primjenjena fizikalna hemija.pdf

Doc. dr Diana Ćubela Fakultet za metalurgiju i materijale

Univerzitet u Zenici

PRIMJENJENA FIZIKALNA

METALURGIJA (SKRIPTA - VJEŽBE)

SADRŽAJ PRIMARNA MAKROSTRUKTURA

1. Nukleacija u čistim metalima.....................................................................................................1 1.1. Homogena nukleacija........................................................................................................................2 1.2. Heterogena nukleacija.......................................................................................................................6 1.3. Rast nukleusa ....................................................................................................................................8

1.3.1. Toplotni tok i stabilnost granice...............................................................................................12 2. Solidifikacija legura.................................................................................................................13

2.1. Solidifikacija monofazne legure......................................................................................................14 2.1.1. Ćelijska i dendritna solidifikacija.............................................................................................17 2.1.2. Eutektička solidifikacija...........................................................................................................18

2.2. Solidifikacija ingota i odlivaka .......................................................................................................20 2.2.1. Ingot struktura ..........................................................................................................................21

2.3. Struktura zavarenih spojeva i konti liva ..........................................................................................22 2.3.1. Studije slučajeva praktičnog livenja i zavarivanja ...................................................................25

IDENTIFIKACIJA DEFEKATA I NJIHOVA KLASIFIKACIJA

1. Lunker......................................................................................................................................31 2. Pukotine ...................................................................................................................................31

2.1. Pukotine nastale u toku valjanja......................................................................................................31 2.2. Pukotine nastale u toku TO .............................................................................................................31 2.3. Ostale pukotine ...............................................................................................................................33

3. Gasni mjehurovi.......................................................................................................................33 4. Segregacije...............................................................................................................................34

4.1. Procesi razmješavanja za vrijeme solidifikacije..............................................................................34 4.2. Model kojim se predstavlja nastajanje (blokovskih) segregacija ....................................................35 4.3. Segregacije u slučaju dendritne solidifikacije .................................................................................36 4.4. Makrosegregacije ............................................................................................................................37

4.4.1. Segregacije gasnih mjehurova..................................................................................................37 4.4.2. Gravitacione segregacije ..........................................................................................................37 4.4.3. V - i A – segregacije.................................................................................................................37 4.4.4. Obrnute blokovske segregacije ................................................................................................37

4.5. Segracije na konti livu.....................................................................................................................37 4.6. Kristalne segregacije .......................................................................................................................39

4.6.1. Uticaj kristalnih segregacija na osobine čelika.........................................................................39 4.6.2. Uklanjanje kristalnih segregacija .............................................................................................39

4.7. Sekundarne segregacije...................................................................................................................40 4.7.1. Uticaj legirajućih elemenata na razmješavanje ugljika pri kontinuiranom hlađenju (ćelijska

mikrostruktura) .......................................................................................................................40 4.7.2. Uticaj trakaste mikrostrukture ..................................................................................................41

4.7.2.1. Kombinacija feritnih i austenitnih legirajućih elemenata ...................................................41 4.7.2.2. Ubrzano hlađenje ................................................................................................................41

4.7.3. Uticaj legirajućih elemenata na razmješavanje ugljika prilikom žarenja u dvofaznoj oblasti ferit – karbid ......................................................................................................................................42

4.7.4. Uticaj legirajućih elemenata na razmješavanje ugljika u dvofaznom području austenit – karbid42 METODE MAKROISPITIVANJA

1. Priprema uzorka za makroispitivanje.......................................................................................43 2. Metode makroispitivanja .........................................................................................................43

2.1. Metode makronagrizanja.................................................................................................................43 2.1.1. Duboko nagrizanje ...................................................................................................................43 2.1.2. Površinsko nagrizanje ..............................................................................................................45

2.2. Metode uzimanja otiska ..................................................................................................................45 2.3. Metode prijeloma ............................................................................................................................46

2.3.1. Šeperdova metoda ....................................................................................................................46 2.3.2. Metode prijeloma za određivanje nemetalnih uključaka ..........................................................46

2.4. Metalografsko ispitivanje uzroka lomova .......................................................................................48

2.4.1. Uloga metalografije u ispitivanju uzroka loma ........................................................................48 OPORAVLJANJE I REKRISTALIZACIJA

1. Oporavljanje ............................................................................................................................57 1.1. Promjene osobina u toku oporavljanja ............................................................................................59

2. Rekristalizacija ........................................................................................................................60 2.1. Brzina rekristalizacije......................................................................................................................60 2.2. Stepen deformacije..........................................................................................................................63 2.3. Uticaj rastvorenih atoma na rekristalizaciju....................................................................................64 2.4. Uticaj sekundarnih faza na rekristalizaciju .....................................................................................64

3. Dinