritno – perlitne strkture, proces austenitizacije takođe počinje po dostizanju AC1 temprature (linija PS). Perlit se pri tome transformiše u austenit na opisani način i dobija se feritno – austenitna struktura. Daljim zagrevanjem do temperature AC3 (linija GOS), preostali ferit se postepeno transformiše u austenit, pa struktura čelika postaje čisto austenitna. Pri zagrevanju nadeutektoidnih čelika, strukture perlit + sekundarni cementit, transformacija perlitnih zrna u austenit takođe počinje na temperaturi AC1 (linija SK). U odnosu na prethodni slučaj, razlika se sastoji u tome što se tokom daljeg zagrevanja u austenit transformiše sekundarni cementit (rastvara se u austenitu). Ova transformacija se završava u kritičnoj tački Acm (linija SE). Brzina transformacije feritno – cementitne strukture u austenit zavisi od temperature zagrevanja i veličine lamela ferita i cementita. Što su ove lamele tanje, proces austenitizacije je brži. Tokom austenitizacije (zagrevanje iznad tačaka AC1 ili AC3) formira se sitno austenitno zrno. Pošto granice zrna poseduju povišenu energiju, tokom produženog držanja na temperaturi austenitizacije ili povišenja temperature dolazi do spontanog rasta zrna, što smanjuje ukupnu dužinu granica zrna. Svi čelici se, prema sklonosti ka rastu austenitnog zrna, dele na dve grupe: nasledno krupnozrne i nasledno sitnozrne. Kod nasledno krupnozrnih čelika austenitno zrno počinnje brzo da raste i pri neznatnim pregrevanjima iznad AC3 tačke. Kod nasledno sitnozrnih čelika, austenitno zrno ostaje sitno do temperatura koje znatno prevazilaze kritične, ali pri većim pregrevanjima i kod ovih čelika počinje nagli rast austenitnog zrna [12]. Sklonost austenitnog zrna ka rastu zavisi od načina topljenja i dezoksidacije čelika i sastava šarže. Čelici dezoksidisani aluminijumom spadaju u nasledno sitnozrne, pošto se u njima obrazuju disperzne čestice AlN, koje koče rast austenitnih zrna.

Skoro svi legirajući elementi usporavaju rast austenitnog zrna. Izuzetak je mangan, koji potpomaže rast zrna. Najjače, rast zrna koče karbidotvorni elementni Cr, Mo, W, V, Nb i Ti, ako obrazuju specijalne karbide. Veličina austenitnog zrna je važna karakteristika čelika. Pri hlađenju posle austenitizacije produkti transformacije se formiraju u granicama svakog austenitnog zrna. Što su grublja austenitna zrna, grublji su i produkti transformacije pri hlađenju, što snižava plastičnost i udarnu žilavost. Stoga se pri izvođenju termičke obrade, uz retke izuzetke, teži dobijanju sitnozrne strukture [12]. Zagrevanje do temperatura koje znatno prevazilaze kritične tačke, praćeno obrazovanjem krupnog austenitnog zrna, naziva se pregrevanjem. Posledice pregrevanja se u većini slučajeva mogu ispraviti dopunskom termičkom obradom. Pregrevanje treba razlikovati od pregorevanja, koje nastaje pri držannju čelika na vrlo visokim temperaturama u oksidativnoj atmosferi. Pregorevanje je praćeno intenzivnom oksidacijom i obrazovanjem oksida na granicama austenitnih zrna. Pregorevanje predstavlja nepopravljivi škart. Austenitizacija predstavlja žarenje II vrste.

7.5.2. FAZNE TRANSFORMACIJE PRI NERAVNOTEŽNOM HLAĐENJU ČELIKA Transformacija austenita pri hlađenju ispod Ar1 tačke, zavisno od temperature pothlađenja, ostvaruje se po različitim mehanizmima. Neko vreme, austenit može ostati netransformisan ispod Ar1 tačke i tada se naziva pothlađenim austenitom. Pri relativno malim pothlađenjima ispod Ar1 tačke dolazi do difuzione transformacije pothlađenog austenita u perlit, pa se ova transformacija naziva i perlitnom transformacijom. U slučaju velikih pothlađenja ispod Ar1 tačke, kada difuzioni procesi bivaju jako usporeni, počev od određene temprature, koja se označava kao tačka Ms, odvija se bezdifuziona transformacija pothlađenog austenita u martenzit, mikronstituent koji je naziv dobio prema nemačkom metalurgu Martensu. U temperaturnoj oblasti ispod intervala perlitne transformacije, ali iznad Ms temperature, protiče intermedijatna transformacija u bejnit, mikronstituent nazvan po američkom metalurgu Bejnu (E. C. Bain). Bejnitna transformacija nosi karakteristike i difuzione i bezdifuzione transformacije [12]. Vrlo pregledan prikaz promene temperature razlaganja austenita zavisno od brzine hlađenja kod čelika sa 0,45mas.%C daje dijagram pothlađenja F. Wevera i A. Rosea (slika 7.23). Pri malim brzinama hlađenja (do 500C/s) linije Ar3 i Ar1 su međusobno značajno razdvojene. Proeutektoidni ferit se izdvaja počev od Ar3 temperature, a na Ar1 temperaturi preostali austenit se transformiše u perlit. Sa povećanjem brzine hlađenja u području između Ar3 i Ar1 temperatura se izdvaja sve manje ferita, jer se ove temperature međusobno približavaju. Pri tome se oblik ferita iz zrnastog menja u trakasti, koji se raspoređuje po granicama austenitnih zrna. Pri brzini hlađenja od 500C/s dolazi do spajanja ovih dveju linija, pa se proeutektoidni ferit više ne izdvaja, već nastaje samo finolamelarni perlit. Struktura ovog perlita je toliko fina da pod malim mikroskopskim uvećanjima izgleda homogena i različita od uobičajene strukture perlita. Ovakav finolamelarni perlit je svojevremeno smatran novim mikrokonstituentom i nazvan je sorbit po engleskom metalurgu H. C. Sorbiju (Sorby). Ovaj se termin danas ne koristi, jer se ne radi o novom mikrokonstituentu, već o perlitu. Daljim povećanjem brzine hlađenja snižava se temperatura Ar1. Pri brzini hlađenja od 0 250 C/s dolazi do nagle promene mikrostrukture: pored perlita, koji nastaje na 6000C (Ar'),

po prvi put se pojavljuje već pomenuti mikrokonstituent martenzit, koji nastaje na 3000C (Ar'' ili Ms). Transformacija austenita pri hlađenju ovom brzinom počinje počinje u perlitnoj oblasti, ali ne protiče do kraja u ovoj oblasti. Preostali austenit je relativno stabilan i transformiše se tek po dostizanju tačke Ms grupnim pomeranjem atoma u rešetki (smicanjem) u martenzit. Brzina hlađenja pri kojoj se prvi put u strukturi javlja martenzit naziva se donja kritična brzina hlađenja.

Slika 7.23. Zavisnost temperature faznih transformacija od brzine hlađenja podeutektoidnog čelika sa 0,45%C Ako se dalje poveća brzina hlađenja menja se jedino količinski odnos martenzita i perlita, dok se zadržavaju vrednosti temperatura transformacije Ar' = 6000C i Ms = 3000C. Pod relativno malim mikroskopskim uvećanjima u mikrostrukturi se vide tamne mrlje u obliku rozeta (perlit koji se lako nagriza metalografskim reagensima) uložene u svetli martenzit. Kako se fina lamelarna struktura ovog perlita nije mogla videti bez elektronskog mikroskopa, svojevremeno je ova struktura pogrešno proglašena novim mikrokonstituentom i nazvana je trustit prema engleskom metalurgu Trustu (L. Troost). Danas se ovaj naziv više ne koristi. Pri brzinama hlađenja od oko 6000C/s perlit više nije prisutan i struktura je martenzitna uz zaostali austenit. Ova brzina hlađenja, pri kojoj se u strukturi više ne pojavljuje perlit, se naziva gornja kritična brzina hlađenja. Ako se brzina hlađenja i dalje povećava, više se ne menja ni položaj tačke Ms ni struktura. Kada se čelik hladi brzinama između donje i gornje kritične temperature, na nižim temperaturama, između temperatura stvaranja perlita i martenzita, nastaje struktura sastavljena od ferita i cementita, ali različita od perlita. Ta je već pomenuta međustruktura (intermedijatna struktura) nazvana bejnit po američkom metalurgu Bejnu. 7.5.2.1. AUSTENITNO – PERLITNA TRANSFORMACIJA Transformacija austenita u perlit uključuje dva posebna procesa: preraspodelu ugljenika (pošto se ugljenik koncentriše praktično samo u cementitu) i kristalografsku promenu (pošto su strukture ferita i cementita različite od struikture austenita) [17].

Ova transformacija se ostvaruje po difuzionom mehanizmu. Pri transformaciji ugljenikovi atomi difuzijom bivaju istisnuti iz čvrstog rastvora u rešetki γ-železa. Istisnuti atomi ugljenika jedine se sa železom i grade cementit Fe3C. Klice cementita se obrazuju na granicama austenitnih zrna i rastu ka unutrašnjosti tih zrna (slika 7.24a). Pojava klica cementita predstavlja početak transformacije u perlit. Okolina kristala cementita siromaši na ugljeniku i transformiše se u α-železo (slika 7.24b). Pošto je rastvorljivost ugljenika u αželezu vrlo mala, ugljenik koji se još nalazio u α-železu potiskuje se u susedna austenitna područja. Ova postaju presićena ugljenikom, pa sledi pojava novih kristala cementita i tako redom (slika 7.24c), uz obrazovanje kolonije perlita [2].

Slika 7.24. Šematski prikaz austentno – perlitne transformacije [2] Rast pojedinih kolonija perlita traje sve dok se ne sudare sa susednim kolonijama i odvija se do potpune transformacije austenitnih zrna u perlitna. Veličina perlitnih zrna (kolonija) je manja ukoliko je manje zrno pothlađenog austenita i ukoliko je veći stepen pothlađenja. Što je temperatura transformacije niža nastaje finija feritno-cementitna struktura, jer je rastojanje između lamela određeno pre svega brzinom difuzije ugljenika u austenitu. Kako se brzina difuzije smanjuje sa sniženjem temperature, to se smannjuje i međulamelarno rastojanje. Pri manjem stepenu pothlađenja, na temperaturi od oko 7000C, obrazuje se perlit sa međulamelarnim rastojanjem od 0,6 – 1μm koji ima tvrdoću 180 – 250 HBS. Ako se austenit pothladi do oko 6500C, međulamelarno rastojanje u perlitu iznosi 0,25 – 0,3 μm, a tvrdoća perlita iznosi 250 – 350 HBS. Pri pothlađenju austenita do 5500C obrazuju se veoma tanke i gusto pakovane perlitne lamele sa međurastojanjem od 0,1 – 0,15 μm, a takav perlit ima tvrdoću od 350 – 450 HBS [15]. 7.5.2.2. AUSTENITNO – MARTENZITNA TRANSFORMACIJA U mikrostrukturi čelika martenzit se pri sadržaju ugljenika većem od 0,8% javlja u obliku pločica koje se metalografski vide kao igličasti kristali, koji se seku pod određenim uglovima (slika 7.25). Pored pločastog postoji i paketasti martenzit (pri C < 0,5%), kod koga kristali martenzita imaju oblik tankih letvica (0,1-0,2 μm) usmerenih u jednom pravcu. Grupa ovih paralelnih kristala obrazuje paket (slika 7.26). Dijagram na slici 7.23. pokazuje da se austenit ne može potpuno pothladiti do sobne temperature ni pri vrlo velikoj brzini hlađenja (pri vrlo oštrom kaljenju). Posle ekstremno brzog hlađenja zaostaje znatan deo netransformisanog austenita, ali se određeni deo austenita transformiše u martenzit. Martenzit nastaje tako što se austenit sa FCC rešetkom transformiše u α-fazu sa prostorno centriranom tetragonalnom rešetkom. Kristali α-faze koji nastaju pri oštrom kaljenju po sastavu ne odgovaraju feritu u legurama železo – ugljenik, već sadrže onoliko ugljenika u čvrstom rastvoru koliko sadrži i austenit iz koga su nastali. Zbog brzog hlađenja ugljenik nema vremena da se izdvoji iz α-železa, pa α-železo koje je nastalo pri

kaljenju je veoma presićeno ugljenikom i zato nema više kubnu, već tetragonalnu prostorno centriranu rešetku i naziva se martenzit. Ugljenik zadržan u martenzitu u znatnoj količini izaziva velika mkronaprezanja i u velikom stepenu ometa kretanje dislokacija, čime ometa i plastičnu deformaciju. Martenzit je zbog toga tvrđi, ali i manje žilav od ferita. Ferit, kao što je navedeno, ima tvrdoću od 60HB, a martenzit od 800HB (65HRC). Nasuprot ovome, ferit ima znatno veću plastičnost (A = 50%) od martenzita (A ≈ 0%) [2].

Slika 7.25. Pločasti martenzit: a) šematski prikaz stvaranja iglica (pločica) martenzita u austenitnoj osnovi; b) početni stadijum martenzitne transformacije brzo hlađenog čeličnog uzorka do 1400C (500x); c) mikrostruktura istog uzorka sa napredovalom martenzitnom transformacijom pri brzom hlađenju do 1000C (500x) [16]

Slika 7.26. Paketasti martenzit: a) šematski prikaz obrazovanja paketastog martenzita; b) mikrostruktura paketastog martenzita [15] Martenzitna transformacija ne nastaje difuzionim putem, već spada u veoma brze, bezdifuzione procese. Ova transformacija nije praćena preraspodelom atoma ugljenika. Ona se ostvaruje putem uređenog smicanja. Rast kristala martenzita je praćen uređenim kooperativnim pomeranjem atoma na rastojanja koja nisu veća od međuatomskih. Pošto se pomeranje atoma u odnosu na susede odvija u strogo određenim pravcima, dolazi do mikroplastičnog smicanja i na poliranoj površini metala se javlja reljef. Pri preuređivanju rešetke ne dolazi do zamene mesta atoma, tako da susedni atomi u polaznoj fazi ostaju susedi i u novoj fazi. Na granici deljenja faza kristalna rešetka austenita kontinualno prelazi u rešetku martenzita. Takva uzajmana veza rešetki se naziva koherentnom. Važna karakteristika

koherentne granice je da se ona može pomerati vrlo velikim brzinama [12] (brzinom zvuka u metalu), tako da pločica martenzita nastaje za oko 10-7s. Pri rastu kristala martenzita na njegovim granicama se javlja elastična deformacija. Kada naprezanja dostignu granicu tečenja, dolazi do plastične deformacije i koherentnost na granici delenja austenita i martenzita se narušava. Rast kristala martenzita se tako prekida [12]. Zbog smičućeg mehanizma obrazovanja martenzita, između rešetke austenita i rešetke martenzita postoje određeni orijentacijski odnosi. Ravan {100} martenzita je paralelna ravni {111} austenite, a pravac <110> martenzita je paralelan pravcu <112> austenita.

Slika 7.27. Idealizirana šema koja pokazuje kako iz dve FCC rešetke austenita sa atomima ugljenika u oktaedarskim šupljinama nastaje kristalna rešetka martenzita; crni kružići označavaju potencijalne položaje ugljenikovih atoma Oktaedarske i tetraedarske šupljine u austenitu, koje zaposedaju ugljenikovi atomi, nisu nakon transformacije u martenzit nejednako raspoređene duž kristalografskih osa (slika 7.27), što za posledicu ima izduženje jedne ose, te martenzit dobija tetragonalnu rešetku.

Slika 7.28. Elementarna ćelija α-železa (a) i martenzita sa 0,9%C (b); crni kružići predstavljaju atome železa, a beli kružići mogući položaj atoma ugljenika [2] Kako pokazuje slika 7.28, c-osa martenzitne elementarne ćelije je, zbog prisilno zadržanog ugljenika, duža od ostalih dveju. Iz parametara rešetke može se izračunati da je zapremina martenzitne ćelije čelika sa 0,9%C veća za oko 2,5% od zapremine feritne ćelije. Kako, međutim, svaka martenzitna ćelija ne sadrži atom ugljenika (kod čelika sa 0,9%C dolazi jedan atom ugljenika na 10 ćelija martenzita), stvarna razlika između zapremina ferita (odnosno perlita) i martenzita znatno manja i iznosi oko 1%. Odnos osa c/a martenzitne elementarne ćelije raste približno linearno sa sadržajem ugljenika. Pri 0%C (ferit) odnos c/a iznosi 1, a pri oko 1,5%C iznosi 1,07 [2].

Slika 7.29. Dilatometrijska kriva čelika sa 0,9%C. Brzina zagrevanja 20C/min, brzina hlađenja – kaljenje u vodi sa 8700C [2] Martenzit ima znatno veću specifičnu zapreminu (0,1298cm3/g) od austenita (0,1265cm3/g) iz koga nastaje. Zbog toga pri austenitno – martenzitnoj transformaciji dolazi do osetnog povećanja zapremine. Slika 7.29 pokazuje dilatometrijsku krivu čelika sa 0,9%C. Uzorak dužine 50mm zagrevan je brzinom od 20C/minut do 8700C. Perlit sa specifičnom zapreminom od 0,1279cm3/g transformiše se na 7300C u austenit sa manjom specifičnom zapreminom, što za posledicu ima smanjenje dužine uzorka. Iz nagiba perlitne i austenitne krive proističe da austenit ima veću vrednost koeficijenta toplotnog širenja od perlita (odnosno ferita).

Slika 7.30. Obrazovanje martenzita u zavisnosti od temperature u čeliku sa 0,9%C, koji je sa 8700C zakaljen u vodi [2] Potom je uzorak sa 8700C kaljen u vodi. Kao što se iz dilatometarske krive vidi, austenit se jako pothlađuje. Pojava martenzita počinje na 2100C, što se manifestuje povećanjem dužine uzorka. Austenit se na 2100C ne transformiše potpuno. Prve iglice martenzita koje nastaju na 2100C izazivaju u austenitu naprezanja na pritisak, zbog svoje povećane zapremine, što sprečava dalju pojavu martenzita. Nova količina austenita se transformiše u martenzit tek pri daljem sniženju temperature, što ilustruje slika 7.30. Na ovom

dijagramu je za čelik sa 0,9%C naneta količina martenzita nastalog kaljenjem u zavisnosti od temperature. Dijagram pokazuje da se na 2100C stvara mala količina martenzita, da sniženjem temperature količina martenzita naglo raste, a da se zatim brzina nastajanja martenzita smanjuje i na kraju pojava martenzita prestaje. Austenitno – martenzitna transformacija u datom čeliku praktično se završava na 800C i uzorak se ponovo skuplja, ali ne postiže početnu dužinu (videti dilatometrijsku krivu na slici 7.29). Povećanje dužine uzorka je posledica već spomenute razlike specifičnih zapremina martenzita i ferita (odnosno perlita). Na sobnoj temperaturi u ovom čeliku je prisutno još oko 5 – 10% zaostalog austenita. Početak austenitno – martenzitne transformacije se označava sa MS (s od engleske reči start), Ar'' ili MP, a kraj sa Mf (f od engleske reči finish) ili Mk. Tačke MS i Mf ne zavise od brzine hlađenja, ali jako zavisi od sadržaja ugljenika u čeliku (slika 7.31) i drugih legirajućih elemenata.

Slika 7.31. Uticaj ugljenika na temperature početka (Mp) i završetka (Mk) martenzitne transformacije [15] 7.5.2.3. AUSTENITNO – BEJNITNA TRANSFORMACIJA Bejnitna (intermedijatna) transformacija protiče u temperaturnom intervalu između difuzione perlitne i bezdifuzione martenzitne transformacije. U ovom temperaturnom intervalu difuzija ugljenika u austenitu je jako otežana. Dok perlitna transformacija počinje pojavom klica cementita na granicama austenitnih zrna, bejnitna transformacija počinje obrazovanjem ugljenikom veoma presićenih kristala ferita grupnim pomeranjem atoma na granicama zrna austenita ili na drugim greškama (slika 7.32a). Kako je brzina difuzije ugljenika u α-rešetki znatno veća nego u γ-rešetki železa, u nastalim kristalima ferita ili na njihovim granicama dolazi do izdvajanja ugljenika u obliku globularnih ili izduženih kristala (čestica) cementita (slike 7.32b i 7.32c). Što je temperatura nastajanja bejnita niža, to je manja brzina difuzije ugljenika u α-rešetki ferita, pa je utoliko finije izdvojen cementit u feritu. Bejnit, kao i perlit, se sastoji od ferita i cementita, ali bejnit ne nastaje direktno iz austenita, već preko jednog prelaznog stanja sličnog martenzitu, tj. ugljenikom presićenog αželeza, u kome se (ili iz koga se) ugljenik tek kasnije izdvaja u obliku cementita. Martenzitni

mehanizam nastanka presićenog ferita uzrokuje igličastu mikrostrukturu bejnita i visoku tvrdoću uslovljenu disperznim globularnim karbidima [2].

Slika 7.32. Šematski prikaz austenitno – bejnitne transformacije [2] Karbidi koji se stvaraju u gornjoj bejnitnoj oblasti grublji su od karbida koji se stvaraju u donjoj perlitnoj oblasti. Usled toga gornji bejnit može biti mekši od donjeg perlita i pored toga što je nastao na nižoj temperraturi.

Slika 7.33. Mikrostruktura bejnita: a) gornji bejnit, 5000x; b) donji bejnit i zaostali austenit, 500x [15] Mikrostrukture gornjeg i donjeg bejnita su prikazane na slici 7.33. gornji bejnit, formiran na višim temperaturama, ima perjastu građu, kod koje je cementit izdvojen u obliku izolovanih uskih čestica između feritnih pločica i podseća na perlit (slika 7.33a). Donji bejnit ima igličastu strukturu koja podseća na martenzit. Ferit je izdvojen u obliku pločica, koje se metalografski vide kao iglice. Čestice cementita su izdvojene unutar ferita (slika 7.33b). Gornji bejnit smanjuje plastičnost čelika u poređenju sa strukturama dobijenim perlitnom transformacijom. Smanjenje plastičnosti gornjeg bejnita je u direktnoj vezi sa izdvajanjem relativno grubog cementita na granicama feritnih zrna. Donji bejnit u strukturi čelika obezbeđuje dobra mehanička svojstva. Tvrdoća donjeg bejnita iznosi 500 – 550 HBS, uz visoku zatezna čvrstoća i dobru žilavost i plastičnost. Visoka mehanička svojstva se tumače disperznim cementitom i velikom gustinom dislokacija u bejnitnom feritu [15].

7.5.2.4. IZOTERMALNO RAZLAGANJE POTHLAĐENOG AUSTENITA Najbolji pregled karakteristika i kinetike transformacije austenita daje dijagram izotermalnog razlaganja, tzv. IR-dijagram (na engleskom TTT-dijagram, od reči: Time, Temperature, Transformation; na nemačkom ZTU-dijagram, od reči: Zeit, Temperatur, Umwandlung). Ovaj dijagram su prvi publikovali Bejn i Devenport. Da bi se konstruisao IR-dijagram, od odabranog čelika izrađuju se uzorci malih dimenzija, koji se kale iz γ-oblasti u rastopu soli ili metala, čija je temperatura niža od A1 tačke i drže na konstantnoj temperaturi određeno vreme, do konačne transformacije austenita. Proces transformacije austenita na datoj konstantnoj temperaturi se prikazuje eksperimentalnom krivom (kinetičkom krivom razlaganja austenita) u dijagramu zavisnosti procentualne količine transformisanog austenita od vremena držanja. Procenat razloženog austenita se može odrediti na različite načine, na primer dilatometrijski, magnetometrijski ili metalografski.

Slika 7.34. Kinetika izotermalne austenitno-perlitne transformacije čelika sa 0,98%C na 7000C [2] Na slici 7.34 je prikazana kriva transformacije austenita kod čelika sa 0,98%C, 0,24%Si, 0,16%Mn, 0,008%P i 0,01%S, koji je austenitiziran 5 minuta na 9000C, a zatim brzo prebačen u rastop olova temperature 7000C. Na osnovu oblika, kinetička kriva transformacije se naziva i S-krivom. Iz toka krive se uočava da je austenit na 7000C postojan oko 4 minita (inkubacioni period). Tada transformacija lagano počinje, ubrzava se veoma naglo i ponovo se postepeno prekida. Iz tehničkih razloga se za početak transformacije austenita uzima momenta kada je transformisan 1% austenita, a za završetak transformacije momenat kada je transformisano 99% austenita. U tom smislu, prema krivoj transformacije sa slike 7.34 proističe da transformacija austenita na 7000C počinje posle 4,2 minuta, a završava se posle 22 minuta.

Karakterističan S-oblik kinetičke krive razlaganja austenita se dobija za bilo koju temperaturu izotermalnog držanja pothlađenog austenita. Kinetka razlaganja se odlikuje inkubacionim periodom nakon koga brzina razlaganja najpre sporo, a zatim naglo raste, pa se potom postepeno smanjuje. Tako se transformacija austenita odvija tokom određenog vremena. Sa sniženjem temperature izotermalnog držanja menjaju se i trajanje inkubacionog perioda i brzina transformacije, tako da se početak i kraj transformacije pomeraju ka kraćim ili dužim vremenima, a nastala struktura menja svoj karakter. Promena strukture dobijene razlaganjem pothlađenog austenita već je prikazana dijagramom pothlađenja na slici 7.23 i razmotrena je u tački 7.5.2 za čelik sa 0,45%C. Ovde ćemo se osvrnuti na strukturne promene kod čelika sa 0,98%C. Pri relativno malim pothlađenjima austenit se difuziono transformiše u perlit. Izotermalnim držanjem na 7000C dobija se grubolamelarni perlit. Na 6000C posle sasvim kratkog inkubacionog perioda nastaje finolamelarni perlit, čija se struktura može raspoznati samo pri velikim uvećanjima. Na 5000C nastaje perlit još finije građe, čija se struktura može raspoznati samo elektronskim mikroskopom. Na 4000C pored difuzione javlja se bezdifuziona transformacija. Naime, pored tamnog perlita oblika rozete, javljaju se i iglice bejnita. Na 3000C perlit se više ne javlja, već samo igličasti bejnit. Preobražaj se pomera ka dužim vremenima i odvija se vrlo sporo. Na 2000C transformacija protiče znatno sporije nego na 3000C, pri čemu nastaje bejnit sa karakterističnim dugim iglicama. Martenzitna temperatura čelika sa 0,98%C leži na 1800C. Zato se na temperaturama ispod 1800C najveći deo austenita transformiše u martenzit. Preostali austenit se, posle dužeg vremena, transformiše u bejnit [2]. Treba napomenuti da i izdvajanje sekundarnog cementita (na višim temperaturama) iz pothlađenog austenita zahteva određeno vreme i da se i u ovom slučaju javlja inkubacioni period. Radi konstrukcije IR-dijagrama potrebno je dobiti kinetičke krive razlaganja austenita na različitim temperaturama. Ove krive se obično konstruišu u dijagramu na čiju se apscisu vreme nanosi u logaritamskoj razmeri (slika 7.35).

Slika 7.35. Kinetičke krive izotermalnog razlaganja pothlađenog austenita na različitim temperaturama za ugljenični čelik sa 0,8%C [15] Na osnovu kinetičkih krivih razlaganja austenita određuju se momenti početka (P1, P2¸ P3…) i momenti završetka (K1, K2, K3…) transformacije na pojedinim temperaturama (T1, T2, T3...) i nanose se na dijagram, čiju ordinatu predstavlja temperatura transformacije, a apscisa

vreme u logaritamskoj razmeri. Spajanjem dobijenih tačaka kontinualnim krivama dobija se IR-dijagram datog čelika (slika 7.36).

Slika 7.36. Princip konstruisana dijagrama izotermalne transformacije austenita (IRdijagrama) [15] IR-dijagram čelika sa 0,98%C prikazan je na slici 7.37. Gornja granična linija na dijagramu predstavlja A1 tačku, a donja granična linija martenzitnu tačku MS = 1800C. Vremena početka transformacije leže na levoj krivoj, a završetka transformacije na desnoj. Levo od prve krive leži pdručje postojanosti austenita, a desno od druge krive su označene mikrostrukture koje nastaje pri izotermalnoj transformaciji austenita. Unutar šrafiranog područja između dveju krivih odvija se transformacija austenita. Na desnoj ordinati nanesene su tvrdoće mikrostruktura koje nastaju transformacijom austenita, u HRC jedinicama. Potpunosti radi, uneta je i kriva početka izdvajanja sekundarnog cementita. Kod eutektoidnog čelika ova linija izostaje. U slučaju podeutektoidnih čelika umesto linije početka izdvajanja sekundarnog cementita unosi se linija početka izdvajanja proeutektoidnog ferita. Dobijene krive početka i završetka transformacije imaju karakterističan oblik, zbog čega se nazivaju krivama sa nosom ili krivama sa kolenom. Sa sniženjem temperature izotermalnog držanja inkubacioni period se najpre skraćuje, dok brzina transformacije raste. Minimalni inkubacioni period se javlja na oko 5500C. Pri daljem sniženju temperature izotermalnog držanja inkubacioni period se produžava, a brzina transformacije opada.

Slika 7.37. Dijagram izotermalnog razlaganja (IR-dijagram) pothlađenog austenita čelika sa 0,98%C [2] Poseban oblik krive preobražaja pothlađenog austenita ispod A1 temperature uslovljen je delovanjem dva suprotna faktora. Povećanjem pothlađenja raste težnja ka preobražaju austenita i usled toga se transformacija pomera ka kraćim vremenima. Međutim, sa sniženjem temperature opada brzina difuzije ugljenika u železu. Okupljanje atoma ugljenika u rešetki, koje je neophodno za proces transformacije, zahteva duže vreme, pa se zato vreme razlaganja na nižim temperaturama produžava (donji deo krive na slici 7.37). Na temperaturama iznad kolena krive IR-dijagrama odigrava se difuziona perlitna transformacija. Prema nekim autorima [1,12] intermedijatna bejnitna transformacija počinje neposredno ispod kolena krive, a prema Šumanu [2], ova transformacija počinje na temperaturama znatno nižim od kolena krive – na oko 4000C (slika 7.37). Donja granica bejnitne oblasti je temperatura početka obrazovanja martenzita, MS. Izotermalno izdvajanje sekundarnog cementita kod nadeutektoidnih čelika i proeutektoidnog ferita kod podeutektoidnih čelika se potpuno završava na kolenu krive. Na nižim temperaturama se transformacija austenita odvija bez izdvajanja ferita ili sekundarnog cementita [15]. Međutim, prema IR-dijagramu sa slike 7.37, izdvajanje sekundarnog cementite se prekida znatno iznad kolena krive. Kod čelika sa 0,98%C martenzitna transformacija počinje na 1800C (slika 7.37). Na ovim niskim temperaturama brzine difuzije ugljenika u α-rešetki je toliko mala da više ne može doći do izdvajanja cementita. Atomi ugljenika su zamrznuti na svojim mestima u rešetki. Kada se grupnim pomeranjem atoma γ-rešetka transformiše u α-rešetku, ugljenik ostaje rastvoren u α-rešetki, zbog čega, kako je rečeno, nastaje tetragonalni martenzit. Međutim, ako se martenzit koji se stvorio između 180 i 1000C ostavi da stoji duže vreme na ovim temperaturama u sredstvu za kaljenje, on se postepeno transformiše u kubni martenzit. Brzina difuzije ugljenika na ovim temperaturama jeste mala, ali ipak dovoljna da u toku dužeg vremena izazove okupljanje atoma, ili čak izdvajanje karbida. Ovaj otpušteni martenzit nagriza se tamno zbog fino izdvojenih karbida (crni martenzit), nasuprot svetlom, tetragonalnom martenzitu, koji se teško nagriza (beli martenzit).

Na temperaturama ispod 1000C martenzit i zaostali austenit su veoma postojani i u strukturi više ne dolazi do transformacije. Ipak, tokom vremena menja se struktura martenzita i zaostalog austenita, jer je pokretljivost atoma ugljenika još uvek moguća. Ove promene se mogu ustanoviti na osnovu promene dimenzija ili magnetnih svojstava zakaljenog čelika. Jedan IR-dijagram strogo važi samo za temperaturu i vreme austenitizacije uzoraka koji su korišćeni za konstrukciju dijagrama. Svaka promena uslova ispitivanja dovodi do pomeranja položaja linija preobražaja. Povećenjem temperature i produžavanjem vremena austenitizacije S-kriva se pomera udesno, ka dužim vremenima. Za ovo pomeranje postoje dva uzroka. Transformacija austenita počinje prvenstvveno na greškama u rešetki, naročito na granicama zrna. Zbog toga količina transformisanog austenita zavisi od veličine zrna. U slučaju grubog zrna, posle određenog vremena transformiše se manje austenita, nego u slučaju sitnog zrna. Razlog je u tome što posle određenog vremena transformacija u grubom zrnu prodire samo do određene dubine, dok u sitnom zrnu posle istog vremena transformacija obuhvata celo zrno (slika 7.38).

Slika 7.38. Šematski prikaz transformacije austenita u slučaju grubog zrna (a) i sitnog zrna (b) pri istom vremenu transformacije [2] Drugi uzrok pomeranja S-krivih je taj da sa povećanjem temperature i vremena austenitizacije ne samo da raste austenitno zrno, nego istovremeno dolazi i do homogenizacije austenita. Karbidi, nitridi i druge komponente strukture prelaze u čvrsti rastvor, a rastvoreni atomise ravnomerno raspodeljuju u austenitu, koji usled toga postaje stabilniji. Pri naknadnom hlađenju jako se smanjuje broj klica na kojima počinje transformacija austenita [2]. 7.5.2.5. RAZLAGANJE AUSTENITA PRI KONTINUALNOM HLAĐENJU Pri tehnički važnim postupcima termičke obrade, na primer pri normalizaciji i kaljenju, čelik se kontinualno hladi iz austenitnog područja. Austenit se tada ne transformiše na konstantnoj temperaturi, već se transformacija pruža preko više ili manje razvučenog temperaturnog intervala. Zbog toga se u tako tretiranim čelicima istovremeno mogu javiti strukture karakteristične za različite oblasti pothlađenja, na primer, perlit pored bejnita, martenzit pored bejnita, ili čak perlit pored bejnita i martenzita. Stoga, za kvantitativno opisivanje procesa transformacije pri kontinuiranom hlađenju nisu pogodni dijagrami izotermalnog razlaganja.

Vrlo pregledan prikaz razlaganja austenita u takvim uslovima daje dijagram kontinuiranog razlaganja, tzv. KH-dijagram (na engleskom CCT-dijagram, od reči: Continous, Cooling, Transformation). Radi konstruisanja KH-dijagrama uzorci čelika u obliku štapića zagrevaju se u dilatometru do temperature austenitizacije, zadržavavaju na ovoj temperaturi određeno vreme, a zatim hlade. Brzina hlađenja se menja od uzorka do uzorka i kreće se između kaljenja u vodi, sa jedne strane, i 0,10C/minut, sa druge strane. Za konstruisanje jednog dijagrama potrebno je, zavisno od vrste čelika i tipa dijagrama, 10 do 20 dilatometarskih ispitivanja pri različitim brzinama hlađenja. U dijagram, na čijoj je ordinati nenata temperatura, a na apscisi u logaritramskoj razmeri je naneto vreme, ucrtavaju se pojedine krive hlađenja dilatometarskih uzoraka. Na svaku krivu hlađenja se nanose preobražajne tačke, utvrđene na odgovarajućim dilatometarskim krivama. Odgovarajuće preobražajne tačke na različitim krivama hlađenja, na primer sve Ar3-tačke, povetzuju se međusobno. Potpunosti radi, meri se još i tvrdoća dilatometarskih uzoraka i struktura ispituje metalografski. Tvrdoća čelika i procentualni udeli pojedinih mikrokonstituenata unose se u dijagram. Na taj način se dobija dijagram koji u potpunosti prikazuje transformaciju pothlađenog austenita pri kontinualnom hlađenju sa temperature austenitizacije. Ovakav dijagram se ne čita sa levo udesno, kao što je to slučaj sa IR-dijagramom, već duž ucrtanih krivih hlađenja. Konstruisanje KH-dijagrama će biti objašnjeno na primeru čelika sa 0,25%C, 1,4%Cr, 0,5%Mo i 0,25%V. Slika 7.39 prikazuje dilatometarsku krivu ovog čelika pri brzini zagrevanja i hlađenja od 40C/minut. Iz prevojnih tačaka na ovoj krivoj slede sledeće preobražajne temperature: Ac1 = 7700C; Ac3 = 8250C; Ar3 = 7700C; Ar1P (početak pojave perlita) = 6950C; Ar1k (kraj pojave perlita) = 6250C; Arb (početak pojave bejnita) = 4550C.

Slika 7.39. Dilatometrijska kriva niskolegiranog čelika sa 0,25%C, 1,4%Cr, 0,5%Mo i 0,25%V. Brzina zagrevanja i hlađenja 40C/minut [2] Posle hlađenja do sobne temperature čelik je imao tvrdoću od 218HB. Metalografski je ustanovljeno da dilatometarski uzorci sadrže 55% ferita, 15% ferita i 15% bejnita sa martenzitom. Slika 7.40 pokazuje krivu hlađenja ovog dilatometarskog uzorka u koordinatama temperatura – vreme. Kriva polazi od Ac3 temperature (8250C). Na krivoj su nanete preobražajne tačke utvrđene na dolatometrijskoj krivoj, a zatim metalografski određenih 55% ferita i 15% perlita (ostatak je uvek bejnit sa martenzitom) i izmerena tvrdoća od 218HB. Ova kriva tako pruža pregled kvalitativnih i kvantitativnih odnosa koji se javljaju pri transformaciji čelika zagrejanog na 10000C tokom njegovog hlađenja brzinom od 40C/minut.

Slika 7.40. Kriva temperatura – vreme dilatometarskog uzorka sa slike 7.39, sa ubeleženim preobražajnim tačkama, mikrokonstituentima i Brinelovom tvrdoćom [2] Ako se ova kriva sjedini sa 11 drugih krivih hlađenja, dobija se kompletan KHdijagram za kontinualno hlađenja datog čelika, koji je prikazan na slici 7.41. Uzorak 1, koji je zakaljen sa 10000C u vodi, pokazuje samo martenzitnu tačku, Ms = 3700C. Struktura se sastoji od 100% igličastog martenzita, tvrdoće 506HB. I uzorak 2, koji je hlađen u struji komprimiranog vazduha, transformiše se potpuno u martenzit, ali mu je tvrdoća znatno niža i iznosi 414HB.

Slika 7.41. Dijagram vreme-temperatura-transformacija (KH-dijagram) za kontinualno hlađenje čelika sa 0,25%C, 1,4%Cr, 0,5%Mo i 0,25%V [2] Uzorci 3 i 4 su hlađeni različitim brzinama na vazduhu. Pri tome je nastala bejnitna struktura sa različitom količinom martenzita. Tvrdoća je pala na 367 i 305HB, korespodentno. Uzorci 5 – 8 hlađeni su različitim brzinama u peći. Pri tome se u sve većoj količini izdvajao proeutektoidni ferit (3, 5, 15 i 45%, korespodentno). Preostali austenit transformisao se na oko 5500C u bejnit. Povećanjem udela ferita tvrdoća je opala: HB = 298, 290, 286 i 259 respektivno.

Uzorci 9 – 12 hlađeni su pomoću program-regulatora brzinama hlađenja od 4; 2; 1,5 i 1 /minut. Pri brzini hlađenja od 40C/minut javio se prvi put perlit (15%). Pri brzini hlađenja od 20C/minut udeo perlita se popeo na 30%, a uzorak hlađen brzinom od 1,50C/minut sastojao se potpuno od ferita (55%) i perlita (45%). Bejnit je sasvim nastao. Uzorak hlađen brzinom od 10C/minut pokazao je isti odnos ferita i perlita, pri čemu je perlit, međutim, neznatno sferoidiziran. Kao što se iz dijagrama sa slike 7.41 može videti u ovom dijapazonu brzina hlađenja tvrdoća dalje opada, i to od 218, preko 195 i 188 do 184HB respektivno. Dijapazonom brzina hlađenja od kaljenja u vodi do hlađenja brzinom od 10C/minut obuhvaćene su sve mikrostrukture koje mogu nastati pri kontinuiranom hlađenju, pa se na jednom proizvoljno hlađenom čeličnom komadu mogu predskazati mikrostruktura, tvrdoća i čvrstoća, kao i položaji preobražajnih tačaka, ako se izmeri ili izračuna brzina hlađenja na mestu koje nas interesuje. Treba napomenuti da ovakav dijagram strogo važi samo samo za temperaturu i vreme austenitizacije pri kojima je konstruisan. Ako se promene ova dva faktora, promeniće se i KH-dijagram u manjem ili većem stepenu. Do promena dolazi i kod različitih šarži istog čelika. Stoga ovakvi dijagrami uvek pokazuju samo približno ponašanje nekog čelika pri njegovom kontinuiranom hlađenju. 0

7.5.3. NORMALIZACIJA Na slici 7.42 prikazane su temperaturne oblasti različitih vrsta žarenja čelika, među koje spada i normalizaciono žarenje.

Slika 7.42. Temperaturne oblasti različitih vrsta žarenja čelika

Normalizacija ili normalizaciono žarenje spada u žarenja II vrste. Normalizacija se sastoji se u zagrevanju čelika do temperature koja leži 30 – 500C iznad Ac3 tačke (slika 7.42), držanju na toj temperaturi do potpunog progrevanja i hlađenju na mirnom vazduhu. Dvostrukom α/γ transformacijom, do koje pri tome dolazi, čelik se prevodi u sitnozrno homogeno stanje, koje se naziva „normalno“ i koje je karakteristično za određeni čelik ili šaržu. Sve promene mikrostrukture i svojstava, izazvane kaljenjem, poboljšavanjem, pregrevanjem, zavarivanjem, hladnom i toplom preradom u plastičnom stanju, uklanjaju se normalizacijom, ako nemaju karakter trajsnog oštećenja, kao, na primer, pregorevanje, pukotine usled kaljenja, prevaljanost itd. Pothlađenje čelika pri hlađenju na mirnom vazduhu je toliko malo da razlaganje austenita protiče do kraja u perlitnoj oblasti. Posle normalizacije podeutektoidni čelici pokazuju feritno-perlitnu strukturu, a eutektoidni čelici perlitnu strukturu. Visokokvalitetni čelični liv mora uvek da se normalizuje, jer ima veoma grubo zrno, pa je zbog toga relativno krt. Pored toga, čelični liv je sklon obrazovanju Vidmanštetenove (Widmanstätten) strukture (slika 7.43), koja nastaje tako što se pri dostizanju Ar3 tačke proeutektoidni ferit izdvaja unutar izvanredno grubih austenitnih zrna u obliku iglica i pločica sa određenom kristalografskom orijentacijom u odnosu na rešetku austenita, a ne po granicama zrna, kao što je to slučaj kod finog austenitnog zrna. Vidmanštetenova struktura se javlja uvek kada je iz bilo kog razloga austenitno zrno postalo suviše veliko ili kada se čelik ubrzano hladi sa suviše visokih temperatura. Ovo je slučaj kod čeličnog liva i varova, a i kada se čelik dugo žari na suviše visokoj temperaturi. Feritna mreža na granicama zrna obeležava veličinu prvobitnih austenitnih zrna.

Slika 7.43. Vidmanštetenova struktura: ferit (svetlo) i perlit [18] Normalizacijom se Vidmanštetenova struktura uklanja. Po potrebi se može izvršiti ponovljena normalizacija radi daljeg usitnjavanja zrna. Povišenjem temperature žarenja znatno iznad Ac3 temperature (za više od 500C) dobija se krupno zrno posle hlađenja na vazduhu. Ovakvo pregrevanje se izvodi namerno pri

žarenju na grubo zrno (slika 7.42). Zbog veoma male žilavosti grubozrni čelik se bolje obrađuje skidanjem strugotine od sitnozrnog čelika. Pri obradi na strugu, glodalici, rendisaljki itd., nastaje lako lomljiva strugotina, pa se povećava trajnost alata. Normalizacijom se znatno poboljšavaju mehanička svojstva čeličnog liva, kao što su granica razvlačenja (Rp), zatezna čvrstoća (Rm), prekidno izduženje (A), kontrakcija (Z) i udarna žilavost (KU), što ilustruje tabela 7.1. Tabela 7.1. Promena mehaničkih svojstava čeličnog liva sa različitim sadržajem ugljenika pri normalizaciji [2] Čelični liv %C Rp, MPa Rm, MPa A; % Z, % KU, J Nežaren 180 410 26 30 40 0,11 Žaren na 9000C 260 420 30 59 170 Nežaren 230 430 13 14 30 0,26 Žaren na 8500C 290 480 24 41 90 Nežaren 250 620 7 4 13 0,53 Žaren na 8200C 350 700 16 18 35 Nežaren 300 620 1 0,4 14 0,85 0 Žaren na 750 C 320 720 9 7 20 Struktura koja nastaje pri normalizaciji je utoliko finija i ravnomernija ukoliko je zagrevanje brže izvedeno, ukoliko je temperatura normalizacije bliža Ac3 tački, ukoliko je vreme držanja na ovoj temperaturi kraće i ukoliko je hlađenje brže. U valjanim trakama, žici i profilima, kao i otkovcima sa visokim stepenom iskivanja dolazi tokom sporog hlađenja u slogu do pojave sekundarne linijske strukture. Ferit i perlit pod uticajem izduženih segregacija fosfora i nemetalnih uključaka (sulfida) se raspoređuju jedan pored drugog u slojeve. Usled toga nastaju razlike u mehaničkim svojstvima u uzdužnom i poprečnom pravcu. Linijska struktura se može ukloniti odgovarajućom normalizacijom. U slučaju komada većeg preseka hlađenje spoljašnjih zona se odvija brže u poređenju sa jezgrom. Zbog toga je u ovakvim komadima struktura površinskog sloja sitnozrnija od strukture jezgra, koja je usmerena i grubozrna. Čelik se pri normalizaciji brzo hladi na vazduhu. Ako se, nasuprot ovome, primeni veoma sporo hlađenje u peći, tada se nečistoće prisutne u svakom čeliku izdvajaju na granicama zrna i unutar zrna, usled čega može nastupiti znatan pad plastičnosti. Ovakav proces žarenja se naziva potpuno žarenje [2]. Ako se nadeutektoidni čelici zagreju 30 – 500C iznad Ac1 tačke, a zatim ohlade na vazduhu, do prekristalizacije dolazi samo u perlitnoj osnovi, dok je uticaj na sekundarni cementit jedva primetan. Da bi se rastvorila prisutna cementitna mreža ili vrlo grube karbidne čestice, čelici se moraju zagrejati neposredno iznad Accm tačke, a zatim brzo ohladiti na vazduhu (normalizovati). Na taj način se potiskuje izdvajanje sekundarnog cementita i dobija se ravnomerna, finolamelarna strktura perlita, koja je, sa jedne strane, žilavija, a sa druge strane, iz nje se pri mekom žarenju brže i lakše dobija globularni cementit. Na kraju treba reći da prema nekim autorima [20], normalizacija predstavlja posebnu metodu termičke obrade i ne predstavlja vrstu žarenja. Ovo stanovište je bazirano na činjenici da se promene strukture pri normalizaciji postižu pri hlađenju nakon austenitizacije, dok se pri žarenju promena strukture ostvaruje u toku držanja na temperature žarenja.

7.5.4. MEKO ŽARENJE Pod mekim žarenjem ili sferoidizacijom (sfreroidizacionim žerenjem) se podrazumeva dugotrajno držanje čelika na temperaturama neposredno uz A1 tačku, sa naknadnim sporim

hlađenjem (≈ 100C/čas). Temperature mekog žarenja čelika se kreću od 650 – 7500C (slike 7.42 i 7.44). Cilj žarenja je dobijanje strukture čelika pogodne za kaljenje i dobijanje mekog stanja sa dobrom mašinskom obradljivošću. Posle kovanja ili normalizacije, struktura, naročito kod čelika bogatih ugljenikom, je pretežno perlitna. Ovakvi čelici se teško mašinski obrađuju, jer se oštrice alata brzo tupe na veoma tvrdim lamelama cementita. Sem toga, čelici koji u strukturi imaju veće količine lamelarnog perlita veoma se teško savijaju, posuvraćuju, presuju, uvijaju i oblikuju utiskivanjem, jer se lamele cementita lome pri hladnoj plastričnoj deformaciji, pa čelik brzo puca.

Slika 7.44. Temperaturni interval mekog žarenja ugljeničnih čelika [2] Pri dugotrajnom držanju neposredno ispod A1 tačke lamele cementits pod uticajem površinskog napona postepeno prelaze u zrnca i globule (sferoidiziraju se). Iz lamelarnog perlita nastaje zrnasti perlit, u kome su globule cementita proizvoljno raspređene u feritnoj osnovi (slika 7.45). Mašinska obrada pri ovakvoj strukturi je znatno olakšana, jer oštrica alata seče samo meki ferit. Globule cementita se pri mehaničkoj obradi potiskuju u stranu ili čupaju, ali ih alata ne seče. Meko žareni čelik se može znatno bolje oblikovati, jer male globule cementita veoma malo ometaju plastičnu deformaciju, koja se ostvaruje u mekoj i žilavoj feritnoj osnovi.

Slika 7.45. Mikrostruktura lamelarnog (levo) i sferoidnog (zrnastog) perlita (desno)

U tabeli 7.2 prikazana su mehanička svojstva čelika sa 0,9%C u stanju lamelarnog perlita i u meko žarenom (sferoidiziranom) stanju. Tabela 7.2. Mehanička svojstva čelika sa 0,9%C sa lamelarnim i zrnastim perlitom [2] Struktura Rp, MPa Rm, MPa A, % Z, % HB Lamelarni perlit 600 1050 8 15 300 Zrnasti perlit 280 550 25 60 155 Sferoidizacija lamela cementita kod nadeutektoidnih čelika protiče znatno brže kada temperatura ciklira oko A1 tačke (ciklično žarenje). U faznom polju γ + Fe3C (slika 7.44), pored kristala austenita postojani su i kristali cementita. Ako se čelik lagano hladi sa temperatura kkoje su samo nešđto više od A1 tačke, pri dostizanju Ar1 tačke karbidi se direktno izdvajaju u vidu globula na već prisutnim kristalima cementita. Pojava lamelarnog perlita je na taj način zaobiđena. Korisno je da se nadeutektoidni čelik koji treba meko žariti prethodno normalizuje, kako bi se dobila ravnomerna perlitna struktura. Sferoidizacija grube mreže sekundarnog cementita, izdvojene po granicama zrna, protiče vrlo sporo i vodi neravnomernoj veličini cementitnih globula. Zbog toga što se sekundarni cementit često ne može potpuno sferoidizirati, posle mekog žarenja u feritnoj osnovi su raspoređeni grubi karbidi, koji potiču od sekundarnog cementita, i fini karbidi, koji potiču od cementitnih lamela iz perlita. Ovakvi ostaci sekundarnog cementita imaju za posledicu grubu strukturu preloma zakaljenog čelika i dovode do povećane krtosti čak i pravilno zakaljenog čelika, jer je u ovom slučaju relativno disperzna martenzitna osnova ispresecana krtim kristalima cementita. Da bi se ovi problemi uklonili, potrebno je prethodnom normalizacijom iznad Acm temperature ukloniti mrežu sekundarnog cementita sa granica zrna. Pri mekom žarenju se teži ravnomernoj, srednjoj veličini karbida. Ako su karbidi veoma fini, tvrdoća čelika raste, pa se obradljivost pogoršava. Sa druge strane, čelik je u slučaju grubih globula karbida suviše mek, tako da pri mehaničkoj obradi dalje žilavu strugotinu, pa opada kvalitet obrade površine. Fini karbidi se pri kaljenju brzo rastvaraju, te je potrebno samo kratko vreme držati čelik na temperaturi austenitizacije, tako da je martenzit vrlo disperzan. Grubi karbidi zahtevaju duže vreme za rastvaranje u austenitu. Pri tome austenitno zrno raste zbog preduge austenitizacije, martenzit postaje grublji, a povećava se kkoličina zaostalog austenita. Dakle, dok vrlo fini karbidi predstavaljaju strukturu podesnu za kaljenje, grublji karbidi su pogodniji za mašinsku obradu. Ostale greške koje mogu da se jave pri mekom žarenju su nepotpuna sferoidizacija lamela cementita i površinsko razugljeničenje. Ako je vreme držanja suviše kratko, brzina hlađenja prevelika, ili ako se ne koristi najpovoljnija temperatura mekog žarenja datog čelika, struktura se posle mekog žarenja sastoji od mešavine globula i lamela cementita. Na taj način se postiže veća tvrdoća od one koja je najpogodnija za mašinsku obradu i koja približno iznosi 200HB. Zbog neophodnog dugotrajnog žarenja pri mekom žarenju dolazi do razugljeničenja površine komada, ako nisu preduzete odgovarajuće mere zaštite. Pri jačem razugljenisavanju površinski sloj postaje feritičan, što dovodi do mekih mesta pri kaljenju, jer zbog smanjenog sadržaja ugljenika povrina više ne poseduje maksimalno moguću tvrdoću. Razugljenisavanjem čelik se prevodi iz nadeutektoidnog u eutektoidno ili čak podeutektoidno stanje. Pri tome klice karbida nestaju, a tokom hlađenja ovaj sloj se na Ar1 tački transformiše u normalan lamelarni perlit. Mekožareni čelici sa ovakvim površinskim perlitnim slojem pokazuju malu sposobnost oblikovanja u hladnom, jer se krti perlit lomi i može da bude uzrok pojavi površinskih pukotina. Zavisno od stepena razugljeničenja smanjuje se i otpornost na habanje, jer u zakaljenoj osnovi nedostaju tvrdi kristali sekundarnog cementita.

Globularni cementit se stvara veoma brzo ako se ne pođe od lamelarnog perlita, već od martenzita ili bejnita. Da bi se izdvojio globularni cementit, čelike sa ovakvom strukturom potrebno je samo kratko vreme otpustiti neposredno ispod tačke A1. Ovaj postupak se primenjuje uglavnom kod legiranih čelika, koji se posle valjaje, kovanja ili normalizacije ne transformišu u perlitnoj oblasti, već u bejnitnoj ili čak delimično u martenzitnoj oblasti, i koji su zbog toga tvrdi za dalju mehaničku obradu. Sferoidizacija lamelarnog perlita može da se izvede i tako da se lamele cementita prvo usitne hladnom deformacijom, a zatim se čelik podvrgava rekristalizacionom žarenju ispod A1 tačke. Pri rekristalizacionom žarenju dolazi do rekristalizacije samo feritne osnove, dok globule cementita ostaju neizmennjene. Tek pri prekoračenju A1 tačke globularni cementit pri hlađennju prelazi ponovo u lamalarni [2].

7.5.5. REKRISTALIZACIONO ŽARENJE Hladnom plastičnom deformacijom povišavaju se tvrdoća i čvrstoća metala (usled deformacionog ojačavanja), a snižavaju se vrednosti pokazatelja plastičnosti (prekidno izduženje, kontrakcija). U mikrostrukturi se hladna deformacija ispoljava pojavom linija klizanja, izduženih metalnih zrna i razorenih krtih kristala (cementitnih lamela perlita, uključaka troske i drugih nemetalnih uključaka). Žarenjem iznad temperature rekristalizacije napregnuto stanje, u kome se nalazi ojačani materijal, uklanja se stvaranjem novih, nedeformisanih metalnih zrna na račun deformisane strukture. Time metal (čelik) ponovo dobija svoju plastičnost i sposobnost za daju hladnu preradu u plastičnom stanju. Temperatura rekristalizacije TR nije konstanta materijala, već zavisi od sadržaja legirajućih elemenata i prethodnog stepena hladne deformacije. Što je veći stepen hladne deformacije, to je veći broj defekata strukture i to je struktura nestabilnija i ima veću težnju ka prelasku u stabilnije stanje. Stoga sa povećanjem stepena hladne deformacije opada temperatura rekristalizacije. Po A. A. Bočvaru, temperatura rekristalizacije se okvirno može odrediti na osnovu izraza [19]: TR = αTtopljenja, gde je: α – bezdimenzioni koeficijent, koji uzima u obzir čistoću metala i stepen hladne deformacije, a Ttopljenja – apsolutna temperatura topljenja metala (u kelvinima). Koeficijent α za čiste metale iznosi 0,1 – 0,2, za tehnički čiste metale on se povećava na 0,3 – 0,4, a za legure na bazi čvrstih rastvora on iznosi 0,5 – 0,6. Kod nelegiranih čelika temperatura rekristalizacije leži između 450 i 6000C, dok kod srednje i visokolegiranih čelika ona iznosi od 600 – 8000C [2]. Slika 7.46 pokazuje promenu mikrostrukture pri rekristalizacionom žarenju na 7000C čelika sa 0,05%C, prethodno hladno deformisanog 80%. U deformisanom stanju struktura se sastoji od izduženih zrna. Posle rekristalizacionog žarenja struktura se sastoji od ravnoosnih, poligonalnih, nedeformisanih zrna. Tabela 7.3. Promena svojstava čelika sa 0,9%C pri zagrevanju posle hladnog valjanja stepenom deformacije od 90% [2] Temperatura odgrevanja, 0C 20 400 550 600 650 750 875 950 Veličina zrna, μm 4,7 6,2 10,6 21,0 Tvrdoća HB 250 248 212 190 119 112 105 101 Rm, MPa 860 850 760 640 420 390 370 360 A, % 5 9 13 22 28 31 32 32

Mehanička svojstva hladno deformisanog i na različitim temperaturama odgrevanog čelika ne menjaju se kontinualno sa temperaturom odgrevanja, već na temperaturi rekristalizacije dolazi do dosta naglog pada karakteristika čvrstoće i povećanja pokazatelja plastičnosti (tabela 7.3). Podaci iz tabele 7.3 pokazuju da nakon žarenja na 6500C rekristalizacija praktično završena, pa je moguće odrediti veličinu novih, rekristalisanih zrna. Dalje povećanje temperature žarenja samo dovodi do povećanja rekristalisanih zrna, zbog čega tvrdoća i čvrstoća lagano opadaju.

Slika 7.46. Mikrostruktura čelika sa 0,05%C posle hladne deformacije od 80% (levo) i rekristalizacionog žarenja na 7000C (desno) [19]

7.5.6. KALJENJE Kaljenje se sastoji od zagrevanja čelika na temeperature koje leže 30 – 500C iznad GOSK linije, držanja komada do potpunog progrevanja i brzo hlađenja u cilju dobijanja martenzitne strukture. Kod ugljeničnih čelika za dobijanje martenzitne strukture obično je neophodno hlađenje u vodi (radi postizanja brzine hlađenja veće od kritične). Cilj kaljenja je da čelik dobije visoku tvrdoću (700 – 800 HV, odnosno 60 – 65 HRC) ili strukturu pogodnu za poboljšanje. Tehnika kaljenja se sastoji u tome da se čelik sa temperature kaljenja (austenitizacije) ohladi brzinom koja je nešto veća od kritične, da transformacija austenita ne bi otpočela u perlitnoj oblasti. Transformacija austenita mora da počne i da se završi u martenzitnoj oblasti. Najpogodniji interval temperatura kaljenja za ugljenične čelike je prikazan na slici 7.47 kao šrafirana oblast. Podeutektoidni čelici se zagrevaju 30 – 500C iznad Ac3 tačke, a eutektoidni i nadeutektoidni se zagrevaju 30 – 500C iznad Ac1 tačke, pa zatim naglo hlade. Martenzit kkoji nastaje pod ovim uslovima izvanredno je finoigličast i relativno žilav. Igličasta struktura ovakvog martenzita se jedva može raspoznati, pa se ovaj martenzit često naziva bezstrukturnim (slika 7.48). Ako se čelik kali sa znatno viših temperatura, austenitna zrna brzo porastu, a martenzitne iglice koje nastaju iz takvog austenita će biti grublje (slika 7.49). Ovaj grubi martenzit je znatrno krtiji od finoigličastog i treba ga izbegavati pri kaljenju.

Dalja nepoželjna prateća pojava pri kaljenju pregrejanog čelika je povećana količina zaostalog austenita. Povećanjem temperature kaljenja raste i sadržaj zaostalog austenita, usled čega može doći do znatnog pada tvrdoće, kao što se vidi iz tabele 7.4. Tabela 7.4. Sniženje tvrdoće kaljenog čelika sa 0,86%C pri kaljenju sa visokih temperatura [2] Temperatura kaljenja, 0C 750 800 850 900 950 1000 1100 1200 Tvrdoća HV 740 790 810 800 740 650 425 320

Slika 7.47. Interval temperatura kaljenja ugljeničnih čelika [2]

Slika 7.48. Finoigličasti, bezstrukturni martenzit

Slika 7.49. Martenzit i zaostali austenit u čeliku sa 1,6%C, kaljenog sa 11000C u vodi. 500x Pad tvrdoće usled povećanja količine zaostalog austenita se prvobitno prikriva zbog martenzita koji postaje grublji, ali od 8500C se već zapaža. Kaljeni čelici sa većim sadržajem zaostalog austenita veoma su skloni promeni dimenzija i pre konačne obrade moraju se ohladiti na niske temperature do oko – 600C (obrada dubokim hlađenjem), radi transformacije zaostalog austenita u martenzit. Donja granica intervala temperature kaljenja kod podeutektoidnih čelika određena je pojavom ferita. Čelik koji se kali iz dvofazne α+γ oblasti faznog dijagrama Fe-Fe3C sadrži u mikrostrukturi sem martenizita još i meki ferit (kaljenje sa niskih temperatura). Nadeutetktoidni čelici se kale sa temperatura koje leže 30 – 500C iznad Ac1 tačke. Na ovoj temperaturi cementit još nije potpuno rastvoren, pošto je pored austenita postojan i cementit. Posle hlađenja, ovi karbidi, koji su tvrđi od martenzita, raspoređeni su u osnovnoj martenzitnoj masi i povišavaju otpornost čekika na habanje. Pre kaljenja čelici moraju biti besprekorno meko žareni na globularni cementit. Ako se nadeutektoidni čelik kali bez prethodne normalizacije i mekog žarenja, tada se sekundarni cementit nalazi na granicama zrna u obliku traka ili unutar zrna u obliku štapića, te dolazi do povećanja krtosti čelika. Prelom takvih čelika u kaljenom stanju nije sličan somotu i sitnozrn po celoj površini, već se karakteriše pojavom poliedarskih površina, koje potiču od ispucalih granica zrna. Ovakav prelom se naziva kamenasti prelom. Ako se nadeutektoidni čelik kali sa temperature iznad Acm tačke, dakle iz oblasti čvrstog rastvora, tada su karbidi potpuno rastvoreni u austenitu. Visoke temperature izazivaju jako povećanje austenitnog zrna, a rastvoreni ugljnik stabilizuje austenit. Pri kaljenju se dobija veoma krupnoigličasti krti martenzit i znatna količina zaostalog austenita (slika 7.49), tako da tvrdoća opada. Vreme držanja na temperaturi austenitizacije mora se tako odrediti da se komad potpuno progreje i da se dovoljna količina karbida rastvori u austenitu. Samo ugljenik koji je tastvoren u austenitu doprinosi otrdnjavanju, a ne ugljenik koji se još nalazi u obliku nerastvorenog karbida raspoređenog u austenitu. Pri zagrevanju eutektoidnog ugljeničnog čelika na 7400C rastvaranje karbida se završava otprilike tek posle 5 časova, na 7600C posle 15 minuta, na 7800C posle 5 minuta, a na 8200C posle jednog minuta, ali se ugljenik u austenitu ne raspoređuje ravnomerno. Suviše kratko držanje na temperaturi austenitizacije uslovljava, dakle, nepotpuno rastvaranje karbida. Time se ostavruju pogodni uslovi za transformaciju u perlit, a sam martenzit ne postiže punu tvrdoću zbog manje količine rastvorenog ugljenika. Čelik je nepotpuno okaljen. Međutim, srazmerno rastavaranju karbida u austenitu raste i austenitno zrno, a sam austenit se stabilizuje. Pri kaljenju čelika koji je suviše dugo držan na temperaturi austenitizacije stvaraju se grube igle martenzita i povišava količina zaostalog austenita. Čelik je predugo austenitiziran.

Hlađenje čelika sa temperature austenitizacije mora da se izvrši toliko brzo da se prekorači gornja kritična brzina hlađenja i da se postigne potpuno stvaranje martenzita. Kod ugljeničnih čelika je pri tome većinom neophodno hlađenje u vodi, ppošto je njihova gornja kritična brzina hlađenja veoma visoka. Ugljenični čelici su kaljivi u vodi. Legirani čelici se kale već pri hlađenju u ulju (kaljivi u ulju), a neki visokolegirani čelici se kale već i pri normalnom hlađenju na vazduhu (kaljivi na vazduhu). Da bi se izbegla štetna unutrašnja naprezanja, hlađenje treba da bude što je moguće blaže, odnosno samo nešto iznad gornje kritične brzine hlađenja. Sredstva koja se koriste za hlađenje, poređana prema rastućoj brzini hlađenja, daju sledeći niz: vazduh – voda na 800C – komrimirani vazduh ulje – voda na 200C – razblaženi rastvori soli u ledenoj vodi. Za kaljenje je najpogodnije ono sredstvo koji u oblasti perlitne i bejnitne transformacije čelika intenzivno hladi, dok u oblasti martenzitne transformacije, naprotiv, deluje što je moguće blaže [2]. Tvrdoća zakaljenog čelika veoma zavisi od sadržaja ugljenika (tabela 7.5). Tabela 7.5. Zavisnost tvrdoće žarenog i kaljenog čelika od sadržaja uglljenika [2] Sadržaj C, % 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 1,4 HB u žarenom stanju 90 130 155 185 200 220 250 275 HB u kaljenom stanju 90 375 580 655 720 725 750 760

1,6 300 760

Povećanje tvrdoće martenzite sa porastom sadržaja ugljenika uzrokovan je povećanjem broja zakočenih dislokacija. Ugljenični čelici sa sadržajem ugljenika do oko 0,5% posle kaljenja ne mogu postići punu tvrdoću čelika u zakaljenom stanju. Prisustvo silicijuma i mangana, koji se uvek nalaze u ugljeničnim čelicima, omogućava da se ova granica pomeri na oko 0,4%C. Pošto, međutim, kod ovih niskih sadržaja ugljenika martenzit ima visoku žilavost, i čelici sa sadržajem ugljenika ispod 0,4% se kale, odnosno poboljšavaju, radi postizanja boljih mehaničkih svojstava. Ugljenični čelici sa preko 0,4%, odnosno 0,5%C, posle kaljenja dobijajuu visoku tvrdoću, 600HB i višu. Postignuta tvrdoća nlago raste sa povećanjem sadržaja ugljenika, no tehnički to nije od velikog značaja. Kod nadeutektoidnih čelika martenzitna tvrdoća je praktično nezavisna od sadržaja ugljenika, pošto se svi ovi čelici kale sa 760 – 7800C i martenzit tada sadrži oko 0,9 – 1%C u čvrstom rastvoru. Sadržaj ugljenika iznad ovih koncentracija nalazi se u martenzitu u obliku karbida, koji su, takođe, veoma tvrdi. Prokaljivost čelika je određena mnogobrojnim faktorima. Na prvom mestu je sastav austenita merodavan za način razlaganja pri datoj brzini hlađenja. Dodaci legirajućih elemenata uglavnom smanjuju brzinu difuzije ugljenika. Posledica toga je potiskivanje perlitne i bejnitne transformacije, za koje su neophodni difuzioni procesi. Povećanje sadržaja ugljenika takođe deluje u pravcu bolje prokaljivosti. Nerastvoreni karbidi i nitridi, kao i nemetalni uključci, deluju kao klice za stvaranje perlita, odnosno bejnita, tako da se time smanjuje prokaljivost. Ovakvi uključci takođe ometaju rast zrna austenita. Time se takođe stvaraju pogodniji uslovi za transformaciju u perlit i bejnit, a stvaranje martenzita je otežano. U ovom pravcu deluju naročito sitnozrni čelici umireni većom količinom aluminijuma, kao i čelici koji sadrže vanadijum i titan. Međutim sprečavanje rasta zrna navedenim elementima je, sa druge strane, korisno, pošto su ovi čelici neosetljivi na pregrevanje, tj. pri prekoračenju temperature kaljenja (austenitizacije) dobija se ipak finoigličasti martenzit. Pri kaljenju ugljeničnih čelika sa normalne temperature kaljenja u vodi samo relativno tanak površinski sloj debljine 3 – 4 mm dobija željenu maksimalnu tvrdoću. Ova mala dubina kaljenja uslovljena je time što je gornja kritična brzina hlađenja nelegiranih ugljeničnih čelika veoma visoka, tako da se i pri kaljenju u vodi ne dostiže ni neposredno ispodpovršine komada. U centralnoj zoni, koja je ohlađena brzinom manjom od kritične, tada se nalazi

perlitno-martenzitna ili čisto perlitna struktura, što zavisi od debljine zida. saglasno različitim vrstama mikrostrukture i tvrdoća po preseku komada nije ravnomerna, već opada od površine prema jezgru (tabela 7.6). Tabela 7.6. Raspodela tvrdoće po preseku okaljenog komada [2] Rastojanje od površine komada, mm 0 2 4 Tvrdoća HV 800 720 470

6 380

8 360

10 350

Dubina kaljenja se može povećatri ako se kaljenje obavlja sa više temperature, pošto sa povećanjem veličine austenitnog zrna raste prokaljivost. Kod ugljeničnih čelika kritični prečni, kod koga se čelik kali po celom preseku, iznosi oko 10 mm. Ako treba prokaliti veće preseke, tada umesto ugljeničnih treba koristiti legirane čelike. O ponašanju čelika pri kaljenju može se takođe prilično saznati iz izgleda preloma. Pravilno okaljeni čelik se na prelomu odlikuje krajnje sitnozrnim, ravnomernim somotnim izgledom. Ponašanje čelika pri kaljenju se pretežno određuje Džomini (Jominy) probom. Cilindrični čelični uzorak dužine 100 mm i prečnika 25 mm zagreva se na temperaturi kaljenja, a zagtim se čeona površina hladi mlazom vode. Posle hlađenja na omotaču uzorka se izbrusi ravna površina širine oko 10 mm i na njoj se meri tvrdoća na različitim od rastojanjima od čeone površine. Rezultati merenja se unose u dijagram zavisnosti tvrdoće od rastojanja od čeone površine uzorka. Slika 7.50 prikazuje prokaljivost tri različita čelika, određenu Džomini probom. Dok kod ugljeničnog čelika a tvrdoća naglo pada sa rastojanjem od čela probe, kod legiranih čelika b i c ona se veoma malo menja, odnosno se uopšte ne menja.

Slika 7.50. Daijagram zavisnosti tvrdoće od rastojanja od čela Džomini probe (Džomini kriva, kriva prokaljivosti) za: a) ugljenični čelik; b) hrom-molibden čelik; c) hrom-nikl čelik Naglo hlađenje sa visokih temperatura dovodi u čeliku do pojave izvanredno visokih naprezanja. Pri tome nastaju znatna unutrašnja naprezanja, kao posledica različitih uzroka. Prvo, naprezanja u kristalnoj rešetki su izazvana većom količinom ugljenika, prinudno rastvorenoj u martenzitu. Pošto martenzitne igle imaju različitu orijentaciju, ova naprezanja se većinom potiru. Darugo, ako pri kaljenju pored martenzita nastaju i druge vrste

mikrostruktura, na primer perlit ili zaostali austenit, koje imaju drugačiju specifičnu zapreminu u odnosu na martenzit, tada na graničnim površinama između ovih različitih mikrokonstituenata dolazi do dodatnih strukturnih naprezanja, zbog čega mogu da nastanu mikroskopske pukotine. Treće, pri preobražaju austenit – martenzit nastaju naprezanja usled povećanja zapremine. Četvrto, pri kaljenju se javljaju termička naprezanja usled toga što se spoljašnji sloj komada mnogo brže hladi od jezgra. U površinskom sloju se u početku stvaraju zatezna naprezanja, a u jezgru pritisna. Pri daljem hlađenju dolazi do promene naprezanja tako da u potpuno ohlađenom komadu spoljašnji sloj je napregnut na pritisak, a unutrašnji na zatezanje. Peto, kod komada sa oštrim promenama preseka, oštrim uglovima i ivicama, otvorima i žlebovima, javljaju se naprezanja uslovljena oblikom. Napred navedena naprezanja mogu se uzajamno lokalno pojačati ili oslabiti. Raspodela naprezanja u zakaljenom komadu je, prema tome, uglavnom veoma nehomogena. Ako je raspodela naprezanja kod jednostavno oblikovanih komada relativno ravnomerna, tada pri kaljenju dolazi dolazi jedino do promene dimenzija, pošto martenzit ima veću specifičnu zapreminu od perlita. ako je, nasuprot tome, kod složeno oblikovanih komada raspodela naprezanja vrlo nesimetrična, dolazi do vitoperenja usle kaljenja. Ako, pak, unutrašnja naprezanja prevaziđu zatezna čvrstoću, stvaraju se pukotine usled kaljenja. Kaljeni čelik je veoma osetljiv prema dodatnim neprezanjima. Termička naprezanja, koja mogu da nastanu pri brzom zagrevanju ili brušenju, u stanju su da izazovu stvaranje pukotina (pukotine usled brušenja). Pri luženju kaljenih čelika, usled difundovanja vodonika u čelik, mogu da se stvore pukotine usled luženja. Pri kaljenju u dva sredstva za hlađenje, čelik se prvo hladi u vodi dok se ne izgubi crveno usijanje, a zatim se u nekom blažem sredstvu, eventualno u ulju, kali do kraja. Hlađenje u vodi ima za cilj da se izbegne obrazovanje perlita, odnosno bejnita. Kada su ove dve oblasti jednom potisnute, dalje hlađenje može biti sporije, pošto je samo stvaranje martenzita, a time i tvrdoća koja se postiže, nezavisno od brzine hlađenja. Ovaj cilj se sigurnije postiže kaljenjem sa prekidom. Čelik se sa temperature kaljenja ohladi u rastopu metala ili soli, čija je temperatura neposredno iznad temperature martenzitne tačke, dakle u oblasti postojanosti austenita. Čelik se na ovoj temperaturi drži dok se temperatura po preseku ne ujednači, kako bi se uklonila termička naprezanja. Vreme držanja ne sme, svakako, da bude toliko dugo da otpočne transformacija u bejnit. Zatim se komad izvadi iz rastopa i kali u ulju ili ohladi na vazduhu. Primenom legiranih čelika umesto ugljeničnih može se kaljenje u vodi zameniti znatno blažim kaljenjem u ulju. Time se takođe mogu izbeći suvišna naprezanja usled kaljenja. Kod čelika koji sadrže više od 0,4 – 0,5%C posle kaljenja u strukturi, pored martenzita, prisutan je i zaostali austenit. Zaostali austenit smanjuje tvrdoću, otpornost na habanje i dovodi do promene dimenzija zbog zakasnele transformacije asutenita. Stoga se primenjuje obrada čelika na niskim temperaturama (obrada dubokim hlađenjem). Suština ove obrade je u produženom hlađenju kaljenih čelika do temperatura koje su niže od 0°C sa ciljem da se zaostali austenit transformiše u martenzit. Ovoj obradi podvrgavaju se uglavnom čelici čija je temperatura završetka martenzitne transformacije Mf na temperaturi nižoj od 0°C (slika 7.31). Produžavanje rashlađivanja čelika do –300C, pa čak i do –700C, prouzrokuje se transformacija zaostalog austenita u martenzit. Rezultat ove transformacije je povećanje tvrdoće za 1 – 3 HRC, povećanje zapremine i stabilizacija dimenzija čeličnih delova. Kako u procesu obrade dolazi do povećanja unutrašnjih naprezanja, hlađenje se izvodi sporo, a odmah zatim se vrši otpuštanje [15]. Obrada dubokim hlađenjem se mora izvršiti odmah posle kaljenja, jer držanje kaljenog čelika na sobnoj temperaturi u trajanju od nekoliko časova može stabilizovati austenit i tako umanjiti efekte dubokog hlađenja.

Osim već navedenih grešaka usled kaljenja treba još pomenuti pojavu mekih mesta kod kaljenih komada. Ova vrsta greške se javlja kada se površina komada potpuno ili delimično razugljeniše. Razugljenisanje može da potiče od prethodne toplotne obrade (kovanje, normalizacija, meko žarenje) ili od samog zagrevanja do temperature kaljenja. Pojava mekih mesta takođe nastaje pri neravnomernom hlađenju komada. Lokalne meke zone potiču uglavnom od mehurova pare ili od neodstranjenog oksida.

7.5.7. POVRŠINSKO OJAČAVANJE Radno opterećenje mašinskih delova se prenosi preko površine, zbog čega je ona najopterećenija. Ojačavanjem površinskih slojeva mašinskih delova može se značajno produžiti njihov radni vek. Postupci ojačavanja površinskih slojeva čeličnih delova mogu se razvrstati u: mehaničke postupke (sačmiranje, peskarenje), termičke postupke (površinsko kaljenje) i hemijsko-termičke postupke (cementacija, nitriranje, karbonitriranje, boriranje...). Mnogi delovi zahtevaju povišenu površinsku vatrostalnost, kao i površinsku otpornost na koroziju, pa se hemijsko-termičkom obradom putem difuzione metalizacije zadovoljavaju i ovi zahtevi (alitiranje, siliciranje, hromiranje). Kod normalno okaljenog ugljeničnog čelika samo površinski sloj određene debljine postiže maksimalnu tvrdoću, dok jezgro, zavisno od prečnika komada, sadrži i druge mikrokonstituente, pored martenzita, pa je mekše i žilavije od površine. Kada je, međutim, potrebno da površinski slojevi budu posebno otporni na habanje, a da jezgro mašinskog elementa bude što je moguće žilavije, može se primeniti površinsko kaljenje. Pri površinskom kaljenju posebnim metodama se površina čeličnih delova zagreva na temperaturu kaljenja, dok jezgro ostaje na znatno nižoj temperaturi. Tako se pri kaljenju kali samo površinski sloj, dok jezgro ostaje u polaznom normalizovanom ili žilavo poboljšanom stanju. Tehnički se zagrevanje izvodi kratkotrajnim potapanjem čelika u rastop metala zagrejan na temperaturu kaljenja (kaljenje potapanjem), pomoću gasnog plamenika (plameno kaljenje) ili pomoću visokofrekventne električne struje (indukciono kaljenje). Da bi se pri površinskom kaljenju postigla maksimalna tvrdoća na površini, čelik mora da sadrži bar 0,4 – 0,5%C. Međutim, pri tom sadržaju ugljenika jezgro ne može više postići visoku žilavost. Zato se, u slučaju kada se zahteva posebno visoka žilavost jezgra, za ojačavanje površine primenjuje cementacija ili nitriranje. Pri cementaciji čelici sa niskim sadržajem ugljenika (ovi čelici poseduju visoku žilavost) od 0,05 – 0,2% (čelici za cementaciju), koji praktično nisu kaljivi, drže se na temperaturama između 850 – 10000C u čvrstim, tečnim ili gasovitim sredstvima koja oslobađaju ugljenik. Ugljenik pri tome difunduje u površinske slojeve čelika. To je prva faza procesa cementacije, u kojoj se dobija neka vrsta složenog materijala, koji se sastoji od jezgra sa nižim sadržajem ugljenika i površinskog sloja sa visokim sadržajem ugljenika. Tabela 7.7. Zavisnost dubine temperature cementacije [2] Trajanje cementacije, h t = 8500C t = 9000C

cementacionog sloja (u mm) nelegiranog čelika od vremena i 1 0,4 0,6

5 0,8 1,2

10 1,2 1,5

30 1,5 2,5

60 2,5 4,5

Sredstva za cementaciju (drveni ugalj, rastopi za cementiranje, svetleći gas) moraju se tačno podesiti prema čeliku koji se cementira. Debljina naugljeničenog sloja može se regulisati pogodnim izborom temperature i vremena cementacije. Pošto se pri cementaciji radi o difuzionom procesu, debljina naugljeničenog sloja raste sa temperaturom i vremenom.

Čvrstim sredstvom za cementaciju, na primer drvenim ugljem sa dodatkom barijumkarbonata, kod ugljeničnih čelika se postižu dubine cementacionog sloja, prikazane u tabeli 7.7. Prema tome, temperatura i vreme cementacije se mogu međusobno zamenjivati u izvesnoj meri. Da bi se postigao cementacioni sloj od 1,5 mm debljine, može se cementirati 30 časova na 8500C ili 10 časova na 9000C. Međutim ova zamena temperatura – vreme ograničena je kvalitetom naugljeničenog sloja, pošto pri povišenju temperature dolazi do nepoželjnog rasta zrna, kao i do pojačanog naugljeničenja površinske zone usled povećane rastvorljivosti ugljenika u austenitu. Druga faza procesa cementacije je kaljenje cementiranog čelika. Ono se može obaviti na različite načine. Pri kaljenju sa temperature cementacije delovi se kale neposredno nakon završene cementacije. Naugljeničeni površinski sloj sa oko 0,9%C pri tome je pregrejan. Pošto je zbog dugog vremena držanja na visokoj temperaturi cementacije austenitno zrno postalo veoma grubo, čelik posle kaljenja postaje relativno krt. Zbog toga se ovaj najjednostavniji i najjeftiniji postupak primenjuje samo kod radnih delova koji su mehanički slabo opterećeni. U većini slučajeva komad se lagano hladi sa temperature cementacije na sobnu temperaturu, a zatim se ponovo zagrevaju i kale sa temperature koja odgovara sadržaju ugljenika u površinskom sloju, dakle sa 780 – 8000C. Površinski sloj je tada pravilno zakaljen, ali je jezgro još uvek krupnozrno. U slučaju veoma kvalitetnih i jako napregnutih komada, čelik se posle hlađenja normalizuje radi usitnjavanja zrna. Zatim se kali sa više temperature, koja odgovara sadržaju ugljenika u jezgru, da bi se dobilo žilavo jezgro, i konačno se kali sa temperature koja odgovara sadržaju ugljenika povvršinskog sloja. Pri tome se zakaljeno jezgro otpušta , a njegova žilavost se još poboljšava. Pri cementaciji se teži da se u površinskoj zoni postigne sadržaj ugljenika od 0,8% i postepeni prelaz koncentracije ugljenika od površine ka jezgru. Oštra promena koncentracije se javlja kada je temperatura cementacije suviše niska, te ugljenik ne može da prodre difuzijom dovoljno daleko u čelik, ili kada se upotrebi prejako sredstvo za naugljeničenje. Oštri prelazi koncentracije često dovode do odvajanja cementacionog sloja pri kaljenju. Jedna od glavnih grešaka pri kaljenju je prekomerno naugljeničenje. Pri suviše visokim temperaturama cementacije i pri upotrebi suviše jakog sredstva za naugljeničenje, koje ne odgovara datom čeliku, postiže se veći sadržaj ugljenika na površini od optimalne eutektoidne koncentracije, te se na granici austenitnih zrna izdvaja sekundarni cementit. To dovodi do krtosti cementacionog sloja. Cementit sa granica zrna se može ukloniti normalizacijom iznad Acm tačke. Pri nitriranju čelični komad se zagreva na 500 – 6000C tokom 30 – 60 časova u gasovitom amonijaku. Ovaj se pri tome delimično razlaže na vodonik i azot. Azot u nascentnom stanju difunduje u površinu čelika. Hlađenje sa temperature nitriranja se obavlja u peći, tako da se u čeliku ne stvaraju termička naprezanja. Nitrirani čelik, nasuprot cementiranom, ima prirodno tvrdu površinu, čija visoka tvrdoća potiče od veoma disperznih, tvrdih nitrida metala. Visoka tvrdoća nitriranog sloja kod legiranih čelika zadržava se i pri zagrevanju na 600 do 6500C. Nitriranjem se znatno poboljšava otpornost na habanje, trajna dinamička čvrstoća i postojanost na koroziju. Po svom uticaju na železo, azot se ponaša slično kao ugljenik – proširuje γ-oblast i stabilizuje austenit (slika 7.51). Tačka A3 se znatno snižava sa povećanjem sadržaja azota. Na 5900C pri sadržaju od 2,3% azota austenit se razlaže u eutektoidnu smešu ferita i železonitrida Fe4N. Ovaj eutektoid se naziva braunit. Ako se austenit naglo ohladi, tada nastaje, slično kao i kod ugljeničnih čelika, mikrostruktura slična martenzitu, azotni martenzit, tvrdoće 650HV.

Železo-nitrid Fe4N (γ') ima kubnu površinski centriranu rešetku. Atomi azota se nalaze u šupljinama rešetke. Faza γ' sadrži od 5,5 – 5,95%N2 i nije mnogo postojana na povišenim temperaturama. Od 6500C već počinje disocijacija na sastvne elemente. Heksagonalna ε-faza je hemijsko jedinjenje sastava koji se kontinuirano menja. Sadržaj azota varira od 8 – 11,2%. Kod 11,2%N2 ε-faza odgovara jedinjenju Fe2N. Ovo jedinjenje disocira već na 5000C. Tabela 7.8. Zavisnost debljine nitriranog sloja (mm) od vremena nitriranja (h) na 5500C [2] Trajanje nitriranja, h 6 12 18 24 30 Čelik sa 0,06%C 0,48 0,70 0,81 0,91 1,0 Čelik sa 0,54%C 0,20 0,40 0,52 0,65 0,72 Čelik sa 0,82%C 0,13 0,25 0,32 0,40 0,46 Nitrirani sloj kod tehničkih čelika je tanak i iznosi većinom samo nekoliko desetih delova milimetra. Povišenjem temperature iznad 6000C dubina nitriranja se može povećati, ali se tada istovremeno u povećanom obimu stvara i krta ε-faza, koja može da izazove odvajanje sloja. Zbog toga je uglavnom uobičajeno da se dubima nitriranja reguliše samo trajanjem nitriranja (tabela 7.8).

Slika 7.51. Ravnotežni dijagram stanja železo – azot [2] Tvrdoća nitriranog sloja iznosi 1100HV, a mikrotvrdoća je još viša. Mikrostruktura nitriranih slojeva veoma je različita i zavisi kako od uslova nitriranja (temperatura, vreme), tako i od sastava čelika. Prema vrsti i količini legirajućih elemenata, pored nitrida železa Fe4N i Fe2N, mogu se obrazovati još i specijalni nitridi: AlN, CrN, Cr2N, TiN, VN, MoN, Mo2N i drugi. Pri nitriranju mekog čelika i nelegiranih čelika azot difunduje u površinu. Međutim pri tome ne dolazi do stvaranja površinskog sloja sa visokom tvrdoćom, pošto se u feritu obrazuju grube nitridne igle, koje ne izazivaju dovoljno naprezanje rešetke. Čelici koji se najviše koriste za nitriranje sadrže pored 0,1 – 0,5%C još 1 – 2%Cr, do 2,5%Ni, do 0,5%Mo i oko 1%Al. Ovi čelici se pre nitriranja poboljšavaju do potrebne čvrstoće jezgra. Azot, koji pri nitriranju difunduje u površinu, stvara sa legirajućim elementima specijalne nitride, koji se izdvajaju u disperznom obliku i izazivaju naprezanje rešetke, a time i visoku površinsku tvrdoću.

Pri nitriranju se mora voditi računa da površina komada koji se nitrira ne bude razugljeničena. U protivnom, u grubim feritnim kristalima blizu površine se stvaraju takkođe grube igle ili kristali nitrida, što može da dovede do odvajanja površinskog sloja. Pri karbonitriranju sjedinjeni su cementacija i nitriranje. Čelik se na 800 do 9500C izlaže dejstvu gasovitih, tečnih ili čvrstih sredstava, koja istovremeno vrše i naugljeničenje i nitriranje. Jedan rastop za karbonitriranje sadrži, na primer, 25%NaCN, 60%NaCl i 15%Na2CO3. Pri kasnijem naglom hlađenju nastaje martenzit, koji sadrži kako ugljenik, tako i azot. Karbonitriranjem se poboljšavaju površinska tvrdoća i otpornost na habanje čelika, slično kao i cementacijom ili nitriranjem [2].

7.5.8. OTPUŠTANJE ČELIKA Zakaljeni čelik se odlikuje visokom tvrdoćom i vlikom sklonošću ka krtom lomu. Osim toga, kako je rečeno, pri kaljenju nastaju zanatna zaostala naprezanja. Zato se kaljenje čelika obično ne primenjuje kao završna operacija. Radi povećanja žilavosti i sniženja zaostalih naprezanja, kao i radi stabilizacije strukture, posle kaljenja se primenjuje otpuštanje [1]. Otpuštanjem se naziva vid termičke obrade pri kojem se kaljeni čelik zagreva do temperature nižih od tačke Ac1, drži na toj temperature određeno vreme, a zatim sporo hladi. Otpuštanjem se prouzrokuje transformacija nestabilne strukture kaljenog čelika u stabilniju strukturu [15]. Pri otpuštanju okaljenog čelika odigrava se više procesa, koji se mogu razjasniti pomoću dilatometrijske krive na slici 7.52. Ugljenični čelik sa 1,3%C prethodno je okaljen u vodi sa 11500C, a zatim otpuštan zagrevanjem brzinom od 20C/minut. Posle kaljenja mikrostruktura ovog čelika se sastoji od veoma grubih martenzitnih igala i oko 50% zaostalog austenita. Pošto martenzit, kao i zaostali austenit, pri nagrizanju ostaju svetli, ova dva mikrokonstituenta veoma se teško mogu razlikovati.

Slika 7.52. Dilatometrijska kriva otpuštanja čelika sa 1,3%Ckaljenog u vodi sa 11500C. Brzina zagrevanja 20C/minut [2] Do 800C uzorak se ravnomerno izdužuje. Između 80 i 1500C nastaje jako skraćenje epruvete (I stadijum otpuštanja). Ovo je izazvano time što ugljenikovi atomi, koji su zadržani u tetragonalnoj martenzitnoj rešetki, počinju intenzivnije da se pokreću i difunduje u

međuprostore rešetke, koji imaju veću zapreminu. Tetragonalna deformacija rešetke se neprekidno smanjuje sa temperaturom i vremenom otpuštanja, te se postepeno obrazuje kubni martenzit. Može se pretpostaviti da se već u ovom stadijumu otpuštanja izdvajaju submikroskopski kristali cementita, pošto se posle jednočasovnog otpuštanja na 1000 C martenzit pomalo nagriza i može se dobro razlikovati od svetlog zaostalog austenita. Od 1500C epruveta se ponovo izdužuje do oko 2900C (II stadijum otpuštanja). Premeštanje atoma ugljenika u rešetki, zbog čega tetragonalni martenzit prelazi u kubni, zavvršeno je, te smeša kubnog martenzita i zaostalog austenita povećava svoju zapreminu saglasno poišenju temperature. Ovo normalno toplotno širenje se odigrava istovremeno sa transformacijom zaostalog austenita u kubni martenzit, što takođe dovodi do povećanja zapremine. Usled povećanja pokretljivosti ugljenikovih atoma izdvajaju se najfiniji karbidi. Time se smanjuje stabilnost austenita, i γ-čvrsti rastvor prelazi u α-rešetku kubnog martenzita. Između 290 i 4000C pponovo dolazi do kontrakcije dilatometrijske epruvete (III stadijum otpuštanja). U ovoj temperaturnoj oblasti izdvaja se praktično sav ugljenik iz kubnog martenzita i obrazuje cementit. Kubna rešetka martenzita sa parametrom a = 0,290 nm kontinuirano prelazi u kubnu rešetku ferita sa parametrom a = 0,286 nm. Iznad oko 4000C otpušteni čelik se sastoji od ferita i veoma finih čestica karbida. Daljim povišenjem temperature izdvojeni karbidi postaju krupniji i mikroskopski vidljivi. Međutim ovaj proces koagulacije nije vidljiv na dilatometrijskoj krivoj. Igličasta struktura ferita nastalog iz martenzita zadržava se i na najvišim temperaturama otpuštanja zbog orijentisanog izdvajanja karbida, a odstranjuje se tek zagrevanjem iznad tačke Ac1. Tri stadijuma otpuštanja nisu međusobno oštro odvojeni, već postepeno prelaze jedan u drugi. Tvrdoća kaljenog čelika neprekidno opada sa porastom temperature otpuštanja (tabela 7.9). Tabela 7.9. Promena tvrdoće HRC sa temperaturom otpuštanja čelika sa 1,3%C [2] Temperatura otpuštanja, 0C Tvrdoća po Rokvelu, HRC 20 63 100 63 200 59 300 55 400 48 500 41 600 34 700 25 Osim tvrdoće, pri otpuštanju opada i granica razvlačenja i zatezna čvrstoća, dok prekidno izduženje, kontrakcija i udarna žilavost rastu. U tabeli 7.10 prikazane su promene karakteristika pri otpuštanju čelika sa 0,45%C i 0,8%Mn, kaljenog u vodi sa 8500C. Tabela 7.10. Promena mehaničkih karakteristika čelika sa 0,45%C i 0,8%Mn pri otpuštanju nakon kaljenja sa 8500C [2] Temperatura otpuštanja, 0C 300 400 500 600 700 Tvrdoća HB 320 285 250 220 200 Rm, MPa 1050 100 900 800 700 Rp, MPa 750 700 620 520 430 A, % 10 15 20 25 30 Z, % 30 40 50 55 60 Pri istoj čvrstoći, granica razvlačenja, izduženje i suženje su znatno viši kod otpuštenog (poboljšanog) čelika nego kod valjanog ili normalizovanog čelika (tabela 7.11).

Tabela 7.11. Mehaničke karakteristike čelika sa 0,60%C u valjanom stanju i posle poboljšanja (pri istoj zateznoj čvrstoći) [2] Stanje Rm, MPa Rp, Mpa A, % Z, % Valjeno 850 520 5 10 Poboljšano 850 620 15 40 Poboljšanje mehaničkih karakteristika neposredna je posledica izvanredno velikog usitnjavanja zrna i ravnomerne raspodele mikrokonstituenata, koje se postiže otpuštanjem nakon kaljenja (poboljšenjem). Pošto pri otpuštanju difuzija ugljenika igra presudnu ulogu, može se u ograničenom obimu temperatura otpuštanja zameniti vremenom otpuštanja. Isto poboljšano stanje se postiže kratkim držanjem na višoj temperaturi ili dužim držanjem na nižoj temperaturi. Međutim, treba ići na što je višu moguću temperaturu otpuštanja, da bi se uklonila unutrašnja naprezanja nastala u procesu kaljenja. Neki legirani čelici, naročito hromni, manganski i hrom-nikllovi konstrukcioni čelici, posle otpuštanja imaju znatno nižu udarnu žilavost, ako je hlađenje sa temperature otpuštanja veoma sporo. Žilavost se pri otpuštnju u ovom slučaju može sniziti za nekoliko puta, pa čak i za ceo red veličina [1]. Ova pojava se označava kao otpusna krtost. Uzrok ove pojave, koja se odražava samo na udarnu žilavost, ali ne i na čvrstoću i tvrdoću, još nije pouzdano utvrđen. Pretpostavlja se da se radi o procesima izdvajanja na granicama zrna. Postoje dva tremperaturna intervala otpuštanja koji izazivaju krtost: 250 – 3500C i 500 – 6000C. Sniženje udarne žilavosti nakon otpuštanja u prvom intervalu se naziva otpusnom krtošću I vrste, a nakon otpuštanja u drugom intervalu – otpusnom krtošću II vrste [1]. Otpusna krtost I vrste zapaža se kod svih konstrukcionih čelika, nezavisno od stepena legiranosti. Otpusna krtost II vrste se javlja samo kod legiranih konstrukcionih čelika: hromnih, manganskih, hrom-niklovih, hrom-manganskih itd. Sniženje žilavost se skoro ne javlja posle brzog hlađenja sa temperature otpuštanja (u vodi ili ulju). Otpusna krtost II vrste se uspešno suzbija dopunskim legiranjem molibdenom ili volframom u količini od 0,3 i 1%, respektivno [1]. Prema temperatruri zagrevanja nakon kaljenja, razlikuju se nisko, srednje i visoko otpuštanje. Nisko otpuštanje na otpušteni martenzit (120 – 2500C) široko se primenjuje posle kaljenja instrumenata, cementiranih, cijaniziranih i karbonitriranih delova i posle površinskog kaljenja. Cilj niskog otpuštanja je smanjenje zaostalih unutrašnjih naprezanja, nastalih kaljenjem. Temperatura niskog otpuštanja se bira tako da se tvrdoća i otpornost na habanje ne snize ili da se samo neznatno snize. Držanje na temperature otpuštanja ne prelazi 1 – 3 časa, pošto sa daljim produženjem držanja unutrašnja naprezanja slabo opadaju. Varijanta niskog otpuštanja je stabilizirajuće otpuštanje. Kod kaljenih čelika čak i na sobnoj temperature protiču spori (dugogodišnji) procesi raspada martenzita, preobražaja zaostalog austenite u martenzit i sniženja naprezanja. Za takve proizvode, kao što su merni instrumenti visoke preciznosti i precizni ležajevi, promena dimenzija je nedopustiva, čak ni u iznosu od nekoliko μm. Stabilizacija structure se postiže niskim (stabilizirajućim) otpuštanjem na 100 – 1800C tokom 30, a ponekada i 150 časova [1]. Srednje otpuštanje na finolamelarnu perlitnu strukturu (prema nekadašnjoj terminologiji, na trustit) se vrši na temperaturama 350 – 4500C i primenjuje se tada kada je neophodno dobiti čelik sa kombinacijom visoke čvrstoće, elastičnosti i dovoljne žilavosti. Srednjem otpuštanju se podvrgavaju opruge [1]. Visoko otpuštanje na finolamelarni perlit (prema nekadašnjoj terminologiji, na sorbit) se izvodi na temperaturama 450 – 6500C i široko se primenjuje na konstrukcionim čelicima, koji treba da se odlikuju ne samo dovoljnom čvrstoćom, nego i dobrom žilavošču. Vreme

držanja pri visokom otpuštanju određuje se eksperimentalno, na bazi željenog kompleksa svojstava i obično iznosi nekoliko časova [1].

7.5.9. POBOLJŠANJE ČELIKA Poboljšanje predstavlja kombinovani postupak termičke obrade čelika, koji se sastoji od kaljenja i, najčešće, visokog otpuštanja. Cilj poboljšavanje je postizanje visoke vrednosti čvrstoće i napona tečenja i visoke vrednosti udarne žilavosti. Od kakvog je značaja poboljšanje može se zaključiti po tome što se najdogovorniji delovi mašina (osovine, vratila, zupčanici, zavrtnji i dr.) koriste u poboljšanom stanju [15]. Poboljšanje se najšire primenjuje na konstrukcionim čelicima (0,3 – 0,6%C) i na nisko i srednje legiranim čelicima. Pored opisanog poboljšanja čelika, koje se sastoji od kaljenja i visokog otpuštanja (normalno poboljšanje), primenjuje se bejnitno poboljšanje. Putem bejnitnog poboljšanja izbegava se pojava velikih unutrašnjih naprezanja, koja nastaju pri kaljenju. Bejnitno poboljšanje se sastoji u zagrevanju čelika na temperaturu kaljenja, a zatim hlađenja u rastopu soli ili metala, koji se nalazi na povišenoj temperaturi. Temperatura rastopa za hlađenje se bira prema željenoj tvrdoći i čvrstoći čelika. Pothlađeni austenit se pri konstantnoj temperaturi transformiše u bejnit. Kada je transformacija završena, čelik se ohladi na sobnu temperaturu. Pri bejnitom poboljšanju se, dakle, kaljenje i otpuštanje na izvestan način objedinjuju u jedan radni proces, pri čemu se čelik ne izlaže opasnim naprezanjima, koja nastaju pri obrazovanju martenzita. Osim toga, bejnitno poboljšani čelik, pri približno istoj tvrdoći i čvrstoći, ima često bolju žilavost nego normalno poboljšani čelik. Ovo je prikazano na primeru čelika sa 0,75%C. Pri bejnitnom poboljšanju uzorci prečnika 5 mm ohlađeni su naglo sa 8000C u rastopu metala na 3000C. Transformacija je bila završena posle 15 minuta i uzorci su ohlađeni u vodi. Posle ovog tretmana čelik je imao tvrdoću od 50HRC. Normalno poboljšanje na istu vrednost tvrdoće izvršeno je kaljenjem sa 8000C u ulju i otpuštanjem na 3200C u trajanju od 30 minita. Različito poboljšani čelici pokazuju mehaničke karakteristike date u tabeli 7.12. Tabela 7.12. Mehaničke karakteristike normalno i bejnitno poboljšanog čelika sa 0,75%C [2] Obrada HRC Rm, MPa Rp, MPa A, % Z, % Normalno poboljšan 50 1720 850 0,5 1 Bejnitno poboljšan 50 1950 1050 2 35 Mogućnost primene bejnitnog poboljšanja mnogo zavisi od karaktera TTT dijagrama za dati čelik, od veličine komada koji se obrađuje i od željene krajnje tvrdoće. Kod nešto jače legiranih čelika preobražaj u bejnit ponekada zahteva veoma dugo vreme, te je industrijski opravdanije da se čelik poboljša normalno. Neka vrsta bejnitnog pobolljšanja je patentiranje, koje se primenjuje kod žica sa 0,50 – 0,90%C. Pri tome žica se brzo ohladi sa temperatura iznad Ac3 u rastopu olova ili soli na 400 – 5500C i izotermalno transformiše. Prema temperaturi transformacije, nastala struktura je finolamelarni perlit. Proeutektoidni ferit, ako je moguće, ne treba da se pojavi. Patentirana žica hladnim izvlačenjem treba da postigne čvrstoću od 1400 – 2200 MPa i prerađuje se u čelično uže. Žica za opruge i klavirske žice posle patentiranja se izvlače na hladno do čvrstoće od 360 MPa. Ako se postupci termičke obrade, koji se obično primenjuju na čeliku, zajedno unesu na TTT (IR) dijagram dobija se prikaz dat na slici 7.53. Dijagram se odnosi na jedan podeutektoidni čelik. Oblast transformacije austenita je šrafirana. Takođe je unesena linija početka izdvajanja proeutektoidnog čelika ispod A3 tačke.

Slika 7.53. Šematski IR-dijagram jednog podeutektoiudnog čelika sa nanesenim postupcima termičke obrade: 1 – normalizacija; 2 – kaljenje; 3 – kaljenje u dva sredstva za hlađenje; 4 – kaljenje sa prekidom; 5 – bejnitno poboljšanje; 6 –patentiranje [2] Pri normalizaciji (kriva hlađenja 1) hlađenje je relativno sporo. Preobražaj austenite počinje izdvajannjem proeutektoidnog ferita, a završava se obrazovanjem perlite. Pri kaljenju (kriva 2) pothlađenje je veoma veliko. Preobražaj austenite počinje tek u martenzitnoj oblasti i u njoj se nastavlja, vise ili manje potpuno (uvek preostane izvesna količina austenita), do kraja. Prilikom kaljenja u dva sredstva (kriva 3) čelik se prvo naglo hladi u vodi, zatim blaze u ulju. Pri kaljenju sa prekidom (kriva 4) čelik se hladi naglo do temperature neposredno iznad martenzitne tačke i na ovoj temperature se čelik drži što je moguće duže, da bi se smanjio gradijent temperature, a time i unutrašna naprezanja između spoljašnje zone i jezgra komada. Međutim, pre nego što počne preobražaja austenite – bejnit, nastavlja se lagano hlađenje i austenite se transformiše u martenzit. Prilikom bejnitnog poboljšanja (kriva 5) postupa se slično kao i pri kaljenju sa prekidom, samo se sada vreme držanja bira tako da se austenite bez ostatka transformiše u bejnit. Konačno, prilikom patentiranja (kriva 6) čelik se takođe naglo ohladi do određene temperature, ali temperature izotermalnog preobražaja leži uglavnom vise mego pri bejnitnom poboljšanju, i to ako je moguće ispod feritne linije [2].

7.6. KLASIFIKACIJA ČELIKA Klasifikacija čelika se može izvršiti prema različitim kriterijumima. Prema hemijskom sastavu čelici se dele na ugljenične i legirane. Prema nameni čelici se dele na konstrukcione, alatne i čelike sa posebnim svojstvima. Konstrukcioni čelici sadrže do 0,6%C i dele se na opšte konstrukcione čelike, finozrne konstrukcione čelike, čelike za cementaciju, čelike za poboljšanje, čelike za opruge, čelike za automate, čelike otporne prema habanju, vatrootporne čelike, čelike za rad na povišenim temperaturama i nerđajuće čelike. Alatni čelici sadrže preko 0,6%C i dele se na ugljenične alatne čelike, legirane alatne čelike za rad u hladnom stanju, legirane alatne čelike za rad u toplom stanju i brzorezne alatne čelike [21]. U uslovima dinamičkih opterećenja, kada se ne preporučuje primena livenih gvožđa, upotrebljava se čelični liv. Podela čeličnog liva prema nameni je analogna podeli čelika, tako da se čelični liv sa do 0,6%C smatra konstrukcionim, a sa preko 0,6%C alatnim [21]. Prema strukturi čelici mogu biti feritni, podeutektoidni (feritno-perlitni), eutektoidni, nadeutektoidni, ledeburitni, austenitni i martenzitni. Prema kvalitetu, to jest prema sadržaju sumpora i fosfora, čelici se dele na: čelike običnog kvaliteta (ugljenične) sa sadržajem sumpora do 0,06% i fosfora do 0,07%; kvalitetne čelike (ugljenične i legirane) sa sadržajem sumpora 0,035 – 0,040% i fosfora 0,035 – 0,040%; visokokvalitetne čelike (legirane) sa sadržajem sumpora do 0,025% i fosfora do 0,025%; plemenite čelike (legirane) sa sadržajem sumpora do 0,015% i fosfora do 0,015%. čelik.

Prema načinu dobijanja razlikuju se Tomasov, Besemerov, Simens-Martinov i elektro-

Prema načinu dezoksidacije, odnosno prema količini zaostalih gasova u toku očvršćavanja, čelici se dele na neumirene, poluumirene i umirene. Dezoksidacija čelika se vrši manganom, silicijumom i aluminijumom kao dezoksidatorima, prema sledećim reakcijama [1]: FeO + Mn = Fe + MnO 2FeO + Si = 2Fe + SiO2 3FeO + 2Al = 3Fe + Al2O3. Dezoksidatori se u čelik dodaju pred izlivanje. Silicijum i mangan se dodaju u vidu ferolegura, a aluminijum u čistom obliku. Neumireni čelici sadrže do 0,3%C i oko 0,02%Si i nepotpuno su dezoksidisani manganom i aluminijumom. Odlikuju se prisustvom gasnih pora duž spoljašnje strane ingota. Poroznost nastaje usled reakcije neredukovanog oksida FeO i ugljenika pri kristalizaciji [1]: FeO + C = Fe + CO. Mehurovi CO gasa ostaju u ingotu i zavaruju se pri naknadnom valjanju. Međutim, prisutne pore smanjuju žilavost, dinamičku čvrstoću i zavarljivost čelika, pa se neumireni čelici uglavnom koriste za proizvodnju limova i šipki. Umireni čelici sadrže više od 0,3%C i od 0,15-0,6%Si. Oksidi se u toku dezoksidacije ne udaljavaju, već stvaraju suspenziju u rastopu i ostaju u očvrslom čeliku. U umirenom čeliku nema gasnih mehurova, ali se na vrhu ingota formira lunker, koji se otklanja odsecanjem.

Poluumireni čelici sadrže od 0,3 – 0,9%C i oko 0,15%Si, a dezoksidisani su u većoj meri nego neumireni. Osim mangana i aluminijuma, kao dezoksidator deluje i silicijum. Pore su skoncentrisane u gornjem delu ingota. Primenjuje se za izradu profila i debljih limova. Prema obliku i stanju poluproizvoda, čelici se dele na valjane, vučene, kovane, livene, brušene, presovane i ljuštene.

7.7. PRATIOCI ŽELEZA Čelici, osim železa i ugljenika, sadrže i različite količine drugih elemenata, koji se smatraju primesama ili legirajućim elementima. Primese se mogu podeliti na: − prateće (stalne, obične) primese, koje se su sadržane u rudama ili sirovinama od kojih se proizvodi čelik (Si, Mn, S, P, Al, Ti); − skrivene primese (N2, O2, H2), koje potiču iz vazduha sa kojim čelik dolazi u kontakt tokom livenje; − slučajne (lokalne) primese (Cu, Ni, Cr...), koje potiču iz ruda samo u nekom geografskom reonu (uralske rude, na primer, sadrže bakar [14]) ili su posledica tehnološkog postupka dobijanja čelika; − specijalne primese (legirajući elementi), koje se dodaju namerno, kako bi se dobile specijalne vrste čelika – legirani čelici.

7.7.1. UGLJENIK Preovlađujući uticaj na svojstva čelika ima ugljenik. Struktura čelika se posle sporog hlađenja obično sastoji od dveju faza: mekog, plastičnog ferita i tvrdog, krtog cementita. Sa povećanjem sadržaja ugljenika količina cementita se u strukturi čelika povećava, usled čega rastu čvrstoća, granica tečenja i tvrdoća, ali se snižavaju prekidno izduženje, kontrakcija i udarna žilavost, a prag hladne krtosti čelika se pomera ka višim temperaturama (slika 7.54). Pri sadržaju ugljenika većeg od 1% granica tečenja i zatezna čvrstoća počinju da opadaju, bez obzira što se tvrdoća i dalje povećava. To se objašnjava izdvajanjem sekundarnog cementita po granicama bivših austenitnih zrna u vidu krte kontinualne mreže, koja pri opterećenju izaziva prevremeni lom. Ugljenik utiče i na tehnološka svojstva čelika. Sa povećanjem sadržaja ugljenika snižava se mehanička obradljivost čelika, pošto se povećava tvrdoća i snižava toplotna provodljivost. Ali i niskougljenični čelici se loše mehanički obrađuju zbog previsoke žilavosti. Najbolju obradljivost skidanjem strugotine poseduju srednjeugljenični čelici, koji sadrže 0,4 – 0,5%C. Sa povećanjem sadržaja ugljenika takođe se snižava zavarljivost čelika i snižava njegova sposobnost prerade u toplom stanju, a posebno u hladnom stanju. U čelicima sa sadržajem ugljenika do 0,3% postoji mogućnost da se perlit razdvoji posle vrlo sporog hlađenja, a naročito posle višestrukog oscilovanja temperature oko A1 tačke. Lamele ferita iz perlita u tom slučaju kristališu na prisutnim kristalima proeutektoidnog ferita, a cementit se u obliku traka izdvaja po granicama zrna ferita. Čelik zbog toga postaje krt, pošto su sada kristali žilavog ferita međusobno odvojeni krtim cementitom [2]. Zbog velike brzine difuzije, atomi ugljenika na višim temperaturama mogu preći znatna rastojanja u kratkom vremenu. U slučaju pogodne atmosfere peći, postoji mogućnost da ugljenik napusti čelik i da dođe do razugljeničenja (dekarbonizacije, razugljenisanja). Razugljeničenje je izrazitije kod čelika sa većim procentom ugljenika. Tokom termičke obrade (meko žarenje, kaljenje) ili tople prerade u plastičom stanju (kovanje),

površina delova se može nekontrolisano razugljeničiti, ako pećni gasovi sadrže višak oksidativnih komponenti. Cementit iz površinskih slojeva čelika se razlaže, a ugljenik se oksidiše do CO i CO2. Novi atomi ugljenika difuzijom iz unutrašnjih slojeva dospevaju na površinu, gde se oksidišu, i tako se površina čelika polako razugljeničava [2].

Slika 7.54. Uticaj ugljenika na mehanička svojstva čelika posle hlađenja na vazduhu: HB – tvrdoća po Brinelu; Rm – zatezna čvrstoća; A – prekidno izduženje; Z – kontrakcija; KCU – udarna žilavost [12] Pri velikom višku kiseonika u pećnoj atmosferi opasnost od razugljeničenja nije tako velika, jer kiseonik oksidiše ferit, a brzina ove oksidacije je veča od brzine razugljeničenja. Vodonik takođe vrši jako razugljeničenje. Ugljenik se u takvoj atmosferi vezuje u ugljovodonike (na primer u metan, CH4) [2].

7.7.2. SILICIJUM Prilikom izrade kiselih čelika silicijum se skoro uvek oslobađa u malim količinama usled redukcije silicijum-dioksida iz obloge peći i šljake i prelazi u rastop.Osim toga, silicijum se dodaje umirenim čelicima u obliku ferosilicijuma radi vezivanja kiseonika. Čelici sa 0,2 – 0,5%Si smatraju se potpuno umirenim, čelici sa 0,1%Si poluumirenim, a čelici sa menja od 0,02%Si neumirenim (ukoliko dezoksidacija nije izvršena nekim drugim sredstvom, na primer manganom, aluminijumom, titanom). Rastvorljivost silicijuma u železu je vrlo velika i na sobnoj temperaturi iznosi oko 14%. Iz tog razloga, male količine silicijuma (≤ 0,5%) koje se nalaze u nelegiranim čelicima ne dovode do pojave neke posebne faze u strukturi, već se potpuno rastvaraju u železu gradeći

čvrsti rastvor siliko-ferit. Jedan deo silicijuma odlazi u karbide. Prema tome, sadržaj silicijuma u čeliku, nasuprot ugljeniku, ne može se odrediti iz mikrostrukture.

7.7.3. MANGAN Nelegirani ugljenični čelici mogu da sadrže do 0,8%Mn koji se u rastopljeni čelik dodaje radi dezoksidacije, a pre svega radi vezivanja sumpora. Na sobnoj temperaturi α-Fe rastvara oko 10%Mn, pa male količine mangana prisutnog u nelegiranim čelicima ne stvaraju posebne faze (ne uzimajući u obzir mangan-sulfid). Sadržaj mangana u čeliku se, prema tome, ne može odrediti iz mikrostrukure. Jedan deo mangana se rastvara u cementitu i stvara karbid železa i mangana (Fe,Mn)3C. Ovaj se pri zagrevanju vrlo brzo rastvara u austenitu. Kristali austenita usled toga mogu neometano da rastu. Zato su čelici sa povećanim sadržajem mangana osetljivi na pregrevanje i nafginju pojavi grubozrnosti. Za čelike sa povećanim sadržajem mangana je tipična pojava vlaknaste (usmerene) strukture, koja uslovljava znatan pad žilavosti u poprečnom pravcu na pravac pružanja vlakna. Odnos između udarne žilavosti u uzdužnom i poprečnom pravcu može da bude i 5:1. Vlaknasta struktura nastaje tako što vrlo reaktivni mangan stvara brojne nemetalne uključke, kao MnO, Mns, MnO∙SiO2, (MnO2)∙ SiO2, koji se pri deformaciji raspoređuju u nizove. Čelici sa povišenim sadržajem mangana nisu osetljivi na pojavu crvene krtosti (krtosti na povišenim temperaturama, krtosti u crvenom usijanju) zbog vezivanja sumpora u mangansulfid, MnS, koji ima visoku temperaturu topljenja (preko 16000C). Potreban sadržaj mangana (CMn) određuje se prema sadržaju sumpora iz relacije: CMn = 0,3 + 1,72CS. Prema tome, čelik sa 0,06%S nije podložan crvenoj krtosti u prisustvu 0,4%Mn.

7.7.4. FOSFOR Fazni dijagram legura železo – fosfor prikazan je na slici 7.55. Železo sa fosforom gradi dva fosfida, Fe3P i Fe2P. Između kristala α-čvrstog rastvora i Fe3P jedinjenja javlja se na 10500C eutektikum sa 10,5%P. Fosfor pripada grupi elemenata koji sužavaju γ-područje železa. Već počev od 0,6%P legure Fe – P su čisto feritne [2]. Ugljenični čelici sadrže obično do 0,06%P. Samo kod nekoliko vrsta čelika mogu biti prisutni veći sadržaji fosfora (do 0,3%). Kako α-čvrsti rastvor može na sobnoj temperaturi da zadrži do oko 6%P, fosfor koji se nalazi u čeliku ne stvara posebnu fazu. Kristali Fe3P se obično ne javljaju u čeliku, ali se javljaju u livenom gvožđu. Kristali austenita koji sadrže fosfor pokazuju izvanredno jaku sklonost ka pojavi kristalne segregacije, što je uslovljeno vvelikom temperaturnom razlikom između likvidus i solidus linija, kao i malom brzinom difuzije fosfora u železu. Iz rastopa primarno izdvojeni dendriti γ-čvrstog rastvora znatno su siromašniji fosforom od preostalog rastopa kkoji očvršćava na kraju u poljima između osa dendrita. Segregacija fosfora u primarnim kristalima γ-čvrstog rastvora ne izjednačavaju se ni pri hlađenju do sobne temperature, ni pri toploj plastičnoj preradi, ni pri termičkoj obradi čelika. Takođe ni sekundarna kristalizacija pri izdvajanju ferita, odnosno cementita, ili pri stvaranju perlita ne menja neravnomernu rasppodelu fosfora. Da bi se eliminisale razlike u sadržaju fosfora unutar kristala γ-čvrstog rastvora potrebno je dugo žarenje neposredno ispod solidus temperature (difuziono žarenje). Kako difuziono žarenje ne dovodi do željenog

uspeha u tehnički prihvatljivom vremenu, ono se u praksi najčešće i ne primenjuje. Umesto toga teži se da sadržaj fosfora u čeliku bude što je moguće niži.

Slika 7.55. Dijagram stanja železo – fosfor [2] Pord primarne segregacije fosfora, postoji mogućnost obrazovanja i sekundarne segregacije. jer ferit, koji se pri hlađenju izdvaja iz austenita, može da rastvori veću količinu fosfora. Zbog relativno niske temperature i vrlo male brzine difuzije fosfora, sekundarna segregacija fosfora se ne može izbeći. U strukturi se tada nalaze kristali ferita sa različitim sadržajem fosfora. Primarna segregacija fosfora utiče i na obrazovanje sekundarne feritno-perlitne mikrostrukture. Fosfor smanjuje rastvorljivost ugljenika u austenitu, pa ako postoji segregacija fosfora u kristalima austenita, ugljenik se potiskuje u područja kristala siromašna fosforom. to znači da u austenitu na visokim teperaturama dolazi do nehomoggenosti u sadržaju ugljenika. Pri hlađenju se ferit prvenstveno izdvaja na mestima koja su siromašna ugljenikom, tj. bogata fosforom, a perlit, koji nastaje kasnije, se izdvaja na mestima bogatim ugljenikom, tj. siromašnim fosforom. Posledicce ovoga su grubo razdvajanje ferita i perlita u žarenom čeličnom livu i linijsko feritno-perlitno razdvajanje (tzv. sekundarna linijska struktura) u valjanom i kovanom čeliku. Poseban izvor opasnosti za čelične delove su segregacije na mestu ganih mehurića. Pri očvršćavanju tečnog čelika dolazi do oslobađanja gasova. Ovi se u ingotu podižu u vidu

mehurića uvis. Ako u toku očvršćavanja temperatura opadne, gasni mehurići se zadržavaju u viskoznom rastopu. Sniženjem temperature opada i pritisak u gasnim mehurićima, pa okolni rastop, bogat fosforom (i sumporom) biva usled vakuuma usisan i delimično ili potpuno ispunjava zapreminu mehurića. Tako se javlja lokalna segregacija. Pored segregacije u kristalu u segregacije na mestu gasnih mehurića, fosfor ulestvuje i u segregaciji u bloku (ingotu). Središte bloka je bogatije fosforom od površine, a glava bloka je bogatija od pete. Segregacija u bloku raste sa visinom bloka i takođe se ne može izbeći [2]. Segregacije fosfora su nepoželjne u tehničkim čelicima, jer one predstavljaju štetnu nehomogenost strukture. Zone sa različitim sadržajem fosfora imaju i različitu tvrdoću, čvrstoću i žilavost. Usled različite čvrstoće i žilavosti između mikrokonstituenata stvaraju se unutrašnja naprezanja, koja mogu da dovedu do pojave pukotina (pukotine usled segregacije, slika 7.56).

Slika 7.56. Pukotine nastale pri kovanju čelika sa silicijumom i manganom usled grube segregacije [2] Ako čelik sadrži veće količine vodonika, postoji opasnost da pri hlađenju u temperaturnoj oblasti oko 2000C nastanu male pukotine usled naprezanja, tzv. bele pege. Ako u čeliku postoje i segregacije, verovatnoća za pojavu ovih pukotina se povećava, pošto se sabiraju unutrašnja naprezanja izazvana prisustvom vodonika i segregacija. Bele pege se ne javljaju na mestima na kojima ne postoje segregacije. Fosfor kod čelika izaziva i pojavu krtosti u hladnom (hladne krosti), koja se karakteriše povvećanjem čvrstoće i padom žilavosti. Iz navedenih razloga, sadržaj fosfora se u čelicima ograničava. Veći sadržaj fosfora se dozvoljava samo u posebnim slučajevima. Čelici za automate sadrže do 0,5%P, kako bi se posle obrade sačuvala glatka, sjajna površina. Nešto veći sadržaj fosfora, uz jednovremeno prisustvo bakra, povvećava za 2 – 3 puta otpornost čelika na koroziju.

7.7.5. SUMPOR Fazni dijagram sistema Fe-S prikazan je na slici 7.57. Železo sa sumporom gradi železo-sulfid, FeS. Između sulfida železa i železa na 9850C stvara se eutektikum sa 30,5%S. Na 13650C δ-Fe rastvara 0,17%S (metatektička tačka), a γ-železo na istoj temperaturi 0,07%S. Nije pouzdano utvrđeno koliko α-železo rastvara sumpora, ali je ta rastvrljivost zanemarljiva. Iz tog razloga, sumpor, za razliku od drugih pratilaca železa, stvara već pri

minimalnim koncentracijama posebnu, karakterističnu fazu u mikrostrukturi železa, sulfid železa FeS. Ovaj je prljavožute boje i kao nemetalni uključak uočava se već na poliranom uzorku koji nije nagrizen.

Slika 7.57. Dijagram stanja železo – sumpor [2] Prema dijagramu stanja već pri vrlo malom sadržaju sumpora trebalo bi očekivati stvaranje eutektikuma (Fe + FeS) sa niskom tačkom topljenja (9850C) na granicama kristala železa. Ovo, međutim, nije slučaj. Umesto toga dolazi do razdvajanja eutektikuma: železo iz eutektikuma kristališe na prisutnim primarnim kristalima železa, a preostali sulfid FeS stvara na granicama zrna mrežu manje ili veće debljine. Temperatura topljenja sulfida FeS je 11940C. Legure kod kojih se na granicama zrna izdvajaju faze sa niskom tačkom topljenja podložne su pri toploj preradi u plastičnom stanju pojavi preloma, jer se supstanca na granicama zrna topi ili omekšava, pa između kristala čvrstog rastvora više ne postoji čvrsta veza. Većina čelika sadrži ne više od 0,06%S (izuzev čelika za automate). Iako kod ovakvih čelika ne može doći do stvaranja eutektikuma, ipak postoji opasnost od preloma na temperaturi tople prerade u slučaju da je sadržaj mangana takođe vrlo mali. Pri tome se razlikuje područje krtosti na temperaturama između 800 i 10000C, u kome čelik postaje krt usled neznatne plastičnosti sulfida FeS koji se nalazi na granicama zrna, i područje krtosti iznad 12000C, kada, ustvari, započinje topljenje sulfida na granicama zrna. Između 1000 i 12000C čelici se uglavnom dobro uobličavaju. U ovom temperaturnom intervalu sulfidi su ili plastičniji ili, što je verovatnije, delimično se rastvaraju, usled povećane brzine difuzije. Da bi se sumpor učinio neškodljivom i da bi se isključila opasnost od crvene krtosti, povewćava se sadržaj mangana u legurama železa. Mangan stvara sulfid MnS koji se topi tek na 16100C i koji se iz rastopa izdvaja u vidu primarnih kristala. U većini slučajeva kristali MnS koagulišu se pod delovanjem površinskog napona u globule, koje pri uobličavanju čelika postaju manje ili više eliptične. Ako je celokupan sumpor vezan za mangan, ne može doći do pojave crvene krtosti.

Za razliku od ostalih nemetalnih uključaka, sulfidi se relativno dobro plastično deformišu, kako na hladno, tako i na toplo. Zbog toga se sulfidni uključci nikada ne drobe pri plastičnoj deformaciji, vveć se samo izdužuju u pojaseve ili nizove. Izduživanje sulfida tokom plastične deformacije ima za posledicu da posle laganog hlađenja sa temperature kovanja ili valjanja proeutektoidni ferit u podeutektoidnim čelicima kristališe na sulfidima, pa se zbog toga izdvaja u nizovima. Austenit se pri tome potiskuje u međuprostore i tamo se na Ar1 tački transformiše u perlit. Prema tome, jedna od posledica izduživanja sulfida je razdvajanje ferita i perlita u nizove, tj. sekundarna linijska mikrostruktura. Brzim hlađenjem iz austenitne oblasti ili normalizacijom sekundarna linijska struktura može delimično da se ukloni ili da se, u slučaju male debljine zidova komada, ppotpuno eliminiše. Kada čelik nije izrađen kao umiren, sumpor, slično fosforu, je u velikoj meri sklon segregaciji u bloku i segregaciji na mestu gasnih mehurića. Iako je sumpor, kao i fosfor, uopšte uzev nepoželjan pratilac železa, ipak čelici za automate sadrže 0,15 – 0,30%S pri istovremeno povećanom sadržaju mangana (0,5 – 0,9%). sulfid mangana, koji ima malu čvrstoću, utiče tako da se pri mašinskoj obradi na strugu, glodalici ili brusilici odvaja kratka, krta strugotina. Dakle, MnS deluje kao usitnjivač strugotine. time se produžava vek trajanja alata, obrađeni deo dobija glatku, sjajnu površinu, a brzina rezanja se može znatno povećati. U slučaju da je čelik za automate izrađen kao umiren, tada su uključci obično fino izdvojeni i ravnomerno raspoređeni, pa ne dolazi do segregacije u bloku ili na mestu gasnih mehurića. No usled većeg sadržaja silicijuma u umirenom čeliku, rastu granica razvlačenja i zatezna čvrstoća, a kako je sa tim povezano veće habanje alata, kvalitet obrađene površine je manji, pa se brzina rezanja mora smanjiti. U neumirenim čelicima za automate uključci MnS u središnjoj zoni bloka, u kojoj je došlo do segregacije, znatno su grublji. Ovakav čelik dozvvoljava vveću brzinu rezanja, usled čega se poboljšava i kvalitet obrađene površine. Granica razvlačenja i zatezna čvrstoća neumirenog čelika su manje zbog odsustva silicijuma.

7.7.6. AZOT Svako tehničko železo tokom izrade dolazi u dosir sa vazduhom, pa stoga uvek sadrži izvesnu količinu azota. Dok simens-Martinov čelik sadrži malo azota (< 0,010%), sadržaj azota i elektro- i Tomasovom čeliku je veći (do 0,030% i više). Rastvorljivost azota u železu je neznatna i iznosi najviše 0,10% na 5900C. Sniženjem temperature rastvorljivost se osetno smanjuje i na sobnoj temperaturi pada na oko 10-5%. Brzim hlađenjem sa temperatura iznad 5900C, železo zadržava azot u presićenom čvrstom rastvoru, dok vrlo sporo hlađenje ili višečasovno odgrevanje na 200-2500C dovodi do izdvajanja karakterističnih Fe4N iglica. Slično legurama železa sa ugljenikom, i legure železa sa azotom pokazuju spopsobnost kaljenja i starenja. Starenje izazvano azotom dovodi do znatnog povećanja krtosti čelika, uz istovremeno povećanje čvrstoće. Krtost u alkalnim rastvorima je uzgredna pojava starenja, koja se naročito ispoljava kod kotlovskih limova. Kada se čelik sklon starenju nalazi pod zateznim naprezanjima i izloži dejstvu vrućeg slabo kiselog ili alkalnog rastvora nastupa interkristalna korozija. Korozija napreduje duž granica zrna i na kraju dovodi do razaranja čelika. Danas se smatra sigurnim da azot u velikom stepenu ispoljava navedene efekte starenja.

Radi sigurnog otklanjanja sklonosti ka starenju, čelik se pri topljenju jako predezoksidiše aluminijumom, usled čega se azot vezuje u aluminijum-nitrid, AlN.

7.7.7. VODONIK I vodonik spada u primese čelika, iako se ne javlja neposredno u mikrostrukturi, već samo može da se dokaže po štetnom dejstvu. Vodonik u čelik dospeva najčešće preko dodataka (fero-silicijum, kreč) ili iz nedovoljno osušenog ozida peći ili lonca. Železo i čelik i u čvrstom stanju rastvaraju vodonik, bilo iz pećnih gasova pri žarenju, bilo iz kiselina pri luženju [2]. Železo je u stanju da na sobnoj temperaturi rastvori nekoliko desetih delova kubnih centimetara na 100g. Apsorpcija brzo raste sa povišenjem temperature. Na 15000C rastvara se oko 12cm3H2/100g Fe, a na temperaturi topljenja apsorpcija se udvostručava. Sličan, mada manji, skok rastvorljivosti jevlja se i pri δ/γ i γ/α transformaciji (Slika 7.58).

Slika 5.58. Zavisnost rastvorljivosti vodonika u železu od temperature pri parcijalnom pritisku vodonika 0,1 MPa [2] Vodonik se u železu obično nalazi u atomarnom obliku i stvara sa železom intersticijski čvrsti rastvor, slično ugljeniku i azotu. Zbog toga je brzina difuzije vodonika u železu izvanredno velika i atomarni vodonik može da napusti železo vveć na sobnoj temperaturi. Na greškama u rešetki, na primer na linijama klizanja, granicama zrna i na ulljučcima troske atomi vodonika se sjedinjuju u molekule. Molekuli vodonika nisu sposobni da difunduju i ostaju zatvoreni na mestu nastanka. Pritisak vodonika na takvim mestima je u stanju da dostigne izvanredno visoke vrednosti, koje mogu da prevaziđu granicu razvlačenja ili zateznu čvrstoću čelika, pa se čelik plastično deformiše ili puca. Pukotine usled naprezanja prouzrokovane vodonikom nazivaju se bele pege. One se javljaju pri hlađenju posle kovanja ili valjanja u temperaturnoj oblasti oko 2000C. Opasnost

od ove ppojave je naročito velika kada se masivni otkivci brzo hlade, tako da vodonik iz vremenskih i prostornih razloga ne može da se oslobodi. Bele pege se na prelomu zapažaju kao mat mesta svetle boje, većinom kružnog ili eliptičnog oblika. Pukotine uzrokovane vodonikom ne pružaju se u pravcu deformacije, već prolaze kroz kristale i dovode do lokalnog krtog loma. Prelom je zrnast i blistav. Pojava belih pega se sprečava brižljivim odstranjenjem vlage iz rastopa čelika (dobro osušen kreč, dobro osušen ozid peći i lonaca, odgovarajući premaz za kokile), laganim hlađenjem odlivenih izvaljanih ili iskovanih delova sve do sobne temperature. Jednom nastale bele pege mogu se pod određenim uslovima ponovo zavariti kovanjem ili valjanjem na visokim temperaturama u slučaju kada zidovi pukotine nisu oksidisani. Vodonik koji prilikom luženja dospeva u čelik dovodi do pojave mehurića usled luženja. to je naročito slučaj kada se čelik plastično deformiše na hladno i sadrži nizove troske i nepotpuno zavarene gasne mehuriće. Na pogodnim prazninama atomi vodonika se spajaju u molekule. Pritisak vodonika tokom vremena raste i mestimično podiže površinu čelika (slika 5.59).

Slika 5.59. Mehurići nastali usled luženja na površini čeličnog lima [2] Prekomerno prodiranje vodonika u čelik tokom luženja i pojava mehurića usled lužennja mogu se sprečiti dodatkom inhibitora u rastvor za luženje [2].

7.7.8. KISEONIK Železo sa kiseonikom stvara tri oksida: Fe2O3 (železo-oksid), kubni Fe3O4 (železooksidul-oksid) i kubni FeO (železo-oksidul). Oksidul nije postojan kao jedinjenje sa stehiometrijskim sastavom, već uvek sadrži višak rastvorenih atoma kiseonika u kristalnoj rešetki. Ovaj železom najbogatiji oksid prisutan je samo ponekad u čeliku i kao mikrokonstituent nosi ime vustit. U zavisnosti od sadržaja kiseonika, tačka topljenja vustita leži između 1370 i 14300C. Vustit se naročito javlja u čelicima sa neznatnim sadržajem ugljenika, kao što su meki čelici i Armko-železo. Što je veći sadržaj ugljenika u železu, to manji je sadržaj kiseonika. Tako, dok u Armko-železu sa 0,02%C može da budeprisutno oko 0,1% kiseonika, sadržaj kiseonika u alatnom čeliku sa 1%C iznosi samo oko 0,002%. Slično sulfidu železa, i povečani sadržaj FeO, koji se javlja u Armko-železu, čini čelik osetljivim na crvenu krtost. Ovo je naročito izraženo kod čelika sa manjim sadržajem

mangana i većim koncentracijama sumpora i kiseonika. Oksiidul FeO sa sulfidom FeS stvara eutektikum pri 58%FeS, koji se topi na 9300C. Ako se doda dovoljno mangana, sumpor se vezuje u MnS, a kiseonik u MnO, tako da se oba elementa koja izazivaju crvenu krtost prevode u neškodljiv oblik. Vustit se u mikrostrukturi čelika nalazi u obliku sićušnih globula koje su ili statistički raspoređene ili su raspoređene duž granica zrna primarnih austenitnih zrna. U slučaju raspodele duž granica zrna postojji opasnost od interkristalnih pukotina i preloma tokom tople prerade plastičnom deformacijom. Kiseonik ne dospeva u čelik samo za vreme topljenja, nego difunduje na povišenim temperaturama i u već očvrslo čelik, naročito duž granica zrna. Čelik koji je pri preradi zagrevan do tako visokih temperatura, i to tako dugo da je kiseonik prodro u površinske slojeve, smatra se pregorelim. Pregoreli čelik je krt, raspada se pri plastičnoj deformaciji i predstavlja škart. Za vreme topljenja uspostavlja se termodinamička ravnoteža između sadržaja kiseonika i ugljenika u čeliku: FeO + C ↔ Fe + CO. Pri livenju čelika ravnoteža se narušava. s jedne strane temperatura opada, a sa druge strane za vreme očvršćavanja centralni slojevi se obogaćuju na FeO i C (segregacija u bloku). Kao posledica ovoga ponovo se stvara CO. Ugljenmonoksid se penje u vidu gasnih mehurića kroz rastop i čelik očvršćava „neumireno“. Da bi se izbeglo izdvajanje gasova, tj. da bi se čelik „umirio“, rastopljenom čeliku se dodaje sredstvo za dezoksidaciju, najčešće ferosilicijum. U najvećem broju slučajeva SiO2, koji nastaje pri dezoksidaciji čelika, se ne javlja kao samostalni uključak u čeliku, već se jedini sa drugom oksidima (FeO, MnO, Al2O3, CaO, MgO) u jedinjenja složenog sastava, silikate. Silikatni uključci su najčešće tvrdi i krti (kaljena čelična igla ne može da ih zapara). Pri plastičnoj deformaciji silikatni uključci se lome i drobe, a nastali delići se razvlače u nizove. Opasnost da se stvori veća količina silikata postoji naročito u silicijumovim i silicijum-manganskim čelicima. Silikatni uključci u čelik često dospevaju i iz ozida. Često se čelici delimično ili potpuno dezoksidišu aluminijumom, odnosno kalcijumaluminijumom. Aluminijum se sa kiseonikom vezuje u glinicu, Al2O3. Glinica stvara izvanredno tvrde, diperzne kristale, sa vrlo visokom temperaturom topljenja (20500C). U livenim čelicima kristali glinice se često nalaze u vidu nakupina u obliku gnezda ili u vidu filma. Kristali glinice se tokom plastične deformacije ne usitnjavaju zbog izvanredno visoke tvrdoće, već se samo pojedini delići sređuju u karakteristične nizove. Delići glinice nisu ni u kakvoj vezi sa osnovnom masom železa, pa se zbog toga mogu da isčupaju već pri pripremi šlifa. Glinica je uzrok dvoplatnosti, kao i drugih razdvajanja u metalu. Ova mogu da dovedu do pojave mehurova na površini ili do pukotina kod luženja, naročito kod limova. Jedinjenja između oksida aluminijuma, Al2O3, i drugih oksida metala nazivaju se spineli. Tako se, na primer, u čeliku nalazi spinel FeO∙Al2O3, a u slučaju kada je prisutan hrom, spinel hroma, Cr2O3∙Al2O3 [2].

7.8. LEGIRANI ČELICI 7.8.1. OPŠTI UTICAJ LEGIRAJUĆIH ELEMENATA Čelici koji osim ugljenika (i primesa) sadrže i još neki drugi, namerno dodati element, nazivaju se legiranim. Prema broju legirajućih elemenata čelici se dele na jednostruko i višestruko legirane. Prema sadržaju legirajućih elemenata čelici se dele na niskolegirane (zbir legirajućih elemenata najviše 5%) i visokolegirane (više od 5% legirajućih elemenata). Niskolegirani čelici u principu imaju istu strukturu i slična svojstva kao ugljenični čelici, samo što su, prema sadržaju i vrsti legirajućeg elementa, poboljšana određena poželjna svosjtva, a druga, nepoželjna, su oslabljena. Glavne prednosti niskolegiranih čelika u odnosu na ugljenične su bolja sposobnost kaljenja pri blažem hlađenju i veća postojanost pri otpuštanju, usled čega ovi čelici imaju veću prokaljivost, manju deformaciju i manju sklonost ka stvaranju pukotina pri kaljenju, bolju žilavost pri većoj čvrstoći, višu granicu razvlačenja pri propisanoj čvrstoći ili tvrdoći a time i višu dinamičku čvrstoću, kao i višu čvrstoću na povišenim temperaturama. Specijalni čelici, po pravilu, imaju specijalna (posebna) svojstva, koja nemaju niskolegirani i ugljenični čelici, kao što su vatrootpornost, povišena otpornost prema habanju, sposobnost rezanja pri crvenom usijanju, koroziona postojanost, specifična električna i magnetna svojstva, mali koeficijent linearnog širenja itd. Za svaki element je definisana gornja granica do koje se on smatra primesom ili pratiocem, a preko koje se smatra legirajućim elementom (tabela 7.13). Tabela 7.13. Granične vrednosti sadržaja elemenata između nelegiranih i legiranih čelika [SRPS EN 10020 (2003)] Element Si Mn Cr Ni W Mo V Co Ti Cu Al Granična vrednost, % 0,60 1,65 0,30 0,30 0,10 0,08 0,01 0,10 0,05 0,40 0,10 U legiranim čelicima se javljaju isti mikrokonstituenti kao i u legurama železo – ugljenik: ferit (α-ferit), austenit, δ-ferit, karbid, perlit, bejnit, martenzit i ledeburit. Razlike se sastoje samo u tome što kristali čvrstog rastvora i cementit Fe3C primaju u čvrsti rastvor još izvesne količine legirajućeg elementa i što neki legirajući elementi sa ugljenikom obrazuju specijalne karbide. Osim, toga, dodatkom legirajućih elemenata menja se rastvorljivost ugljenika u različitim modifikacijama železa, čime s epomeraju tačke i linije u faznom dijagramu železo – ugljenik. Samo mali broj legirajućih elemenata stvara nove faze, na primer olovo, koje je praktično nerastvorljivo u železu, bakar, ako njegova koncentracija pređe granicu rastvorljivosti u feritu (0,8%) i neki elementi koji sa železom grade intermetalna jedinjenja, na primer hrom. Svi legirajući elementi su u većem ili manjem obimu rastvorljivi u α-, γ-, i δ-železu. Time utiču na α/γ i γ/δ temperature polimorfnih preobražaja železa. Prema vrsti ovog uticaja, legirajući elementi se mogu svrstati u dve grupe. U prvu grupu spadaju elementi koji A3 tačku transformacije železa pomeraju ka nižim temperaturama, a A4 tačku ka višim temperaturama, čime proširuju oblast egzistencije austenita. Takvi elementi su: ugljenik, azot, mangan, nikl, kobalt, bakar i drugi. Pošto proširuju oblast postojanosti austenita, ovi elementi se nazivaju gamagenim elementima [22] ili γ-stabilizatorima [7, 23]. U ovoj grupi elemenata razlikuju se dva slučaja. U slučaju elemenata koji se potpuno rastvaraju u železu (Ni, Mn, Co, Pt), sa povećanjem sadržaja legirajućeg elementa A4 tačka se pomera ka višim temperaturama, a A3 tačka nižim temperaturama, i pri nekoj koncentraciji legirajućeg elementa potpuno se

potiskuje transformacija austenita u ferit, tako da čelik ima austenitnu strukturu na svim temperaturama (slika 7.60a). Ovakva γ-oblast se naziva otvorenom. U slučaju elemenata koji se ograničeno rastvaraju u železu, kao što su ugljenik, azot, bakar, cink, zlato, γ-oblast se pri manjim sadržajima legirajućeg elementa proširuje, a pri većim sužava (slika 7.60b). Na eutektoidnoj temperaturi austenit se razlaže u perlit i proeutektoidne faze. Ovakva γ-oblast, koja se na dijagramu stanja graniči sa heterogenim oblastima, naziva se proširena γ-oblast [7, 23].

Slika 7.60. Tipovi dijagrama stanja železa sa legirajućim elementima: a) otvorena γ-oblast; b) proširena γ-oblast; c) zatvorena γ-oblast; d) sužena γ-oblast [23] U drugu grupu spadaju elementi koji pomeraju A3 tačku transformacije železa ka višim temperaturama, a A4 tačku ka nižim temperaturama, čime sužavaju oblast egzistencije austenita, a proširuju oblast egzistenicije α-ferita (slika 5.60). Takvih legirajućih elemenata je veliki broj: silicijum, hrom, volfram, titan, vanadijum, molibden, aluminijum, fosfor, kalaj, antimon, bor, cirkonijum i drugi. Pošto ovi elementi proširuju oblast postojanosti α-ferita, nazivaju se alfagenim elementima [22] ili α-stabilizatorima [7, 23]. I u ovoj grupi elemenata se razliku dva slučaja. Oni elementi koji se u α-železu potpuno rastvaraju (Si, Al, Be, P i karbidotvorni elementi Ti, V, Mo, Cr) pomeraju A4 tačku ka nižim, a A3 tačku ka višim temperaturama i pri nekoj koncentraciji tačke A4 i A3 se poklapaju, pa se potpuno potiskuje transformacija ferita u

austenit, a γ-oblast se zatvara u petlju (slika 7.60c). Ovakva γ-oblast se naziva zatvorenom. Izvan ove oblasti čelici su na svim temperaturama imaju feritnu ili feritno-karbidnu strukturu. Elementi koji se ograničeno rastvaraju u α-železu, kao što su bor, cirkonijum, niobijum, tantal i drugi, pomeraju A4 tačku ka nižim, a A3 tačku ka višim temperaturama, ali nisu dovoljno rastvorljivi u železu da bi zatvorili γ-oblast (slika 7.60d). U ovom slučaju nastaje sužena γ-oblast [7, 23]. Granična koncentracija gamagenog legirajućeg elementa pri kojoj se potpuno potiskuje transformacija austenita u ferit, kao i granična koncentracija alfagenog legirajućeg elementa pri kojoj se potpuno suzbija transformacija ferita u austenit, veoma je zavisna od sadržaja ugljenika u čeliku. Tako su, na primer, binarne legure Fe-Cr počev od oko 15%Cr čisto feritne, dok sadržaji od 0,25 i 0,40%C pomeraju granične koncentracije hroma na 24, odnosno na 29%. Kod čelika sa zatvorenom γ-oblašću pri koncentracijama legirajućeg elementa iznad granične koncentracije mikrostruktura je, kako je rečeno, feritna na svim temperaturama (feritni čelici). Stoga kod ovih čelika izostaje γ/α transformacija i oni se ne mogu ni normalizovati, ni kaliti, ni poboljšavati. Prekristalizacija je moguća samo hladnom plastičnom preradom sa kasnijim rekristalizacionim žarenjem. Zbog toga je kod feritnih čelika najčešće prisutno grubo zrno. Kod poluferitnih čelika samo se jedan deo mikrostrukture sastoji od ferita koji se ne može transformisati i koji se označava kao δ-ferit. Ostatak mikrostrukture se na višim temperaturama sastoji od austenita, a na sobnoj temperaturi od perlita, martenzita ili, takođe, austenita. Čelik sa, na primer, 0,22%C, 17%Cr i 1,7%Ni je poluferitni. Na visokim temperaturama pored austenita je prisutan i δ-ferit. Ako se ovaj čelik veoma sporo ohladi sa 11000C, austenit se transformiše u zrnasti perlit, dok se δ-ferit ne menja. Posle kaljenja sa iste temperature u ulju, struktura se sastoji od martenzita u kome su smeštena zrna δ-ferita. Kod drugih poluferitnih čelika austenit se pri sporom hlađenju ne transformiše u perlit, ni pri brzom hlađenju u martenzit. Mikrostruktura ovih čelika se na svim temperaturama sastoji od δ-ferita i austenita. Kod čelika sa otvorenom γ-oblašću pri koncentracijama legirajućeg elementa iznad granične koncentracije mikrostruktura je, kako je rečeno, na svim temperaturama austenitna (austenitni čelici). Kao i kod feritnih, i kod austenitnih čelika izostaje γ/α transformacija, te se ni ovi čelici ne mogu normalizovati, kaliti i poboljšavati. Usitnjavanje zrna je moguće samo hladnom plastičnom deformacijom sa naknadnim rekristalizacionim žarenjem. Međutim, kod austenitnih čelika opasnost od stvaranja krupnog zrna je znatno manja, pošto je temperatura rekristalizacije austenita viša, nego ferita. Ako se čelik legira istovremeno gamagenim i alfagenim elementima, ne može se unapred predvideti predvideti tip legure. Uticaji različitih legirajućih elemenata ne mogu se jednostavno sabirati, pošto se pojedini dodaci u ovom slučaju ponašaju suprotno svom pojedinačnom dejstvu na železo. Tako je, na primer, čelik sa 0,1%C + 8%Ni feritno-perlitni. Međutim, ako ovaj čelik sadrži jođ 18%Cr, koji sam za sebe deluje u pravcu stvaranja ferita, tada će čelik postati austenitni. Kod viših koncentracija neki legirajući elementi grade sa železom intermetalna jedinjenja, na primer FeCr, FeV, Fe3 W2, Fe3Mo2, Fe3Si2, Fe3Ti i druga. U tehničkim čelicima ovi metalidi se retko nalaze, pošto bi inače čelici postali suviše krti. Jedino se ponekad u mikrostrukturi nalazi metalid FeCr, σ-faza, kkoja se stvara iz ferita u čelicima sa visokim sadržajem hroma, kada se ovi žare između 700 i 9500C [2]. Ako legurirani čelici sadrže i ugljenik, tada se mogu odigravati i reakcije između cementita ili ugljenika i legirajućeg elementa. Prema vrvsti i količini legirajućeg elementa mogu se obrazovati različiti tipovi karbida.

Pri manjeoj koncentraciji nekog elementa sa malom sklonošću ka obrazovanju karbida ovaj legirajući element će sa cementitom graditi čvrsti rastvor. Nastaje mešoviti karbid sa opštom formulom (Fe,Me)3C. Primeri za ovo su mešoviti karbidi (Fe,Mn)3C, (Fe,Cr)3C, (Fe,Si)3C. Pri većim koncentracijama elementa sa malom sklonošću ka obrazovanju karbida, ili pri manjim koncentracijama elementa sa velikom sklonošću ka obrazovanju karbida, stvaraju se specijalni karbidi sa građom rešetke i sastavom koji se razlikuju od cementita. Primeri za ovo su trigonalni specijalni karbid hroma Cr7C3, koji nastaje u čelicima sa više od 5%Cr. specijalni karbid Cr4C sa FCC rešetkom, zatom Mo2C, W2C, TiC i V4C3. U većini slučajeva specijalni karbidi primaju železo u čvrsti rastvor, kao (Fe,Cr)7C3, (Fe,Cr)4C. Ponekada se stvaraju i dvostruki karbidi, kao Fe3W3C. Sklonost ka obrazovanju karbida kod pojedinih legirajućih elemenata je različita, a u datom nizu raste sa leva na desno [1]: Mn → Cr → W → Mo → Nb → V → Zr → Ti. Titan i vanadijum imaju visoku sklonost ka obrazovanju karbida, a mangan i hrom relativno malu. U čelicima sa ugljenikom se zato mora praviti razlika između legirajućih elemenata koji pretežno ulaze u čvrsti rastvor (Si, Ni, Co, Cu, Al, delimično i Mn) i elemenata koji su uglavnom skloni obrazovanju karbida (Cr, W, Mo, V, Ti, delom i Mn). Prema tome i uticaj legiranja je različit. Zavisno od sadržaja ugljenika menja se raspodela legirajućih elemenata između osnove i karbida. Pri nižem sadržaju ugljenika stvara se manje karbida nego pri visokom. U prvom slučaju osnova je bogatija legirajućim elementima, a u drugom siromašnija. Termičkom obradom se takođe može dosta uticati na raspodelu legirajućih elemenata između osnove i karbida. Povišenjem temperature, uopšteno, raste rastvorljivost ugljenika, odnosno karbida u osnovi. Pri bržem hlađenju sa visokih temperatura dobija se tako osnova bogatija legirajućim elementima. Pri sporom hlađenju ili otpuštanju, pak, dobija se osnova siromašnija legirajućim elementima. Zbog različitog uticaja legirajućih elemenata na tačke polinorfnih preobražaja železa i zbog različitih karbidnih faza, povećanjem legirajućih dodataka menja se oblik dijagrama stanja železo – ugljenik. Mangan i nikl pomeraju tačke A3 i A1 ka nižim temperaturama, a silicijum, hrom, volfram, molibden, titan, vanadijum i aluminijum ka višim. Menja se i eutektička temperatura. Eutektoidna tačka S se pomera ka manjim sadržajima ugljenika (slika 7.61). Tačka E na dijagramu stanja železo – ugljenik, koja pokazuje maksimalni sadržaj ugljenika u austenitu i koja pokazuje početak izdvajanja ledeburita, povećanjem koncentracije legirajućih elemenata se takođe pomera ulevo, ka manjim sadržajima ugljenika (slika 7.62). Tako čelik sa 1%C i 15%Cr u mikrostrukturi već sadrži ledeburit. Međutim u ovom slučaju ledeburit je ternerni i sastoji se od tri komponente: γ + (Fe,Cr)3C + (Fe,Cr)7C3. Pri sporom hlađenju γ-čvrsti rastvor se razlaže na ferit + karbid. Ovakvi čelici se nazivaju ledeburitnim čelicima. Dok se kod ugljeničnih čelika kovnost praktično gubi pojavom ledeburita u mikrostrukturi, to kod ledeburitnih čelika nije slučaj. Za vreme kovanja ledeburitna mreže se razara i karbidni deliči se raspoređuju relativno ravnomerno u čeliku. Zbog visokog sadržaja karbida, ledeburitni čelici su vrlo otporni na habanje. Najznačajniji uticaj legirajućih elemenata u tehničkoj primeni čelika se sastoji u smanjivanju brzine difuzije ugljenika u feritu i austenitu. Fazne transformacije, koje su u vezi sa difuzijom ugljenika, odvijaju se sporije u legiranim nego nelegiranim čelicima. Posledica toja da se u legiranim čelicima odvijaju prvenstveno oni procesi koji iziskuju nikakva ili samo kratka difuzziona kretanja atoma ugljenika. Stoga do transformacije austenita, čak i pri

relativno sporom hlađenju, ne dolazi prvenstveno u perlitnoj oblasti, već tek u bejnitnoj ili čak martenzitnoj oblasti. austenit postaje stabilniji zbog legiranja i neophodna su jača pothlađenja da bi se izazvala transformacija.

Slika 7.61. Uticaj sadržaja legirajućih elemenata na eutektoidnu temperaturu A1 (gore) i koncentraciju ugljenika u eutektoidnoj tački (dole) [23] Uticaj legirajućih elemenata na razlaganje pothlađenog austenite posebno se dobro vidi na IR-dijagramu. Kao primer za prikazivanje ponašanja legiranih čelika pri transformaciji poslužiće IR-dijagram višestruko legiranog čelika sa 0,30%C, 2,5%Ni, 1%Cr i 0,4%Mo (slika 7.63). Tačka Ac1 ovog čelika leži na 7300C, a tačka MS na 3500C. Uočava se da kriva transformacije austenite ima dve odvojene grane. Između 700 i 6000C leži oblast transformacije austenite → perlit, a između 500 i 3500C oblast transformacije austenit → bejnit. U temperaturnom interval između 600 i 5000C ne odigrava se nikakav preobražaj, te je austenite praktično postojan. Za stvaranje perlite austenite je previse pothlađen, a za transformaciju u bejnit pothlađenje još nije dovoljno. Druga specifičnost ovog čelika je što se transformacija austenita odvija do kraja samo u dve usko ograničene temperaturne oblasti, čak i kada se vreme izotermalnog držanja produži i na više od 50 časova. Perlitna transformacija je potpuna samo između 670 i 6300C, a bejnitna transformacija samo između 390 i 3500C. Kod svih drugih temperatura, čak i posle veoma dugih vremena držanja, zaostaje veći ili manji deo austenita.

Slika 7.62. Uticaj sadržaja legirajućih elemenata na maksimalni sadržaj ugljenika u austenitu (na tačku E) [22]

Slika 7.63. IR-dijagram za čelik sa 0,30%C, 2,5%Ni, 1%Cr i 0,4%Mo [2]

Zavisno od sadržaja i vrste legirajućeg elementa, na IR-dijagramu se umesto dveju odvojenih grana može samo formirati posebno koleno u oblasti bejnitne transformacije (slika 7.64).

Slika 7.64. IR-dijagram legiranih čelika sa posebnim kolenom u oblasti bejnitne transformacije [4]

Slika 7.65. KH-dijagram čelika sa 0,30%C, 2,5%Ni, 1%Cr i 0,4%Mo [2]

KH-dijagram čelika, čiji je IR-dijagram dat na slici 7.63, prikazan je na slici 7.64. Kako se sa dijagrama vidi, ni pri sporom hlađenju sa 9000C ovaj čelik se transformiše u perlitnoj oblasti, već tek u bejnitnoj i martenzitnoj oblasti. Posle najsporijeg hlađenja izdvaja se samo 10% ferita, ali transformacija u perlit ne počinje, tako da se ostatak mikrostrukture sastoji od bejnita sa martenzitom. Mali preseci će već pri hlađenju na vazduhu biti potpuno martenzitni, dok će se mikrostruktura većih preseka uglavnom sastojati od bejnita, kao kod cilindra prečnika 1000mm. Zbog toga se kod velikih otkovaka pri poboljšanju postižu relativno visoke vrednosti čvrstoće i granice razvlačenja, pri čemu razlike između površinske i središnje zone nisu mnogo velike, tako da se sa ovakvim čelicima može postići dovoljna ravnomernost svojstava po preseku. Upoređivanjem IR- i KH-dijagrama za ugljenični čelik (slike 7.37. i 7.41) sa dijagramima za legirani čelik (slike 7.63 i 7.65) može se zaključiti da se dodatkom legirajućeg elementa početak i kraj austenitne transformacije pomeraju ka dužim vremenima, a trajanje transformacije se produžava. Neposredna posledica usporavanja brzine transformacije austenita je smanjenje kritične brzine hlađenja kod čelika. U tabeli 7.14 navedeni su podaci o kritičnim brzinama hlađenja za najvažnije legirajuće elemente: Mn, Ni i Cr. Tabela 7.14. Zavisnost kritične brzine hlađenja od sadržaja Mn, Ni i Cr u legiranim čelicima [2] C, % Legirajući element, % Kritična brzina kaljenja, u 0C/s, između 800 i 7000C 0,40 600 0,42 0,55% Mn 550 0,40 1,60% Mn 50 0,35 2,20% Mn 8 0,42 1,12% Ni 450 0,52 3,12% Ni 180 0,40 4,80% Ni 85 0,55 0,56% Cr 400 0,48 1,11% Cr 100 0,52 1,96% Cr 22 0,38 2,64% Cr 10 Pošto se legiranjem smanjuje kritična brzina hlađenja, legirani čelici sa odgovarajućim sadržajem ugljenika postižu punnu tvrdoću martenzita već i pri blažem kaljenju u ulju (čelik kaljiv u ulju), što kod ugljeničnih čelika nije slučaj ili se zapaža samo u određenim uslovima. Kod većeg sadržaja legirajućeg elementa i ugljenika, do stvaranja martenzita dolazi već i pri hlađenju na vazduhu (čelik kaljiv na vazduhu). Ovi čelici, u slučaju da je potrebna njihova mehanička obrada skidanjem strugotine, se moraju prethodno perlitizirati ili meko žariti. Dalja posledica smanjenja kritične brzine hlađenja je da je prokaljivost legiranih čelika veća nego ugljeničnih. Martenzit je stoprocentno zastupljen u strukturi počev od površine komada do tačke na poprečnom preseku u kojoj je upravo postignuta kritična brzina hlađenja. Dakle, ukoliko je kritična brzina hlađenja manja, utoliko se dati čelik dublje kali. Međutim, legirajući elementi utiču na sposobnost kaljenja samo ako su rastvoreni pri austenitizaciji. Legirajući elementi, koji se u austenitu nalaze nerastvreni u obliku specijalnih karbida, imaju samo neznatan uticaj na prokaljivost. Kada se pri zagrevanju pređe Ac1 tačka, prvo se rastvaraju cementit i karbidi siromašniji legirajuim elementom, dok je za rastvaranje visokolegiranih specijalnih karbida potrebna viša temperatura. Specijalni karbidi, naročito vanadijum-karbid, mogu da utiču na postignutu tvrdoću čelika. Pri nižim temperaturama kaljenja specijalni karbidi su još nerastvoreni, i čelik pokazuje samo neznatno ojačavanje. Na

visokim temperaturama kaljenja, međutim, specijalni karbidi se rastvaraju i čelik pri kaljenju postiže veću tvrdoću. Čelik koji sadrži specijalne karbide je neosetljiv na pregrevanja, pošto prisutne mnogobrojne čestice jako ometaju rast austenitnih zrna. Tek kada je temperatura austenitizacije toloko visoka da se karbidi rastvore, dolazi do primetnog rasta austenitnog zrna i do pojave pregrevanja. Kod večih sadržaja ugljenika i legirajućih elemenata austenit se tako dobro stabilizuje da se posle kaljenja, pored martenzita, prisutne i veće količine zaostalog austenita, te postoji opasnost da se postigne suviše niska tvdoća. Što je viša temperatura kaljenja (austenitizacije), to specijalni karbidi više prelaze u čvrsti rastvor, to austenit postaje stabilniji i stvara se manje martenzita. Položaj martenzitne tačke nekog čelika, osim od sadržaja ugljenika, zavisi i od sadržaja legirajućeg elementa. Što je viša koncentracija legirajućeg elementa, to je niža M S temperatura. Postoje empirijske formule za izračunavanje priblične temperature MS tačke u zavisnosti od sadržaja legirajućih elemenata. Prema A. A. Popovu, za niskolegirane čelike sa 0,2 – 0,8%C važi relacija [2]: MS = 520 – 320∙a%C – 50∙b%Mn – 30∙c%Cr – 20∙(d%Ni + e%Mo) – 5∙(f%Cu + g%Si) Na osnovu ove zavisnosti proizilazi da martenzitna temperatura MS za legirane čelike koji sadrže specijalne karbide zavisi i od temperature kaljenja. Pri nižoj temperaturi kaljenja karbidi su još nerastvoreni, austenit je relativno siromašan legirajućim elementima, pa MS tačka leži relativno visoko. Naprotiv, pri viskoj temperaturi kaljenja karbidi su rastvoreni, austenit je relativno bogat legirajućim elementima, pa MS tačka leži niže. Pri otpuštanju kaljenih legiranih čelika odigravaju se uglavnom isti proccesi koji se odigravaju pri otpuštanju kaljenih ugljeničnih čelika, samo što se zbog manje brzine difuzije proces otpuštanja odvija sporije. U niskolegiranim čelicima koji sadrže samo mešovite karbide (Fe,Me)3C, oblasti otpuštanja su pomerene ka višim temperaturama. Ovi čelici su stoga postojaniji pri otpuštanju od ugljeničnih čelika, tj. tvrdoća i čvrstoća legiranih čelika sporije opadaju sa povišenjem temperature otpuštanja nego kod ugljeničnih čelika. Ovo ima za posledicu da se legirani čelici pri poboljšanju radi dobijanja određene čvrstoće moraju otpuštati više nego ugljenični čelici, čime se postižu bolje vrednosti žilavosti. Sa višom temperaturom otpuštanja je povezano i potpunije oslobađanje od unutrašnjih naprezanja izazvanih kaljenjem. Čelici koji osim mešovitih karbida sadrže i specijalne karbide pokazuju pri otpuštanju pojave slične ojačavanju termičkim taloženjem (starenjem).

7.8.2. ČELICI SA SILICIJUMOM Tehnički silicijumovi čelici sadrže između 0,5 i 4,5%Si. Deo faznog dijagrama binarnog sistema Fe – Si na strani železa je prikazan na slici 7.66. Kao što se vidi, silicijum značajno snižava tačku topljenja železa. Temperaturni interval između likvidus i solidus linije veoma je mali, tako da teškko dolazi do segregacije silicijuma. Zbog toga su, međutim, legure sa više od 2%Si veoma sklone obrazovanju transkristalizacione zone u ingotu. Na strani železa se obrazuju tri silicida železa: FeSi, Fe3Si2 i Fe3Si. Metalid FeSi (εfaza) kristališe neposredno iz rastopa i sa čvrstim rastvorom α-železa gradi eutektikum na 11950C pri 20%Si. Metalid Fe3Si2 (η-faza) sa 25%Si stvara se na 10300C peritektoidnom reakcijom α- i ε- faze.

Slika 7.66. Deo ravnotežnog dijagrama stanja Fe – Si [2] Silicijum spada u elemente koji zatvaraju γ-oblast železa. U legurama bez železa granična koncentracija silicijuma pri kojoj se tačke A3 i A4 poklapaju iznosi 1,8%. Međutim, već pri sadržaju ugljenika od 0,1% granična koncentracija silicijuma se pomera na 3,5%. Legure u kojima je sadržaj silicijuma veći od graničnog feritne su ot tačke očvršćavanja do najnižih temperatura. Zbog sužavanja γ-oblasti tačke prebražaja su pomerene ka višim temperaturama, jer 1%Si izaziva povišenje za 500C. Ovo pogoduje stvranju grubog zrna pri žarenju, rekristalizaciji i kaljenju. Sposobnost rastvaranja silicijuma u železu je veoma velika i na sobnoj temperaturi iznosi 14%. Iz ovog razloga silicijum u tehničkim legiranim čelicima ne stvara posebne faze u mikrostrukturi, već se rastvara u α-železu. Do oko 6,5%Si BCC ferit ima statistički neuređeni raspored atoma. Pri višim sadržajima, atomi silicijuma u kristalnoj rešetki zauzimaju pravilan raspored i stvara se superstruktura, koja ima svojstva slična jedinjenju. Proces sređivanja je praćen povišenjem električne provodljivosti i krtosti. Stoga su legure železo-silicijum pogodne za hladnu plastičnu deformaciju samo do sadržaja od 3%Si, a do sadržaja 7%Si se mogu prerađivati u toplom i to veoma loše. Pri sadržaju silicijuma preko 10% legure nisu pogodne za preradu u plastičnom stanju. Na slici 7.67 prikazane su moguće mikrostrukture trojnih legura železo-ugljeniksilicijum. Silicijum pomera ka manjim sadržajima ugljenika kako eutektoidnu tačku S tako i

tačku E na dijagramu stanja železo ugljenik. Od tehničkog interesa je oblast podeutektoidnih čelika (čelici za poboljšanje i opruge), kao i oblast feritnih čelika (transformatorski čelici).

Slika 7.67. Mikrostrukture koje se javljaju u silicijumovim čelicima [2] Železo vezuje silicijum velikom energijom u čvrsti rastvor. U čelicima koji sadrže ugljenik samo je oko 5% silicijuma raastvoreno u cementitu kao mešoviti karbid (Fe,Si)3C. Silicijum smanjuje raastvorljivost ugljenika u feritu i staqbilnost karbida železa. Posledica toga je da se pri većim sadržajima silicijuma cementit pri žarenju raspada na železo i grafit. U čeliku sa 0,8%C i 2%Si može već pri dužem žarenju da se javi temper-ugljenik i da dođe preloma usled izdvajanja grafita (crni prelom). Silicijumovi čelici su skloni razugljeničavanju površinskog sloja. Zatezna čvrstoća i granica razvlačenja čelika dodatkkom silicijuma se povišavaju i to za oko 100MPa za svakih 1%Si, pri čemu se do 2,2%Si izduženje samo malo snižava. Dubina kaljenja, odnosno prokaljivost čelika, dodatkom silicijuma se poboljšava, kao i otpornost na habanje. U slučaju da čelik sadrži još hrom i aluminijum, dodatak silicijuma deluje u pravcu veće postojanosti na oksidaciju pri povišenim temperaturama. Zbog sputavanja difuzije ugljenika pri otpuštanju, silicijum smanjuje sposobnost izdvajanja i koagulacije cementita iz martenzita i time poboljšava postojanost pri otpuštanju. Za datu tvrdoću ili čvrstoću granica elastičnosti i razvlačenja je znatno viša nego ugljeničnih čelika. Zbog toga čelici legirani silicijumom imaju široku primenu kao opružni čelici. Silicijum jako povišava električni otpor železa. Zahvaljujući tome, kod silicijumovih čelika gubici snage zbog vrtložnih struja, koji nastaju pri namagnetisavanju, na primer u električnim transformatorima, znatno se smanjuju, tako da se čelici legirani sa do 4%Si primenjuju kao dinamo i transformatorski limovi. Da bi se porstigli najmanji gubici snage, sadržaj ugljenika i drugih primesa mora biti najmannji mogući. Stoga se u mikrostrukturi trafo limova nalazi mala količina drugih faza. Čelici sa sadržajem do 4%Si su prilično krti i pri oblikovanju su skloni interkristalnom prskanju. Zbog toga se ovi limovi ne valjaju na sobnoj temperaturi, već na 200 – 3000C, pošto

se na ovim temperaturama dobro plastično dfeformišu. Daljim povećanjem sadržaja silicijuma čelici postaju toliko krti, da je njihovo oblikovanje moguće jedino livenjem, zbog čega se ove legure, i pored niskog sadržaja ugljenika, uglavnom svrstavaju u livena gvožđa. Jedna od legura sa visokim sasddržajem silicijuma je „Thermisilid“sa 0,6%C i 15%Si, koja je otporna na koroziju i veoma otpporna na delovanje kiselina. Mikrostruktura ove legure se sastoji od ferits i finih grafitnih lamela. Pri koroziji se na površini obrazuje zaštitni sloj od SiO2, koji uspešno štiti čelik od nagrizanja sa HNO3, HPO3, razblaženom H2SO4 i HCl, kao i organskim kiselinama. Zagrevanjem železa i čelika u pari SiCl4, ili u smeši od sprašenog fero-silicijuma, peska i FeCl3, na temperaturamaizmeđu 800 i 10000C, površina čelika se obogaćuje silicijumom i na ovaj način se dobija čelik postojan na koroziju.

7.8.3. ČELICI SA MANGANOM Deo faznog dijagrama binarnog sistema Fe – Mn na strani železa je prikazan na slici 7.68. Kao što je rečeno, mangan otvara γ-oblast železa. Sa povećanjem sadržaja mangana tačka A3 se pomera ka nižim temperaturama, tako da su legure sa više od 35%Mn čisto austenitne od tačke očvršćavanja do sobne tmperature. Oblast postojanosti α-faze smanjuje se sa povećajem sadržaja mangana. Polja γ- i α-faze su međusobno odvojena dvofaznim poljem (α+γ).

Slika 7.68. Deo ravnotežnog dijagrama stanja Fe-Mn [2] Fazni preobražaj γ/α legura železo-mangan je praćen znatnom promenom koncentracije. Pošto se ova transformacija sa povećanjem sadržaja mangana pomera ka nižim temperaturama, difuzija se pri transformaciji sve više otežava i konačno sasvim prestaje. U legurama železo – mangan sa više od oko 5%Mn austenit se pri uobičajenom hlađenju ne transformiše u ferit difuzionim putem, već grupnim pomeranjem atoma nastaje bezdifuziona

transformacija u kubni martenzit. Ovaj preobražaj se zbiva na sličan način kao i kod kaljenja ugljeničnih čelika, samo što se ugljenikovi atomi ne smeštaju u elementarne ćelije martenzita, zbog čega se martenzit ne javlja u tetragonalnom, već u kubnom obliku. Ovaj martenzit ima isti sastav kao i austenit iz koga nastaje, zbog čega predstavlja prezasićeni metastabilni čvrsti rastvor, koji se ne menja na sobnoj temperaturi. Da bi se odredile ravnotežne linije α/(α+γ) i (α+γ)/γ potrebna su veoma dugotrajna, ponekada i višegodišnja žarenja. Ispod 4000C ravnotežni odnosi se uopšte ne uspostavljaju (isprekidane linije na slici 7.68). Zbog toga se, kada se radi o čelicima koji su ohlađeni ili otpušteni u pogonskim ili laboratorijskim uslovima podaci iz ravnotežnog dijagrama stanja o α/γ transformaciji mogu samo okvirno koristiti. Praktični značaj mnogo više ima realni dijagram stanja železo – mangan, prikazan na slici 7.69. U čelicima sa veoma malim sadržajem ugljenika, u kojima sadržaj mangana ne prelazi 10%, transformacija austenita u α-martenzit počinje odmah po dostizanju γ → α linije. Pri zagrevanju odvija se obrnuta transformacija čim se dostigne α → γ linija, koja leži na znatno višim temperaturama. Između ove dve linije je temperaturni interval, u kome su dvve različite faze legura železo – mangan postojane neograničeno dugo. Ako se legura sa viših temperatura ohladi do ove temperaturne oblasti, tada se ona sastoji samo od austenita, kkoji je na ovim temperaturama postojan. Ako se, naprotiv, legura sa sobne temperature zagreje do ove temperaturne oblasti, tada se ona sastoji samo od α-martenzita, koji je postojan u ovoj temperaturnoj oblasti. Ova pojava se označava kao ireverzibilnost, a dotične legure železo – mangan kao ireverzibilne legure.

Slika 7.69. Dijagram stanja železo – mangan za tehničke brzine hlađenja [2] U legurama sa 10 – 14,5%Mn pri hlađenju iz austenitnog područja nastaje bezdifuzionim putem prvo heksagonalni ε-martenzit, koji se pri daljem hlađenju u većem ili manjem stepenu transformiše u α-martenzit. Ovu pojavu dve vrste martenzita prikazuje slika 7.70. U obliku pločica se izdvaja ε-martenzit na oktaedarskim ravnima austenita, pri čemu se javlja karakteristična Vidmanštetenova struktura. U obliku iglica sličnih koplju, čija osa leži upravno na pločice ε-martenzita, izdvaja se α-martenzit. Pri zagrevanju se ε-martenzit transformiše u austenit već između 200 – 3000C, dok se α-martenzit transformiše tek između 550 i 6500C. U legurama sa 14,5 – 27%Mn pri hlađenju dolazi samo do γ → ε martenzitne transformacije, koja je, međutim, nepotpuna, tako da je uvek prisutna i velika količina zaostalog austenita. Pri zagrevanju, ε → γ transformacija počinje na neznatno višim temperaturama.

Slika 7.70. Železo sa 13%Mn. Hlađeno na vazduhu sa 10000C. Austenit: siva osnova, εmartenzit: bele pločice, α-martenzit: crne iglice. 2000x [2] Čelici sa više od 27% mangana pri hlađennju ostaju čisto austenitni, što znali da kod njih ne dolazi do transformacije. Mangan delom ulazi u čvrsti rastvor, a delom u karbid železa. Manganovi specijalni karbidi se ne javljaju u čelicima. Pregled mogućih mikrostruktura kod trojnih legura železo-mangan-ugljenik daje Gijov (Guillet-ov) dijagram (slika 7.71). Kako dijagram pokazuje, kod manganskih čelika se mogu razlikovati tri grupe: perlitni čelici kod niskih sadržaja mangana, martenzitni čelici kod srednjih sadržaja mangana i austenitni čelici kod visokih sadržaja mangana. Gijov dijagram pokazuje samo približno stvarne odnose, ali se koristi kao prva orijentacija. Tehnički značaj imaju samo feritno-perlitni, odnosno perlitni čelici i austenitni čelici [2]

Slika 7.71. Mikrostrukture koje se javljaju u manganskim čelicima [2]

Zatezna čvrstoća i granica razvlačenja se povišavaju sa povvećanjem sadržaja mangana u čeliku i to za 100 MPa po 1%Mn, pri čemu izduženje samo malo opada. Mangan otežava stvaranje perlita, a olakšava bejnitnu transformaciju. Čelici sa 2 – 3%Mn već posle normalizacije pokazuju bejnit. Najvažnije svojstvo mangana je da smanjuje kritičnu brzinu hlađenja, čime povećava prokaljivost čelika. U slučaju malih preseka čelik sa 2%Mn se već može kaliti na vazduhu. Poboljšanje prokaljivosti se odražava u činjenici da manganski čelik u valjanom ili normalizovanom stanju pokazuje dobre karakteristike čvrstoće pri zadovoljavajućim vrednostima žilavosti. Manganski konstrukcioni čelici, naročito u poboljšanom stanju, imaju bolju zateznu čvrstoću, granicu razvlačenja i udarnu žilavost nego ugljenični čelici. Međutim manganski čelici su osetljivi na pregrevanje, pošto se mešoviti karbidi (Fe,Mn)3C brže rastvaraju u austenitu nego cementit Fe3C, i skloni su otpusnoj krtosti. Za manganske čelike je tipičan i vlaknasti prelom (usmerena struktura), koji uslovljava znatan pad žilavosti u poprečnom pravcu. Ova usmerena struktura nastaje tako što veoma reaktivni mangan obrazje mnogobrojna nemetalna jedinjenja, na primer: MnS, MnO, MnO∙SiO2, 2MnO∙SiO2, koja se pri toploj preradi raspoređuju u nizove. Najvažniji manganski čelik austenitne grupe je tvrdi manganski čelik, takko zvani Hatfieldov (Hatfildov) čelik sa 1,2 – 1,4%C i 12 – 14%Mn, pri čemu odnos Mn:C treba da bude 10:1. Njegova specifična svojstva su visoka sposobnost ojačavanja i zbog toga visoka otpornost na habanje, mala tvrdoća, niska granica razvlačenja i, kod čisto obrađene površine, izduženje od čak 80%. Obrada skidanjem strugotine se može izvesti samo tvrdih metala ili brušenjem. Zbog toga se oblikovanje pretežno vrši livenjem. Kada se površina plastično deformiše, tvrdoća mu poraste sa 200HB na 500HB. Ka i većina austenitnih čelika, i Hatfildov čelik je nemagnetičan [2]. Zbog visoke otpornosti na habanje, od Hatfildovog čelika se izrađuju delovi izloženi visokom neprezanju kod bagera, drobilica, srca skretnica i slično. Često se na delove izložene habanju navarivanjem nanosi površinski sloj od Hatfildovog čelika. Zbog različitih koeficijenata termičkog širenja feritnih i austenitnih čelika u ovim slučajevima ponekada dolazi do stvaranja interkirstalnih naponskih pukotina. Posle navarivanja Hatfildovog čelika komadi se moraju lagano hladiti radi smanjenja naprezanja. Ako se kovani Hatfildov čelika sporo hladi sa visokih temperatura, izdvajaju se mešoviti karbidi (Fe,Mn)3C na granicama zrna. Ponekada se ti karbidi izdvajaju i u igličastom obliku unutar zrna, naročito pri veoma sporom hlađenju. Hatfildov čelik ima svojsto da posle naglog hlađenja postane mek i žilav, a tek pri otpuštanju postaje tvrd. Ovakvo ponašanje se zasniva na tome što se pri naglom hlađenju sa oko 10500C stvara homogeni austenit, prezasićen ugljenikom. Posle desetočasovnog otpuštanja na 5500C austenit se transformiše u fino-lamelarni perlit i martenzit. Usled toga čelik postaje magnetičan, a tvrdoća mu poraste sa 190 na 400HB.

7.8.4. ČELICI SA NIKLOM Fazni dijagram binarnog sistema Fe – Ni je prikazan na slici 7.72. Kao što je rečeno, nikl, sa FCC rešetkom, otvara γ-oblast železa, tako da se na višim temperaturama gradi neprekidni niz čvrstih raastvora između žleza i nikla. Pod uticajem nikla, tačka A3 prelazi u dvofazno područje (α+γ), pri čemu se α-oblast zatvara. U legurama sa oko 75%Ni se pri laganom hlađenju iz austenita na temperaturama ispod 5600C stvara superstruktura Ni3Fe. Isprekidana linija pokazuje promenu Kiri-temperature sa promenom sadržaja nikla. Na sobnoj temperaturi austenit čegura železo – nikl je feromagnetičan. Kako se sa povećanjem sadržaja nikla hemijski sastav α- i γ-faze sve više razlikuju, a istovremeno se temperature transformacije znatno snižavaju, to se ravnotežne koncentracije

sve nepotpunije uspostavljaju. U legurama sa više od 6 – 7%Ni, austenit se čak ni pri sporom hlađenju više ne transformiše difuzionim putem u ferit, već dolazi do bezdifuzione transformacije smicanjem u kubni martenzit, istoga sastava kao i austenit iz koga nastaje. Ova transformacija austenita u martenzit kod legura železo - nikl odigrava se na isti način kao pri kaljenju ugljeničnih čelika. Međutim, u ovom slučaju atomi ugljenika ne ulaze u elementarne ćelije martenzita, usled čega se martenzit ne javlja u tetragonalnom, već u kubnom obliku i ima znatno manju tvrdoću. Ovaj martenzit predstavlja metastabilni presićeni čvrsti rastvor, čija se struktura ne menja na sobnoj temperaturi. Tek pri otpuštanju na temperaturama iznad 4000C difuzioni procesi postaju opet mogući.

Slika 7.72. Dijagram stanja železo – nikl [2] Za utvrđivanje ravnotežnih linija α/(α+γ) i (α+γ)/γ potrebna su izuzetno duga vremena, nekada i od nekoliko godina. Za praktične svrhe, to jest za uobičajene brzine hlađenja i vremena držanja, ravnotežni dijagram stanja malo govori o odnosima pri transformaciji austenita u ferit. Praktičnim zahtevima bolje odgovara realni dijagram stanja legura železo – nikl (slika 7.73). Kako se sa ovog dijagrama vidi, temperaturna razlika između transformacionih područja pri hlađenju i zagrevanju (histerezis) naglo raste sa povećanjem sadržaja nikla. U legurama sa do oko 6%Ni transformacija se odigrava kao i kod običnih čelika, tj. javlja se feritna struktura, a u slučaju da je prisutan ugljenik, perlitna. Legure sa oko 6 – 30%Ni nazivaju se ireverzibilnim legurama, pošto znatan histerezis između temperatura transformacije pri zagrevanju i hlađenju omogućava da se neki čelik pri jednoj istoj temperaturi unutar područja histerezisa dobije u dva različita strukturna stanja: ako se ova temperatura postigne hlađenjem sa viših temperatura, čelik je austenitni, a kada se ista temperatura postigne zagrevanjem počev od sobne temperature, čelik je martenzitni. Strukturne promene u ovoj grupi legura su vrlo složene, pošto su sa jedne strane difuzioni procesi mogući na temperaturama višim od oko 400 – 5000C, pa se usled toga može obrazovati ferit, a sa druge strane Mf-tačka u legurama sa više od 17%Ni leži ispod sobne temperature, tako da se dubokim hlađenjem omogućava dalje stvaranje martenzita.

Slika 7.73. Realni dijagram stanja železo – nikl [2] Striktura čelika sa 13%Ni posle hlađenja na vazduhu sa 8500C se sastroji od martenzita koji je nastao pri hlađenju između 300 i 1000C. Pri zagrevanju brzinom od 30C/minut, α → γ transformacija se odigrava u temperaturnom području između 575 i 6600C. Pri hlađenju sa 8500C čelik bi se na temperaturi od 4000C sastojao od austenita, pošto se ne bi dostigla Ms-temperatura. Međutim, pri zagrevanju počev od sobne temperature na 4000C, bila bi stabilna martenzitna faza, pošto Ac3 tačka ne bi još bila dostignuta. Ako se ovaj čelik dovoljno dugo žari u temperaturnoj oblasti između 500 i 5750C, dolazi do odvijanja difuzionih proccesa, pa se stvaraju ferit siromašan niklom i austenit bogat niklom. Pri hlađennju ovaj austenit se u zavisnosti od sadržaja nikla delimično transformiše ili iznad ili isppod sobne temperature u martenzit. Čelik sa 28%Ni posle hlađenja do sobne temperature ostaje čisto austenitni, jer njegova Ms temperatura leži na oko 00C. Ako se ovaj čelik, međutim, duboko ohladi, austenit se u velikom stepenu transformiše u martenzit. Transformacija u martenzit pri dubokom hlađenju izostaje tek kod čelika sa više od oko 34%. Orijentacioni pregled mikrostruktura trojnih legura železo-ugljenik-nikl daje Gijov (Guillet) dijagram (slika 7.74). Na oblast feritnih, feritno-perlitnih i perlitnih čelika nadovezuje se oblast martenzitnih čelika, a na ovu oblast austenitnih čelika. Prema tome, ugljenik znatno pojačava uticaj nikla na stabilnost austenita. U čelicima se nikl pretežno nalazi u čvrstom rastvoru. Deo nikla ulazi i u karbid železa kao (Fe,Ni)3C i snižava mu stabilnost, tako da se u slučaju većih sadržaja nikla pri žarenju lako može obrazovati grafit. U čelicima se ne javlja specijalni karbid nikla. Nikl posebno povećava žilavost, čak i pri niskim temperaturama, a takođe i prokaljivost, smanjuje sklonost prema pregrevanju i ometa rast zrna. Niklovi čelici nisu skloni povećanju krtosti pri otpuštanju, a odlikuju se i postojanošću na starenje. Usled visoke cene nikla, čisti niklovi čelici se primenjuju još samo u specijalne svrhe, gde se specifično legirajuće dejstvo nikla ne može zameniti nikakvom drugom kombinacijom legirajućih elemenata. Ranije mnogo primenjivani niskolegirani konstrukcioni čelici zamenjeni su čelicima sa hromom, manganom, silicijumom, molibdenom i vanadijumom.

Slika 7.74. Strukture čelika sa niklom i ugljenikom po Giju (Guillet) [2] Legure železo – nikl neophodne su kao materijal sa posebnim fizičkim svojstvima i do sada nisu mogle biti zamenjene drugim materijalima. Razlog ovome leži u karkterističnom magnetnom ponašanju i promeni Kiri-temperature u oblasti austenita. U oblasti sadržaja nikla između 20 i 60%Ni mogu se izraditi legure čiji koeficijent termičkog širenja leži približno između 0 i 20∙10-6/0C. Legure za zatapanje i spajanje sa staklom i keramikom sadrže 28 – 54%Ni i eventualne dodatke kobalta, hroma, molibdena ili mangana radi poboljšanja obradljivosti. Legura sa 28%Ni i 23%Co ima koeficijent termičkog širenja 7,4∙10-6/0C između 20 i 4000C i pogodna je za spajanje metala i keramike. Legura sa 43%Ni i 6%Cr ima isti koeficijent termičkog širenja kao olovno staklo. Naročito je poznat invar, legura železo – nikl sa 36%Ni, koja između 0 i 1000C ima koeficijent termičkog širenja od samo 1,3∙10-6/0C, pa se široko primenjuje za merne instrumente, merne trake, bimetale [2]. Legure železo – nikl predstavljaju takođe osnovu magnetno mekih i magnetno tvvrdih legura. Prve treba da imaju što je moguće manju koercitivnu silu i što je moguće veću početnu i maksimalnu permeabilnost. Ove zahteve ispunjavaju austenitni materijali sa 70 – 80%Ni i nekim manjim dodacima (permaloj legure). Tvrdi magnenti materijali treba da imaju što je moguće veću koercitivnu silu i remanentnu induktivnost. Ovo obezbeđuju čelici sa 20 – 30%Ni i drugim legirajućim elementima, kao što su Al, Co, Cu, V. U novije vreme razvijene su železo – nikl legure koje se mogu ojačavati termičkim taloženjem, akoje pored 18 – 30%Ni sadrže još i Al, Ti, Co, Nb i dr. Ove legure posle starenja postižu tvrdoću od 68 HRC i zateznu čvrstoću 3000 MPa.

7.8.5. ČELICI SA HROMOM Hromni čelici sadrže od 0,3 do 30% hroma. Ravnotežni dijagram stanja sistema železo – hrom prikazan je na slici 7.75. Železo i hrom grade na visokim temperaturama neprekidni niz α-čvrstih rastvora sa BCC rešetkom. Krivve likvidusa i solidusa imaju na oko 15000C i 15%Cr minimum. Hrom znatno snižava A4 tačku železa. Tačka A3 pri malim sadržajima hroma opada, a onda počev od sadržaja hroma od 8% raste. Kod legura železo – hrom bez ugljenika pri sadržaju od 15%Cr zatvara se γ-oblast železa, tako da su legure sa više od 15%Cr feritne od niskih temperatura sve do temperature topljenja.

Slika 7.75. Dijagram stanja železo – hrom [2] Legure Fe – Cr u oblasti srednjih koncentracija su posle brzog hlađenja takođe feritne. Ali ako se legure sporo hlade sa temperatura iznad 10000C, ili posle dužeg žarenja na 600 do 8000C, stvara se novi tvrdi i krti strukturni konstituent, intermetalno jedinjenje FeCr (σ-faza). Sa pojavom jedinjenja FeCr legura postaje krta i tehnički neupotrebljiva. Jednom izdvojeno FeCr jedinjenje može se žarenjem na 12000C ponovo prevesti u čvrsti rastvor, a posle brzog hlađenja se ponovo dobija feritna struktura. Slika 7.76 prikazuje mikrostrukturu legure sa 60%Fe i 40%Cr, koja je posle livenja žarena 1 čas na 11000C i naglo ohlađena u vodi. Zatim je legura 20 časova na 650 do 7000C i sporo hlađena u peći. U osnovnoj masi α-čvrstog rastvora (ferita) izdvojeni su kristali krte σfaze.

Slika 7.76. Mikrostruktura legure 60%Fe i 40%Cr. Osnovna masa α-čvrstog rastvora i segregati σ-faze. 200x [2]

Strukturne karakteristike trojnih legura železo – ugljenik – hrom prikazane su na slici 7.77. Hrom znatno pomera ka nižim sadržajima ugljenika i eutektoidnu tačku S i tačku E dijagrama stanja železo – ugljenik. Ovo dovodi do toga da se pri višim sadržajima hroma u strukturi već pri relativno naskim sadržajima ugljenika javljaju znatne količine perlita i karbida.

Slika 7.77. Strukture čelika sa hromom (po Houdremont-u) [2] Karbid koji se javlja kod ovih čelika je specijalni karbid hroma Cr7C3, koji mže da sadrži do 55% Fe. Kao i drugi specijalni karbidi, i specijalni karbid (Cr,Fe)7C3 odlukuje se sporim rastvaranjem pri austenitizaciji i sporim izdvajanjem pri hlađenju. I pri otpuštanju kaljenog čelika brzina izdvajanja iz martentzita je manja nego kod čistih ugljeničnih čelika, na čemu se i zasniva postojanost prema otpuštanju čelika koji sadrže specijalne karbide. Nadeutektoidni čelici pored pored perlita sadrže i sekundarni cementit. Karbid u ovim čelicima je mešoviti karbid (Fe,Cr)3C, koji može da sadrži do 15%Cr. Pri višim sadržajima ugljenika i hroma, čelici postaju ledeburitni, tj. javlja se ternenrni eutektikum [austenite + (Fe,Cr)3C + (Cr,Fe)7C3]. Pri niskim sadržajima ugljenika i visokim sadržajima hroma čelici se sastoje od hromferita i karbida (Cr,Fe)7C3. Ovi čelici ne mogu da se kale i normalizuju. Dodatak hroma povećava zateznu čvrstoću čelika za 80 – 100 MPa po 1%Cr, dok izduženje opada samo za 1,5%. Hrom veoma smanjuje kritičnu brzinu hlađenja i na taj način vveoma povećava prokaljivost. Pri višim sadržajima hroma čvrstoća na povišenim temperaturama, odnosno postojanost prema otpuštanju, veoma raste. Zajedno sa silicijumom i aluminijumom hrom povećava vatrootpornost čelika. Usled pomeranja tačke transformacije ka višim temperaturama čelici sa hromom su pogodni za meko žarenje. Iz istog razloga ovi čelici moraju da se kale sa viših temperatura. Hromni čelici su skloni krtosti pri otpuštanju i stvaranju belih pega. Pri vise od 12%Cr, uz pretppstavku da je sadržaj ugljenika nizak, naglo se povećava koroziona postojanost prema void, raznim kiselinama i vrelim gasovima. Zbog dobre prokaljivosti i sposobnosti poboljšanja hromni čelici su našli primenu kao konstrukcioni čelici (za cementaciju i poboljšanje) i kao alatni čelici. Zahvaljujući odličnoj korozionoj postojanosti čelici za poboljšanje sa višim sadržajem hroma se primenjuju za izradu lopatica turbine, klipnih poluga, delova pumpi i drugo. Da bi se izbegla krtost pri otpuštanju, čelicima sa ghromom se često dodaje 0,15 – 0,30%Mo. Na taj način se povećava i dubina kaljenja, poboljšava žilavost i postojanost prema otpuštanju. Postojani karbidi molibdena povišavaju otpornost prema puzanju na povišenim temperaturama. Čelik sa 0,15%C, 1,55%Cr i 0,48%Mo je otporan prema puzanju na povišenim temperaturama. Njegova struktura je posle valjanja bejnitna. Molibden još jače nego hrom

potiskuje nastajanje perlite i transformaciju austenite premešta u oblast bejnita. Zbog toga se ranije ova bejnitna struktura nazivala molibdenskom strukturom. Vanadijum, slično kao i molibden, poboljšava svojstva čelika sa hromom, sprečava rast zrna i čini čelike neosetljivim na pregrevanje. Čelik sa hromom i vanadijumom, sa 0,5%C, 1%Cr i 0,2%V ima visoku granicu elastičnostii veoma je otporan na puzanje, tako da se od njega mogu izraditi opruge otporne na povišenim temperaturama. Najvažniji hromni alatni čelik je čelik za ležajeve sa 1%C i 1,5%Cr. Ovaj čelik u kaljenom stanju ima ima visoku tvrdoću (65HRC), otpornost prema habanju i elastičnost. Ovaj čelik se, zavisno od dimenzija komada, kali sa sa 820 – 8500C u void ili ulju. Struktura se posle kaljenja sastoji od sitnoigličastog martenzitasa ravnomerno raspoređenim karbidima. Pri pregrevanju pre kaljenja karbidi prelaze u čvrsti rastvor. Tada se dobija krupnoigličasti martenzit sa zaostalim austenitom. Tvrdoća kod ispravno kaljenog čelika iznosi 63 – 65HRC, a kod čelika pregrejanog pre kaljenja svega 58HRC, zbog prisustva zaostalog austenite i nedostatka tvrdih nosećih karbida. Visoka koroziona postojanost čelika sa preko 12%Cr dovela je do toga da se čelični delovi po površini legiraju hromom i na taj način čine otpornim na koroziju. U tom cilju, čelični deo koji treba da se hromira obrađuje se na temperaturama između 900 i 12000 C čvrstim (metalni hrom, fero-hrom, legure Fe-Cr-Si) ili gasovitim (CrCl2) sredstvima koja odaju hrom. Hrom sa površine difunduje u unutrašnjost čelika i stvara supstitucijski α-čvrsti rastvor.

7.8.6. ČELICI SA HROMOM I NIKLOM Čelici sa hromom i niklom pored železa sadrže ugljenik, hrom i nikl u najrazličitijjim odnosima. Približni pregled struktura čelika sa hromom i niklom sa oko 0,2%C, zakaljenog sa 10500C u vodi, daje Maurerov dijagram sa slike 7.78. Posle sporog lađenja granične linije se pomeraju ka višim sadržajima nikla.

Slika 7.78. Strukture čelika sa hromom i niklom (prošireni Maurerov dijagram) [2] Pri niskim sadržajima hroma i nikla čelici su feritno-perlitni. Pri niskom do srednjem sadržaju hroma sa rastućim sadržajem nikla čelici najpre postaju martenzitno-perlitni, zatim martenzitno-austenitni i konačno čisto austenitni. Pri višim sasdržajima hroma u većoj meri se javlja δ-ferit. Struktura se tada posle kaljenja sastoji od martenzita i δ-ferita, od austenita, martenzita i δ-ferita ili od austenita i δ-ferita. Pri konstantnom sadržaju hroma, a rastućem sadržaju nikla, opada količina δ-ferita. Pri istovremenom prisustvu hroma i nikla čvrstoća i prokaljivost feritnih poboljšavaju se u većoj meri nego u prisustvu samo jednog od ovih legirajućih elemenata. Na primer, čelik

sa 0,4%C, 1%Cr ili 3%Ni otvrdnjava pri kaljenju do dubine od oko 30mm. Čelik sa 0,4%C, 1%Cr i 3%Ni otvrdnjava, pak, pri kaljenju do dubine od 150mm. Pri tome hrom povišava čvrstoću i usitnjava zrno, dok nikl čini čelik žilavijim. Ali u čelicima sa hromom i niklom lako nastaju pukotine na belim pegama i pri otpuštanju postaju krti. Da bi se izbegla krtost pri otpuštanju, čelicima se dodaje 0,15 – 0,30%Mo, pri čemu se istovremeno dalje povišavaju žilavost i postojanost pri otpuštanju. Najviše su u upotrebi feritno-perlitni čelici za cementaciju i poboljšanje sa 0,1 – 0,4%C, 0,5 – 4,0%Cr i 0,5 – 4,0%Ni. Ovaj čelik se primenjuje za delove velikog poprečnog preseka u poboljšanom stanju. Nerđajući čelici sa hromom i niklom najviše čvrstoće sadrže oko 0,22%C, 17%Cr i 1,5%Ni. Takav čelik posle mekog žarenja se saastoji od globularnih karbida, koji se nalaze u feritnoj osnovnoj masi i od δ-ferita. Posle poboljšanja (kaljenje sa 10000C u ulju i otpuštanje na 7000C) struktura sadrži pored otpuštenog martenzita i ostrvca δ-ferita. U tom stanju čelik ima zateznu čvrstoću od 900MPa, granicu razvlačenja od 650MPa, izduženje od 18% i kontrakciju od 50%. Najpoznatiji čelik iz austenitne grupe i jedan od najvažnijih visokolegiranih čelika uopšte je nerđajući čelik 18/8 (engl. 18/8 stainless steel). Ovaj čelik sadrži manje od 0,15%C, oko 18%Cr i oko 8,5%Ni. Posle kaljenja sa 10500C u vodi ili na vazduhu struktura se sastoji od poliedarskih zrna austenita. U tom stanju zatezna čvrstoća iznosi 550 do 750MPa, granica razvlačenja 250 do 350 MPa, izduženje 60% i kontrakcija 65%. Izvanredan značaj ovog čelika zasniva se na tome što on, kao nijedan drugi čelik, u sebi spaja niz svojstava: postojanost na vazduhu, vodi i u mnogim hemikalijama (nerđajući čelik), visoka žilavost, čvrstoća i otpornost prema udarima na vrlo niskim temperaturama (čelik žilav na hladno), visoka sposobnost ojačavanja pri hladnoj deformaciji, vatrostalnost i čvrstoća na povišenim temperaturama. Osim toga, čelik je nemagnetičan i dobro se zavaruje. Metalografija ovog čelika je prilično komplikovana, ali je veoma bitna za nnjegovu tehničku primenu, pa će biti bliže razmotrena. Homogeni austenit dobijen kaljenjem sa 10500C nije stabilan i nije postojan na višim temperaturama. U slučaju ravnoteže, na sobnoj temperaturi čelik 18/8 se sastoji od tri mikrokonstituenta: austenita, δ-ferita i karbida (Fe,Cr)4C, tačnije, (Fe,Cr)23C6. Pored ovih, može da se javi i nova faza, intermetalno jedinjenje FeCr (σ-faza). Koji će mikrokonstituenti biti prisutni zavisi od hemijskog sastava čelika, termičke obrade, vremena držanja na povišenim temperaturama i prethodne plastične deformacije. Obrazovana mikrostruktura ima presudan uticaj na svojstva ovog čelika. Na slici 7.79 prikazana je rastvorljivost ugljenika u leguri sa 18%Cr i 8%Ni, ostalo Fe. Vidi se da je čelik sa 0,1%C čisto austenitni iznad oko 9000C, a čelik sa 0,2%C tek iznad oko 11000C. Ispod linije rastvorljivosti dolazi do izdvajanja karbida ako je čelik sporo hlađen, odnosno ako je posle kaljenja otpuštan. Ako se čelik 18/8 posle austenitizacije zagreva u oblasti temperatura 500 – 6000C u toku 50 časova dolazi do izdvajanja karbida u vidu traka, a posle zagrevanja u oblasti temperatura 700 - 800 u vidu isprekidanih nizova. Dakle, povišenjem temperature zagrevanja dolazi do koagulacije izdvojenih karbida. Sa karbidnim trakama po granicama zrna austenitni čelik 18/8 više nije koroziono postojan. O uzroku toga postoje dva gledišta. Po jednoj teoriji, karbidi izdvojeni na niskim temperaturama osetljivi su prema koroziji – pri koroziji dolazi do rastvaranaj karbidnog filma na granicama zrna. Po drugoj teoriji, izdvojeni karbidi su vrlo bogati hromom. Na taj način je iz osnovne mase oduzetno mnogo hroma, pa sadržaj u njoj opada ispopd granice otpornosti od 12 – 14%Cr, te pri delovanju korozionih sredstava dolazi do interkristalne korozije. Metalna supstanca neposredno uz karbidni film se rastvara, veza između zrna slabi, čelik postaje krt i na kraju se razara.

Slika 7.79. Rastvorljivost ugljenika u leguri sa 18%Cr i 8%Ni, ostalo železo [2] Razaranje čelika 18/8 se može sprečiti na različite načine. Brzim hlađenjem sa 10500C zadržava se homogeni austenit. Pri sadržaju ugljenika ispod 0,05% više ne dolazi do interkristalne korozije. Pri dugom žarenju između 730 i 8500C karbidi koagulišu, tako da više ne dolazi ni do kakve interkristalne korozije, za koju je neophodan uslov postojanje neprekidnog karbidnog filma. Dodavanjem jakih karbidotvornih elemenata, kao što su titan (sa odnosom Ti:C = 4) i niobijum (sa odnosom Nb:C = 10 minimalno), vezuje se ugljenik tako da se i u prisustvu karbida ne silazi ispod granice otpornosti. Najzad, od interkristalne korozije štiti i prisustvo većih količina δ-ferita od oko 20% [2]. Kod čelika 18/8 posle uobičajene termičke obrade, kaljenja sa 10500C, δ-ferit se ne javlja. ako čelik sadrži nešto manje nikla i ugljenika, a nešto više hroma i silicijuma, tada pri dužem žarenju u oblasti srednjih temperatura može da se javi δ-ferit, koji ima igličast, martenzitni izgled. Na slici 7.80 prikazane su ravnotežne linije zavisno od odnosa hroma i nikla. Vidi se da se δ-ferit u većem obimu ne javlja samo na nižim, već i na višim emperaturama, pošto je fazna granična linija γ/(α+γ) zakrivljena udesno. U prisustvu δ-ferita čelik ppostaje donekle feormagnetičan, granica razvlačenja i zatezna čvrstoća malo rastu, dok sposobnost oblikovanja opada. Sa druge strane, δ-ferit sprečava razaranje zrna i stvaranje pukotina na povišenim temperaturama u odlivcima i zavarenim spojevima. Osim korozionom postojanošću, austenitni čelici sa hromom i niklom odlikuju se i vrlo visokom čvrstoćom i žilavošću na niskim temperaturama. Čelici 18/8 su izrazito žilavi na niskim temperaturama. Austenitni čelici se uopšte odlikuju niskom granicom razvlačenja i vrlo visokom sposobnošću za hladnu plastičnu deformaciju. slično kao i manganski čelici, i čelici sa hromom i niklom pri hladnoj plastičnoj deformaciji intenzivnije ojačavaju od feritnih, odnosno feritno-perlitnih čelika. Ovo je uslovljeno stvaranjem martenzita od metastabilnog austenita.

Slika 7.80. Tok faznih graničnih linija γ/(α+γ) i (α+γ)/α kod legura železo-hrom-nikl sa promenljivim odnosom hroma i nikla [2] Vatrootpornost austenitnih čelika sa hromom i niklomje takođe veoma značajna. Čelik sa 0,12%C, 25%Cr i 20%Ni je, na primer, postojan na temperaturama do 12000C. Visokolegirani čelici sa hromom i niklom, dopunski legirani jakim karbidotvornim elementima, kao što su titan, niobijum, molibden i volfram, čine osnovu vatrootpornih austenitnih i austenitno-feritnih čelika.

7.8.7. BRZOREZNI ČELICI I TVRDI METALI Specijalnu oblast primene čelika čine alati. Oni uglavnom služe za uobličavanje, sečenje i usitnjavanje najrazličitijih materijala na sobnoj i povišenim temperaturama. Kod alatnih čelika rezlikuju se četiri velike grupe: nelegirani ugljenični čelici sa sadržajem ugljenika između pribižno 0,6 i 1,5%; niskolegirani čelici sa hromom, volframom, molibdenom, vanadijumom i dr.; visokolegirani čelici (brzorezni); liveni ili sinterovani karbidni tvrdi metali. Rezna sposobnost čelika raste po navedenom redu. Kod ugljeničnih čelika ona iznosi samo oko 5 m/minut, kod niskolegiranih čelika 10 m/minut, kod brzoreznih čelika 40 do 50 m/minut, a kod sinterovanog karbidnog tvrdog metala 100 do 500 m/minut. O strukturi dveju prvih grupa već je bilo reči. U kaljenom stanju njihova struktura se sastoji od martenzita u kome su uloženi, zavisno od sadržaja ugljenika i drugih legirajućih elemenata, cementit i specijalni karbidi. Potrebna tvrdoća se postiže kaljenjem alata sa temperatura iznad Ac3 ili Ac1 u vodi ili ulju. Ogpuštanje na oko 1000C ima za cilj uklanjanje naprezanja nastalih pri kaljenju. Ako treba da se poboljša žilvost alata, mogu da se izaberu i više temperature otpuštanja. Međutim povećanje žilavosti je u tom slučaju povezano sa padom tvrdoće. Rrelativno mala rezna sposobnost alata od nelegiranih ili niskolegiranih čelika prouzrokovana je nedovoljnom postojanošću prema otpuštanju metastabilnog

martenzita, obrazovanog pri kaljenju. Radne temperature od 200 do 3000C već izazivaju znatan pad tvrdoće sečiva i na taj način dovode do njegovog brzog tupljenja. Brzorezni čelici, naprotiv, postojani su prema otpuštanju do oko 6000C, tako da sečivo ni pri tamnocrvenom usijanju ne gubi visoku tvrdoću. Zbog toga se ovim čelicima mogu pstići velike brzine i učinci rezanja. Uslov za brzorezni čelik je prisustvo 12%W, 4%Mo ili 2%Mo i 1,5%V pri istovremenom sadržaju od najmanje 3%Cr i 0,6%C. Brzorezni čelici, koji se često koriste za strugarske noževe, glodala, burgije, sadrže 0,85%C, 12,5%W, 4,5%Cr, 2,5%V i 1%Mo. Slika 7.81 prikazuje strukture čelika na bazi volframa i ugljenika. Pri sadržaju ugljenika od 0,85% čelik sa 12,5%W već se nalazi u ledeburitnoj oblasti. Količina ledeburita se povećava dodatkom drugih karbidotvornih elemenata, kao što su hrom, vanadijum, molibden. Brojni ledeburitni karbidi sa svojom visokom prirodnom tvrdoćom uzrok su odlične rezne sposobnosti brzoreznih čelika.

Slika 7.81. Strukture čelika sa volframom [2] Raspodela legirajućih elemenata između čvrstog rastvora i karbida nije ravnomerna. Oko 0,3 do 0,4%C se nalazi u osnovi, dok je ostatak u karbidima. Železo, kobalt i nikl uglavnom odlaze u osnovu, volfram, vanadijum i molibden uglavnom u karbide, a hrom se ravnomerno raspoređuje u obe strukturne komponente. Samo elementi u čvrstom rastvoru utiču na prokaljivost i tvrdoću na povišenoj temperaturi. Porastom sadržaja volframa, molibdena i vanadijuma raste tvrdoća karbida i postojanost prema otpuštanju. Pri suviše visokom sadržaju legirajućih elemenata čelici ponovo gube svoje karakteristične brzorezne karakteristike, pošto više ne mogu da postignu dovoljno visoku tvrdoću, a osim toga više ne mogu ni da se kuju. Da bi se oblikovao i da bi se u njemu razorila krta ledeburitna mreža, ingot brzoreznog čelika se valja ili kuje na 1100 do 9000C. Pri tome se teži postizanju što ravnomernije raspodele karbidnih čestica u zapremini čelika. Na ravnomernost rasporedele karbida u prvom redu utiče krupnoća zrna u ingotu i stepen plastične deformacije. Što je sitnije zrno u ingotu i što je veći stepen plastične deformacije, to se postiže ravnomernija raspodela karbida. Naročito kod većih konačnih dimenzija, kod kojih stepen deformacije ne može biti visok,

često u strukturi zaostaju trake ili više manje formirana mreža karbida. Pri tome je ova karbidna segregacija znatno jače izražena u jezgru nego u perifernim delovima komada. Krupne karbidne nakupine u trakama dovode do povećanog stvaranja naprezanja pri kaljenju. Osim toga, naročito kod alata sa finim sečivom nastaje opasnost od ispadanja karbida iz sečiva. Kod velikih glodala, noževa za zupčenike ili zubaca na testerama, kod kojih oštrica nije jako fina, karbidne trake do izvesnog stepena ne utiču na izdržljivost alata. Posle plastične deformacije brzorezni čelik se meko žari na 8000C, a zatim obradom rezanjem se dovodi na odgovarajući oblik alata. Struktura se u meko žarenom stanju sastoji od feritne osnove sa brojnim karbidima različite krupnoće. Temperatura kaljenja brzoreznih čelika se nalazi, zavisno od sastava čelika, između 1150 i 13500C, tj. odmah ispod temperature solidusa. Na tako visokim temperaturama se rastvaraju niskolegirani i jedan deo specijalnih karbida, dok se ledeburitni karbidi ne rastvaraju, već ostaju izdvojeni u austenitu i tako sprečavaju suviše veliki porast austenitnog zrna. Brzorezni čelici su, dakle, veoma neosetljivi na pregrevanje. Posle kaljenju u ulju ili struji vazduha pod pritiskom, struktura brzoreznih čelika se sastoji od martenzita, zaostalog austenita i nerastvorenih karbida. Brzorezni čelici se kale sa što je moguće viših temperatura, pošto sa porastom temperature kaljenja raste i postojanost prema otpuštanju, a time i izdržljivost, odnosno rezna sposobnost alata. Gornja granica je određena porastom zrna do koga dolazi pri zagrevanu sasvim blizu temperature solidusa ili početkom topljenja koje nastupa kada se pređe linija solidusa. Znaci pregrevanja su znatan porast zrna i mali broj nerastvorenih karbida. Ako se na granicama poliedarskih zrna jave karbidne trake ili čak ledeburit, to je znak da je pri zagrevanju došlo do prelaska linije solidusa. Primarna tvrdoća brzoreznih čelika posle kaljenja iznosi 60 – 65HRC. Pri otpuštanju na 400 – 5000C tvrdoća najpre nešto opada, a zatim ponovo raste do punog iznosa, pod uslovom da se temperatura otpuštanja povisi na 500 – 6000C. Ova sekundarna tvrdoća brzoreznih čelika prouzrokovana je pojavom starenja. Starenja je odgovorno za visoku postojanost brzoreznih čelika pri otpuštanja. Da bi se efekat starenja pojačao, brzorezni čelici se otpuštaju dva ili tri puta. Čelici koji sadrže volfram mogu pogrešnim žarenjem nepovratno da pogoršaju svojstva na dva načina. Dvostruki karbid železa i volframa Fe3 W3C, koji se normalno obrazuje, može pri dugom žarenju delimično da se prevede u volframov karbid WC. Ovaj vezuje odgovarajuću količinu ugljenika, ali pri kaljenju ne ulazi u rastvor, usled čega snižava prokaljivost. Tada se govori o mrtvom kaljenju. Pri dužem žarenju u intervalu 700 – 8000C, pri sporom hlađenju unutar tog intervala, ili pri kovanju na nižim temperaturama, može jedan deo karbida da se razloži na svoje elementarne komponente i tada dolazi do obrazovanja temper-ugljnika, pri čemu se prokaljivost snižava, pošto opada količina vezanog ugljenika. Uobičajeni prelom svetlog izgleda postaje na takvim mestima taman, zbog čega se govori o tamnom prelomu. Zagrevanjem ili kovanjem na visokim temperaturama može u lakšim slučajevima da se ugljenik ponovo prevede u čvrsti rastvor, pri čemu isčezava i tamni prelom, a čelik ponovo postaje zakaljiv. Po tvrdoći na povišenim temperaturama brzorezne čelike prevazilaze još samo tvrdi metali. Nasuprot čelicima, tvrdi metali ne duguju svoju visoku tvrdoću metastabilnom martenzitu, nastalom pri kaljenju, koji se pri otpuštanju razlaže na stabilne faze ferit i karbid i usled toga omekšava, već se sastoje od prirodno tvrdih, stabilnih faza (većinom karbida), koje svoju visoku tvrdoću pri zagrevanju praktično ne gube, ili je gube vrlo postepeno. Steliti i slične legure su topljene legure kobalta, hroma i volframa, a sastoje se od 2 – 3%C 35 – 55%Co, 25 – 35%Cr, 10 – 25%W i 0 – 10%Fe. Kkobalt može delimično da se zameni niklom, a volfram molibdenom, vanadijumom, titanom i tantalom. Mikrostruktura

stelita se sastoji od manje ili više krupnih iglica karbida smeštenih u eutektičkoj osnovi (slika 7.82). Tvrdoća stelita na sobnoj temperaturi iznosi oko 63HRC, a na 10000C još oko 43HRC. Ove legure su veoma otporne na habanje i postojane na koroziju i oksidaciju na povišenim temperaturama. Steliti se manje upoterbljavaju za rezne alate, a više za delove izložene habanju, kao što su dodirne ravni šablona, vventilske kupe, bušaća dleta za bušotine u zemlji, radne površine matrica itd. Steliti se nakapljivanjem mogu nanositi na čelične nosače.

Slika 7.82. Liveni tvrdi metal (stelit) sa 2,2%C, 29%Cr, 11%W, 44%Co, ostatak Fe. 500x [2]

Slika 7.83. Sinterovani karbidni tvrdi metal sa 14%TiC, 78%WC, 8%Co. Bela uglasta zrna: WC, siva okrugla zrna: mešoviti karbid WC i TiC, crna faza: kobaltom bogati čvrsti rastvor. 1000x [2] Liveni tvrdi karbidni metali u osnovi se sastoje od karbida volframa i molibdena (W2C i Mo2C). Jedan deo volframa i molibdena pri tome može da se zameni hromom, titanom, tantalom i cirkonijumom. Da bi im se povećala žilavost, mogu da sadrže do 20%Fe, Ni i Co. U mikrostrukturi karbidi su smešteni u eutektičkoj osnovi. Tvrdoća se na sobnoj temperaturi kreće od 75 – 80 HRC, a na 10000C oko 60 – 65 HRC. Nasuprot prednostima (velika tvrdoća na povišenim temperaturama, otpornost prema habanju i postojanost prema koroziji) stoje loše strane (velika krtost i mala vatrostalnost). Ove legure se primenjuju pretežno za alate za

izvlačenje, ležišta za časovnike i merne instrumente, mlaznice za pesak i slično. Delovi od tvrdog metala se pri tome leme čelične nosače pomoću bakra. Kod sinterovanih tvrdih metala razlikuju se tvrdi metali, koji se sastoje od karbida volframa (81 – 89%W, 5,2 – 6%C) i kobalta (5 – 13%Co), i tvrdi metali, kod kojih je jedan deo volfram-karbida WC zamenjen titan-karbidom. Ovi tvrdi metali, osim toga, mogu da sadrže još i veće količine molibdena, tantala i drugih elemenata. Mikrostruktura se sastoji od karbida, koji su smešteni u žilavoj, kobaltom bogatoj osnovi čvrstog rastvora (slika 7.83). Brušenje i poliranje ovih legura mora se izvoditi dijamantskim prahom. Tvrdoća sinterovanih karbidnih tvrdih metala iznosi na sobnoj temperaturi 80HRC, a na 10000C još uvek 65HRC. Oni poseduju visoku otpornost prema habanju i dobru žilavost, dok im vatrootpornost i otpornost prema prema koroziji nisu posebno izražene. Sinrterovani tvrdi metali sa visokim sadržajem titana, naprotiv, postojani su prema koroziji. Ovi tvrdi metali podesni su reznu obradu najtvrđih i najmekših materijala, kao što su tvrdi liv, kaljeni ili poboljšani čelik, staklo, keramika, grafit, plastične mase, tvrda guma itd. Tvrdi metal se pri tome izrađuje u obliku malih pločica koje se tvrdo leme na čelične nosače. Sinterovani tvrdi metal na bazi volfram-karbida je poznat pod trgovačkim nazivom „vidia“. Ovaj materijal je prvi sintetizovao Fridrih Krup (Friedrich Krupp) 1927. godine pod nazivom Widia, koji predstavlja skraćenicu od nemačkih reči wie Diamant, poput dijamanta.

7.9. LIVENO GVOŽĐE, MODIFICIRANI I TEMPEROVANI LIV Pod livenim gvožđem se podrazumevaju legure železa i ugljenika sa više od 2%C, većinom 2 – 4%C, koje se odlikuju dobrom livkošću, ali relativno visokom krtošću, i koje se usled toga oblikuju većinom livenjem i obradom skidanjem strugotine, a ne plastičnom deformacijom. Sadržaj silicijuma se kreće uglavnom do 3%, a fosfora do 2%, bitno više nego kod čelika. Po boji preloma razlikuju se belo liveno gvožđe (tvrdi liv), koji se strukturno sastoji od ledeburita i perlita, melirano gvožđe, koje pored ledeburita i perlita sadrži i deo elementarnog ugljenika u obliku grafitnih lamela, i sivo liveno gvožđe (sivi liv), koji se sastoji od perlitne ili feritno-perlitne osnove u kojoj je smešten grafit. Vrsta gvožđa zavisi od hemijskog sastava (sadržaja ugljenika i silicijuma), kao i od brzine hlađenja. Velika brzina hlađenja doprinosi nastajanju belog gvožđa, a mala brzina hlađenja nastajanju sivog gvožđa. Slika 7.84 prikazuje na prelomu kokilnog tvrdokornog liva jednu pored druge tri vrste gvožđa: levi kraj uzorka ohlađen je na zidu kokile brzo i očvrsnuo je belo (ledeburitno), dok je desni kraj, koji se nalazio dalje, prema jezgru, hlađen sporo, pa je očvrsnu sivo. Između se nalazi zona meliranog gvožđa.

Slika 7.84. Prelom kokilnog tvrdokornog liva [2]

Čiste legure železa i ugljenika sa sadržajima ugljenika karakterističnim za liveno gvožđe pri normalnom hlađenju očvršćavaju po metastabilnom sistemu železo – železokarbid (cementit). Podeutektičko liveno belo gvožđe sastoji se na sobnoj temperaturi od ledeburita II, perlita i sekundarnog cementita, eutektičko belo liveno gvožđe od ledeburita II, a nadeutektičko belo liveno gvožđe od primarnog cementita i ledeburita II. Pri veoma malim brzinama hlađenja ili pri većim sadržajima silicijuma cementit Fe3C, koji na visokim temperaturama nije posebno stabilan, razlaže se na svoje sastavne elemente – železo i ugljenik (indirektno nastajanje grafita). Izvestan deo grafita kristališe direktno iz rastopa (direktno nastajanje grafita). Dakle, pri maloj brzini hlađenja i većem sadržaju silicijuma, kristalizacija se više ne odigrava potpuno ppo metastabilnom sistemu, već delimično i po stabilnom sistemu železo – grafit (videti slike 7.5 i 7.19). Kristalizacija legura železo – ugljenik u slučaju ravnoteže odigrava se po stabilnom sistemu železo – grafit. Po ovom sistemu kristalizacija legure sa, na primer, 3%C bi tekla na sledeći način. Čim se pri hlađenju dostigne likvidus linija BC' iz rastopa počinje izdvajanje primarnih kristala austenita. Pri tome se rastop obogaćuje ugljenikom. Na 11530C austenit sadrži 2,03%C, a preostali rastop 4,25%C (tačka C'). Rastop ovog sastava se razlaže na eutektikum austenita i grafita (grafitni eutektikum). Pri daljem hlađenju iz austenita se duž linije E'S' izdvaja sekundarni grafit. Čim se dostigne eutektoidna temperatura od 7380C (linija P'S'K') austenit se razlaže u feritno-grafitni eutektoid. Struktura bi se, dakle, na sobnoj temperaturi sastojala od grafitnog eutektikuma, sekundarnog grafita i feritno-grafitnog eutektoida. Realno, kristalizacija sivog livenog gvožđa se odigrava bitno drugačije. Za to ima više razloga. Pri pothlađenju bar jedan deo ugljenika se izdvaja u vidu cementita, koji se tek u toku daljeg hlađenja na železo i grafit. Dalje, obrazovanje grafita u velikoj meri zavisi od već prisutnih grafitnih klica. Osim toga, grafit pokazuje sklonost ka kristalizaciji na već izdvojenim grafitnim agregatima. Ovo može da dovede do toga da poreklo pojedinih grafitnih lamela na izbrusku ne može tačno da se utvrdi. Što je manja brzina hlađenja to više grafitnih nakupina međusobno srasta, tj. opadanjem brzine hlađenja dolazi do ukrupnjavanja grafita. Grafitni eutektikum na primer, može da se dobije samo pri većem sadržaju silicijuma (oko 4%) i pri bržem hlađenju (kokilni liv) u svom finom strukturnom obliku (slika 7.85). Pri sporom hlađenju izdvojeni grafit srasta u krupnije nakupine, u tako zvani grafit na granicama zrna (slika 7.86).

Slika 7.85. Grafitni eutektikum kod sivog liva bogatog silicijumom. 200x [2] Obrazovanje grafita zavisi i od prethodne obrade rastopa, kao i od prisustva drugih elemenata. Pri dužem držanju raastopa znatno iznad likvidus temperature dolazi do znatnog usitnjavanja grafita, verovatno zbog razranja kristalizacionih klica. U gvožđu sa većim

sadržajem fosfora (oko 1,5%) grafit se često sakuplja u rozete. Obrazovanje grafita u obliku rozete verovatno je prouzrokovano segregacijama fosfora. Dodavanjem magnezijuma ili cerijuma u rastop, grafit može da se prevede u sferoidni oblik (kuglasti grafit).

Slika 7.86. Grafit izdvojen po granicama zrna. Nenagrizeno. 100x [2] Realna kristalizacija sivog liva koji sadrži 2 – 4%C može se shematizovano opisati na sledeći način.Iz raastopa, koji verovatno već sadrži za kristalizaciju grafita, izdvaja se austenit. Zaostali rastop očvšćava na eutektičkkoj temperaturi delimično kao ledeburit, a delimično kao grafitni eutektikum. Pri daljem hlađenju cementit iz ledeburita se razlaže na austenit i grafit. Iz austenita se duž linije E'S' izdvaja sekundarni grafit. Ovaj sekundarni grafit se na postojeće primarne kristale grafita, koji zbog toga rastu. U trećem stadijumu hlađenja austenit se na eutektoidnoj temperaturi razlaže u perlit. Cementitne lamele perlita razlažu se na temperaturama ispod 7200C u ferit + grafit, pri čemu se i ovaj grafit izdvaja na već prisutnim grafitnim lamelama. Zaostali ferit oivičava grafitne lamele. Zavisno od sastava i brzine hlađenja može da dođe do većeg ili manjeg razlaganja perlita. Pri vrlo sporom hlađenju, ili pri ponovnom žarenju, perlit se potpuno razlaže i struktura se sastoji od grubog grafita i ferita. Pri brzom hlađenju perlit se razlaže samo u okolini grafitnih lamela. One su tada oivičene feritom, koji se, sa svoje strane, graniči sa zaostalim perlitom. Pri još bržem hlađenju sasvim se potiskuje razlaganje perlita i struktura se sastoji od perlitne osnove u kojoj je smešten grafit. Zavisno od osnove, razlikuju se, prema tome, feritno (slika 7.87a), feritno-perlitno (slika 7.87b) i perlitno (slika 7.88) sivo liveno gvožđe.

Slika 7.87. Sivo liveno gvožđe sa feritnom (a) i feritno-perlitnom (b) osnovom. 500x [24] Kod nadeutektičkog sivog liva primarni grafit se izdvaja iz rastopa duž linije C'D'. Kako je već rečeno u tački 7.4.2, usled male gustine krupne grafitne nakupine primanrog

grafita islivavaju na površinu rastopa i obrazuju jednu vrstu pene. Ovako po gustini segregovan grafit naziva se grafitna pena. Usled izdvajanja grafitne pene, nadeutektički sivi liv retko sadrži više od oko 4,5%C.

Slika 7.88. Perlitno sivo liveno gvožđe. 500x [2] Kao važan legirajući element livveno gvožđe sadrži silicijum do 3%. Silicijum pomera eutektičku koncentraciju ka nižim sadržajima ugljenika, kako je prikazano u tabeli 7.15. Tabela 7.15. Zavisnost eutektičke koncentracije ugljenika od sadržaja silicijuma u železu Sadržaj silicijuma, % 0,03 0,93 1,74 2,73 4,68 6,99 Eutektička koncentracija, %C 4,24 3,90 3,70 3,38 2,79 2,25 Pored eutektičke koncentracije, dodatkom silicijuma snižava se i rastvorljivost ugljenika u γ-čvrstom raastvoru, kao i koncentracija ugljenika u eutektičkoj tački, dok se povišavaju temperature eutektikale ECF i eutektoidale PSK. Od naročitog značaja za strukturu livenog gvožđa je uticaj uticaj silicijuma na cementit, koji se pri većem sadržaju silicijuma lako razlaže na železo i grafit. To je uslovljeno istiskivanjem ugljenika iz cementita po reakciji: Fe3C + Si → Fe3Si + C. Povećani sadržaj silicijuma deluje, dakle, slično kao povećani sadržaj ugljenika ili usporeno hlađenje, to jest favorizuje stabilni sistem železo – grafit. Ovaj uticaj silicijuma na razlaganje karbida prezentuje dijagram livenog gvožđa po Maureru (slika 7.89). Dijagram prikazuje vrste livenog gvožđa kkoje se dobijaju pri ratličitim sadržajima ugljenika i silicijuma, ali važi za sasvim određene uslove hlađenja (probni uzorci prečnika 30 mm liveni u suvim kalupima). Pri drugim uslovima hlađenja linije na dijagramu se pomeraju.

Slika 7.89. Dijagram livenog gvožđa po E. Maureru [2] Niski sadržaji ugljenika i silicijuma dovode do belog očvršćavanja, pa se javlja ledeburitna struktura. Povećani sadržaj silicijuma dovodi do nastajanja kvalitetnog perlitnog sivog liva, čija se struktura sastoji od čiste perlitne osnove u kojoj su smeštene grafitne

lamele. Ako se sadržaj silicijuma dalje pvećava, dobija se normalni feritno-perlitni sivi liv, čija se struktura sastoji od ferita, perlita i grafita. Pri nižem sadržaju silicijuma i višem sadržaju ugljenika nastaje melirano gvožđe, čija se struktura sastoji delom od ledeburita i perlita, a delom od grafita. Proističe da se struktura livenog gvožđa može menjati u širokim granicama promenom sadržaja silicijuma i drugih elemenata, kao i promenom brzine hlađenja. Pošto u praksi konstrukcija (debljina zida) i način livenja (u peščane kalupe, u kokile) uslovljavaju brzinu hlađenja, željena struktura se u većini slučajeva podešava odgovarajućim sadržajem ugljika i silicijuma. Uticaj brzine hlađenja na struktura prouzrokuje osetljivost sivog liva prema debljini zida. Sivi liv je pri datom hemijskom sastravu i načinu livenja utoliko mekši ukoliko je odlivak masivniji. Naime, što je veća debljina zida odlivka to se liv sporije hladi i nastaje više ferita u strukturi. Kod tankozidnog, brzo hlađenog liva prisutno je više perlita, pa je tvrdoća saglasno tome viša. Dok silicijum snižava stabilnost cementita, mangan, koga u sivom livu ima od 0,3 – 1,2% povišava njegovu stabilnost time što ulazi u sastav mešovitog karbida (Fe,Mn)3C. Perlit u sivom livu pri većem sadržaju mangana postaje finolamelaran usled sniženja tačke transformacije γ/α. Još veće kkoncentracije mangana, kao i kod čelika, dovode najpre do obrazovanja martenzitne, a zatim austenitne strukture. Sadržaj sumpora u sivom livu (do 0,12%) nema toliko veliki značaj kao kod čelika, pošto je uvek prisutna dovoljna količina mangana da se sva količina sumpora veže u sulfid MnS. Sadržaj fosfora u normalnom sivom livu se nalazi između 0,1 i 0,6%. Forsfor povećava tečljivost rastopa i povećava otpornost prema habanju. Sivi liv kod koga su ova svojstva od naročitog značaja (liv za radijatore, umetničku liv, liv otporan na habanje) zbog toga sadrži 0,6 – 1,8%P. Pri sadržajima ugljenika i fosfora koji se javljaju u livenim gvožđima obrazuje se ternerni eutektikum od faza Fe3C, Fe3P i austenita, koji se topi na 9500C. Kao karakteristični mikrokonstituent ovaj eutektikum se naziva stedit i sadrži 2,4 – 6,89%P. Pri sporom hlađenju i dovoljnom sadržaju silicijuma (preko 2%), na oko 9500C se izdvaja stabilni ternerni eutektikum (austenit + Fe3P + grafit). Grafit se u vrlo sporo hlađenom ili žarenom sivom livu izlučuje pretežno na već prisutnim grafitnim lamelama, tako da pogrešno izgleda kao da nastaje binarni eutektikum (α-Fe + Fe3P). Ustvari se radi o anomalnom ternernom eutektikumu (pseudobinarni eutektikum). Svojstva livenog gvožđa se mogu legiranjem poboljšati na sličan način kao i svojstva čelika. Liveno gvožđe sa 14 – 18%Si popkazuje odličnu postojanost prema mnogim kiselinama. Isto tako je prema kiselinama postojano i liveno gvožđe sa 5 – 35%Ni, 2 – 8%Cr, 2 – 16%Cu, 3 – 10%Mn i eventualno do 3%Al. Povišena otpornost prema oksidaciji na povišenim temperaturama postiže se dodatkom 5%Si, 18%Ni i 1%Mn. Mehanička svojstva sivog livenog gvožđa zavise od karakteristika metalne osnove. i od veličine, oblika i raspodele grafita. Normalni sivi liv ima zateznu čvrstoću od 120 – 200 MPa, visokokvalitetni sivi liv od 200 – 300 MPa, a čvrstoću iznad 300 MPa ima specijalni sivi liv. Izduženje je vrlo malo i ne prelazi 0,5 – 1%. Pritisna čvrstoća sivog liva je četiri puta veća od zatezne, tako da je svrsishodnije sivi liv upotrebljavati za delove opterećene na pritisak. Tvrdoća livenog gvožđa je utoliko veća ukoliko je u njemu više ledeburita ili perlita. U odnosu na nisku tvvrdoću grafita, tvrdoća ferita iznosi 100HB, perlita 250HB, a cementita i stedita 700 – 800HB. Pošto se količina grafita menja u relativno uskim granicama, tvrdoću sivog liva određuje sastav metalne osnove. Tvvrdoća sivog liva opada sa rastućim sadržajem ferita , a raste sa rastućim sadržajem cementita i fosfida. Tvrdoća metalne osnove se može povećati kaljenjem ili poboljšavanjem, ali se ova termička obrada retko primenjuje.

Na mehanička svojstva sivog liva odlučujući uticaj ima oblik u kome se izdvaja grafit. Specifični uticaj grafitnih nakupina se sastoji od dva činioca – od smanjenja nosećeg poprečnog preseka i od zareznog delovanja. Meki grafit nije u stanju da prenese znatnije zatezne napone. Pri mehaničkom naprezanju linije napona usled toga zaobilaze oko grafitnih lamela, pri čemu se noseći poprečni presek smanjuje za 50% i više. Osim toga, na krajevima grafitnih lamela usled zakretanja i zbijanja linija sila, dolazi do koncentracije naprezanja i pojave lokalnih maksimalnih napona. Zbog ovakvog delovanja grafita proizilazi da su za mehanička svojstva sivog liva dalekko povoljniji kratki, ompaktni ili sferoidni uključci grafita, nego velike grafitne lamele sa razvijenom površinom. Grafit izlučen u vidu krupnih lamela može sniziti zateznu čvrstoću sivog liva sa 200 MPa na 60 – 70 MPa. Prema habanju, ipak, najbolju otpornost ima sivi liv sa perlitno osnovom, višim sadržajem fosfora (oko 1%) i krupnim grafitnim lamelama. Ovakav sivi liv se koristi za klizna ležišta, klizne šine, kočione papučice i drugo. Krupne grafitne lamele, sa svoje strane, dovode do gubljenja nepropustivosti za gasove, pošto molekuli gasa mogu da prolaze kroz grafit. Dalje specifično svojstvo sivog liva je njegova dobra sposobnost prigušivanja oscilacija (slika 7.90). Pod tim se podrazumeva transformacija energije mehaničkih oscilacija u toplotu. Kada se, na primer, čekićem udari čelična šipka koja slobodno visi, proizvedeni zvuk se čuje još dugo nakon toga (slika 7.90a), dok udareni komad sivog liva napravi samo mali broj oscilacija i umiri se (slika 7.90b). Ovim se objašnjava miran rad motora i mašina čija su postolja izrađena od sivog liva.

Slika 7.90. Komparacija prigušivanja vibracija u čeliku (a) i sivom livenom gvožđu (b) [4] Najvažnije svojstvo livenog gvožđa je njegova dobra livkost, koja se zasniva na niskoj temperaturi topljenja eutektikuma. Sa povećanjem kkoličine ugljenika raste tečljivost rastopa do eutektičke koncentracije. Fosfor još više snižava viskozitet rastopa, pošto se tačka topljenja ternernog eutektikuma nalazi na 9500C. Kako je rečeno, zavisno od brzine hlađenja i sadržaja silicijuma, dva najznačajnija fatora koji određuju strukturu levenog gvožđa, razlikuju se belo melirano i sivo liveno gvožđe. Beli tvrdi liv i tvrdokorni liv. Ako je po celom poprečnom preseku odlivka ugljenik vezan u obliku cementita, liv se naziva beli tvrdi liv (BTL). Ako pri hlađenju odlivka u površinskom sloju nastane tvda cementitna struktura, a u unutrašnjosti odlivka struktura sivog liva, dobija se tvrdokorni tvrdi liv (TTL). Uobičajeni hemijski sastav tvrdokornog liva je: 1,7 – 4%C, 0,3 – 1,5%Si i 0,15 – 15%Mn. Liv ovakvog sastava se lije u kokile, što omogućava

da površina očvrsne belo, a jezgro sivo. Visoka površinska tvrdoća ovog liva obezbeđuje otpornost na habanje, što ga uz dovoljno žilavo jezgro čini pogodnim za izradu delova, kao što su kugle mlinova, valjci, vagonski točkovi i delovi drobilica. Kod sivih livova, pored lamelarnog oblika grafita, hemijskim i termičkim putem je moguće dobiti i druge oblike i rasporede grafitnih uključaka. Na primer, kod umetničkog sivog liva, bogatog fosforom, grafit se izdvaja u obliku rozeta (gnezda), kako je prikazano na slici 7.91.

Slika 7.91. Grafit u obliku rozeta (gnezda) kod sivog liva bogatog fosformom. 100x [25] Sa stanovišta čvrstoće odlivaka, umesto lamela (pločica) grafita, koje izazivaju lokalnu koncentraciju naprezanja i snižavaju čvrstoću, pogodnije je da se u strukturi javlja kompaktnija forma grafita, a najbolje sferična forma. Sivi liv sa nelamelarnim oblikom grafita se deli na nodularni, temperovani i vermikularni. Nodularni liv. Dodavanjem male količine magnezijuma (0,03 – 0,07%) ili cerijuma i drugih retkih zemalja (0,006 – 0,010%) u rastop sivog liva pre livenja, grafit se izdvaja u obliku nodula, kuglica (slika 7.92), čime se dobijaju potpuno drugačija kombinacija svojstva odlivka u odnosu na odlivak od sivog liva sa lamelarnim grafitom. Ovakav liv se naziva nodularnim livom (engl. nodular iron). Zbog sferičnog oblika grafita smanjuje se lokalna koncentracija naprezanja oko grafitnih čestica, čime sivi liv postaje duktilan, pa se ovaj liv naziva i duktilnim (plastičnim) livom (engl. ductile iron). U SAD uobičajen je naziv nodular iron, dok se u engleskoj naziva spherulitic or spheroidal graphite (SG) iron [4,20]. Metalna osnova nodularnog liva, zavisno od brzine hlađenja, kao i običnog sivog liva, može biti perlitna, feritno-perlitna i feritna (slika 7.93). Nodularni liv ima znatno veću čvrstoću, žilavost i plastičnost od običnog sivog liva, što je posledica oblika grafitnih uključaka i smanjenog sadržaja fosfora i sumpora. Prekidno izduženje nodularnog sivog liva sa feritnom osnovom iznosi 17%, sa feritno-perlitnom do 7%, a sa perlitnom 2% [27]. Nodularni liv se dobro obrađuje skidanjem strugotine, ima sposobnost da prigušuje vibracije i otporan je na habanje. Zahvaljujući relativno visokoj zateznoj čvrstoći (370 – 800 MPa) upotrebljava se za odgovorne delove presa, mlinova, hidroturbina, automobile.

Slika 7.92. Mikrografija nodularnog liva sa feritnom osnovom [4]

Slika 7.93. Nodularni liv sa perlitnom, perlitno-feritnom i feritnom osnovom [26] Temperovani liv (temper liv). Za dobijenja temperovanog liva (temper liva) primenjuje se liveno gvožđe koje očvršćava belo, kako bi se tokom očvršćavanje izbeglo stvaranje nepoželjnih lamela grafita. Naknadnom termičkom obradom, dugotrajnim žarenjem, izvestan deo ili sav cementit se, u neutralnoj ili oksidativnoj atmosferi, razlaže na železo i grafit. Grafit se izdvaja u vidu čvorića, pahulja (slika 7.95) i naziva se temper-ugljenik ili žarni ugljenik. Grafit ovakvog oblika poboljšava mehanička svojstva liva [7]. Temper liv se može kovati, pa se često naziva i kovnim gvožđem. Otuda dolazi i engleski naziv malleable iron (kovno, podatljivo, savitljivo gvožđe).

Slika 7.94. Grafitni sferulit, nodula u nodularnom livu [20]

Slika 7.95. Mikrografija temperovanog liva: crne pahulje temper-ugljenika u feritnoj osnovi (a) i perlitnoj osnovi (b) [28] Zavisno od željene strukture metalne osnove, gvožđe ima manji ili veći sadržaj ugljenika i silicijuma. Niži sadržaj ugljenika obezbeđuje veću plastičnost, jer se izdvaja manja količina temper-ugljenika. Silicijum se dodaje u onoj količini koja ne omogućava izdvajanje grafita pri očvršćavanju. Poprečni presek odlivka ne sme biti od 40 – 50mm, jer se kod odlivaka većih preseka u jezgru izdvaja lamelarni grafit, koji onemogućava dobijanje kovnog gvožđa [7]. Metalna osnova temper liva je feritna (crni temper liv) ili perlitna (beli temper liv), kako pokazuje slika 7.95.

Snimak duboko nagrizene površine temperovanog liva, načinjen SEM mikroskopom, prikazan je na slici 7.96.

Slika 7.96. Skening elektronska mikrografija duboko nagrizene površine temperovanog liva, koja pokazuje pahulje temper-ugljenika [20] Po izgledu preloma, odnosno metalnoj osnovi, razlikuju se beli i crni temper liv i temper liv sa crnim jezgrom [2,26]. Beli temper liv se dobija žarenjem u oksidativnoj atmosferi (najčešće u hematitu), pri čemu osim do razlaganja cementita dolazi i do razugljeničenja odlivka i potpunog uklanjanja ugljenika do dubine od 1,5 – 2mm [7]. Struktura mu se u jezgru sastoji od perlita i temperugljenika, a u ivičnim zonama od čistog ferita. Crni temper liv se dobija žarenjem u neutralnoj atmosferi (kvarcni pesak), pri čemu dolazi samo do razlaganja cementita. Struktura mu se sastoji od ferita i temper-ugljenika. Termička obrada temper liva se sastoji od grafitizacije (razlaganja cementita) i hlađenja odlivaka. U prvoj fazi grafitizacije odlivci se dugo žare 940 – 10200C (slika 7.97). Za dobijanje temper liva sa feritnom osnovom (crnog temper liva) posle završene I faze grafitizacije potrebno je veoma sporo hlađenje u temperaturnom intervalu 760 – 7000C, da bi se sav ugljenik izdvojio u obliku grafita (II stadijum grafitizacije). Za dobijanje temper liva sa perlitnom osnovom (belog temper liva) posle I stepena grafitizacije potrebno je naknadno kraće žarenje na temperaturi od oko 5000 (slika 7.97) [26]. Za dobijanje crnog temper liva primenjuje se očvrslo belo gvožđe sa 2,2 – 2,8%C, 1,4 – 0,9%Si i 0,20 – 0,50%Mn. Proces dobijanja crnog temper liva ne zavisi od debljine zidova odlivka, zbog čega se i kod odlivaka sa debelim zidovima dobija ujednačeni materijal po preseku. U nekim slučajevima u materijalu zaostaje deo perlita [2]. Za dobijanje belog temper liva koristi se očvrslo belo gvožđe sastava: 2,8 – 3,4%C, 0,8 – 0,4%Si i 0,20 – 0,50%Mn. Pošto se žarenje vrši u oksidativnoj atmosferi, iz površinskih

slojeva se uklanja ugljenik, pa deblji komadi imaju neravnomernu strukturu, koja se na površini sastoji od mekog i žilavog ferita, a jezgro od tvrdog i čvršćeg, ali manje žilavog perlita. Između površinskog sloja i jezgra se nalazi prelazni sloj sa feritno-perlitnom strukturom.

Slika 7.97. Termička obrada temper liva [26] Za dobijanje temper liva sa crnim jezgrom koristi se očvrslo belo gvožđe sastava uobičajenog za dobijanje crnog temper liva. Međutim žarenje se vrši pod uslovima za dobijanje belog temper liva, pa se na taj način obrazuje jezgro od ferita i temper-ugljenika, dok se ugljenik iz spoljašnjih slojeva uklanja u velikoj meri [2]. Temper liv ima dobru zateznu čvrstoću (350 – 400MPa) i plastičnost (prekidno izduženje od 4 – 10%), otpornost na koroziju i obradivost rezanjem. Najviše se primenjuje za izradu tankozidnih delova u automobilskoj industriji, klipnjača motora, viljuški kardana, kućišta za prenosnike, obodne spojnice za kvačila, točkova, glavčina, kao i za delove poljoprivrednih i građevinksih mašina [26]. Temperovani liv se u manjem stepenu može oblikovati plastičnom deformacijom [2]. Vermikularni liv. Liveno gvožđe pod nazivom vermikularni liv (engl. compacted graphite iron or vermicular graphite iron, CG iron, CGI) je relativno nedavno razvijeno. Sadržaj silicijuma u vermikularnom livu iznosi 1,7 – 3%, a ugljenika 3,1 – 4%. Grafit u vermikulaernom livu ima crvoliki oblik (slika 7.98). Mikrostruktura ovog liva se nalazi između mikrostrukture sivog i nodularnog liva, pri čemu se u mikrostrukturi vermikularnog liva nalaze i nodule grafita (do 20%). Oštre ivice karkateristične za lamelarni grafit kod vermikularnog grafita ne postoje, tako da se mehaničke karakteristike materijala pobojlšavaju. Kao i nodularni, i vermikularni liv se dobija dodavanjem magnezijuma ili cerijuma i drugih retkih zemalja u rastop, ali u manjim koncentracijama i uz prisustvo 0,06 – 0,13%Ti, kao i držanjem sadržaja sumpora ispod 0,03% [3,4,20]. Vermikularni liv se koristi za delove koji su izloženi promenljivim mehaničkim opterećenjima, delove motora SUS, brodskih dizel motora, traktora i transportnih mašina. Na slici 7.99 dat je šematski prikaz gore navedenih mikrostruktura koje se dobijaju različitim termičkim i hemijskim tretmanom livenog gvožđa.

Slika 7.98. Mikrostruktura vermikularnog liva [3]

Slika 7.99. Shematski prikaz mikrostruktura livenog gvožđa koje se dobijaju variranjem termičkih uslova njegovog dobijanja: Gf – lamelarni grafit; Gr – temper ugljenik, Gn – nodularni grafit; P – perlit; α – ferit; Ductile cast iron – nodularni liv; Malleable iron temper liv [4]

LITERATURA 1. В.С. Биронт, Т.А. Орелкина, Т.Н. Дроздова, Л.А. Быконя, Л.С. Цурган, Материаловедение, Красноярск, ИПК СФУ, 2008 2. Herman Šuman, Metalografija, TMF, Beograd, 1989 3. Raymond A. Higgins, Engineering Metallurgy: Part I, Applied Physical Metallurgy, Sixth Edition, Arnold, 1999 4. William D. Callister, Jr., David G. Rethwisch, Materials Science and Engineering – An Introduction, Eighth Edition, John Wiley and Sons, 2012 5. Richard J.D. Tilley, Understanding Solids – The Science of Materials, Second Edition, Wiley, 2013 6. Arthur C. Reardon (ed), Metallurgy for the Non-Metallurgist, Second Edition, ASM International, 2011 7. Radoje Kontić, Žarko Blečić, Metalografija, Metalurško-tehnološki fakultet, Podgorica, 1993 8. Donald R. Askeland, Pradeep P. Fulay, Wendelin J. Wright, The Science and Engineering of Materials, Sixth Edition, Ceangage Learning Inc., 2010 9. S.M. Ashraf, S. Ahmad, U. Riaz, A Laboratory Manual of Metals and Alloys, I.K. International, New Delhi, 2009 10. http://www.google.rs/url?sa=t&rct=j&q=&esrc=s&source=web&cd=11&ved=0CEIQFjA K&url=http%3A%2F%2Fcae.ustu.ru%2Fdownload%2FFeC.doc&ei=FXetUpf8MsHStQa RjIC4Bg&usg=AFQjCNFv3Q9dOl1q73O58jvHLyeB_ghOHw&bvm=bv.57967247,d.Y ms 11. http://edu.tltsu.ru/er/book_view.php?book_id=19a8&page_id=15845 12. М. А. Смирнов, К. Ю. Окишев, Х. М. Ибрагимов, Ю. Д. Корягин, Материаловедение, ЮУрГУ, Челябинск, 2005 13. В.С. Биронт, В. Ю. Гурская, Теория термичекой обработки металлов: Лабораторный практикум, СФУ: ИЦМиЗ, Красноярск, 2007 14. Г.А. Барышев, Материаловедение, ТГТУ, Тамбов, 2007 15. http://afrodita.rcub.bg.ac.rs/~rzoran/VDj-TO.pdf 16. T. Matković, P. Matković, Fizikalna metalurgija I, skripta, Metalurški fakultet, Sisak, 2009 17. R. E. Smallman, A. H. W. Ngan, Modern Physical Metallurgy, Eighth Edition, Butterworth-Heinemann, Elsevier, 2014 18. http://cml.postech.ac.kr/2008/Steel_Microstructure/SM2.html 19. Л. А. Виноградова, Ю. А. Курганова, Структура сталей, УлГТУ, Ульяновск, 2009 20. Anil Kumar Sinha, Physical Metallurgy Handbook, McGraw-Hill, 2003 21. http://afrodita.rcub.bg.ac.rs/~rzoran/6-MM_ho.pdf 22. Stjepan Kožuh, Specijalni čelici, Metalurški fakultet, Sisak, 2010 23. Mehran Maalekian, The Effects of Alloying Elements on Steels (I), Technische Universität Graz, 2007 24. http://himlib.ru/index.php?book=13&page=260 25. http://www.markmet.ru/kontrol-metalla/osnovnye-vidy-chugunov-i-ikh-klassifikatsiya 26. http://polj.uns.ac.rs/Files/materijali/STARO/FeC%20Liveno%20gvozdje.pdf 27. http://afrodita.rcub.bg.ac.rs/~rzoran/5-MM_ho.pdf 28. http://himlib.ru/index.php?book=13&page=261

Za prezentaciju: Fajl: FeC.doc – sjajne mikrografije belog livenog gvožđa Fajl: 1329396769-0-prezentacija_mat_ii_to_pdf_bez_teksta – oblasti termičke obrade na FeFe3C dijagramu GOST 3443-87 – dobre slike osnova sivog liva

1. GEORGE F. VANDER VOORT, METALLOGRAPHY PRINCIPLES AND PRACTICE (Fajl: 0871706725_Metallography, Nove knjige) 2. Н. Х. Болховитинов, Е. Н. Болховитинова, Атлас макро- и микроструктур металлов и сплавов, Ленинград, 1959 (Фајл: 100338_bolhovitinov_n_f_bolhovitinova_e_n_atlas_makro_i_mikrostrukt, нове књиге, металографија челика и ливеног гвожђа, првенствено, nešto obojenih) 3. D. Brandon, W. Kaplan, Microstructural Characterization of Materials, John Wiley & Sons Ltd., 1999, prevod na ruski: Д. Брандон, У. Каплан, Мир материалов и технологий – Микроструктура материалов. Методы иследования и контроля, Техносфера, Москва, 2004 (Ispitivanje metala, fajl: Микроструктура материалов. Методы исследования и контроля (2004, Д. Брандон, У. Каплан)_copy), optička mikroskopija 125 strana; 4. William D. Callister, Jr., David G. Rethwisch, Materials Science and Engineering. An Introduction (fajl: 0470419970Materials, nove knjige, strana 107 mikroskopija) 5. William D. Callister, Jr., Fundamentals of Materials Science and Engineering, Fifth Editions, John Wiley and Sons, 2001 (Fajl: 047139551X Fundamentals of Mater Sci, strana 409...) 6. Donald R. Askeland, Pradeep P. Fulay, The Science and Engineering of Materials (fajl: 0495296023 Science and Ingeneering of Materials, nove knjige; 387 – 430... 438 – neravnotežno očvršćavanje eutektičko) 7. Raymond A Higgins, Engineering Metallurgy: Part I, Applied Physical Metallurgy, Sixth Edition, Arnold, 1993 (Fajl: 691521 Applied Physical Metallurgy, strane 204, 207, 212, 213, 216, 218, 222) 8. Richard J.D. Tilley, Understanding Solids: The Science of Materials, 2nd Editions, John Wiley and Sons, 2013 (Fajl: 1118423461 Understanding Solids, strana 79) 9. De Ferri Metallographia, prevod sa nemačkog, Metallurgija, Moskva, 1985 (fajl: lyambler_i_gredi_t_habraken_l_metallografiya_zheleza, nove knjige) 10. Metallurgy for the Non-Metallurgist, Ed. Arthur C. Reardon (fajl: Metallurgy for the nonmetallurgist 2e, strana 150 – metalografija) 11. Х. Вашуљ, Практическая металлография (фајл: Вашуль Х. – Практическая металлография. Методы изготовления образцов 1988_copy, нове књиге, страна 5 – увод за металографију) 12. 1590703456_Metallurgy Fundamentals 13. 0070579865_Physical Metallurgy Handbook: strana 17 - konvencionalni i modifikovani FeFe3C dijagram; strana 27 – dijagrami uticaja legirajućih elemenata; strana 71 – SEM snimak grafita u livenom gvožđu; strana 915 – ciljevi termičke obrade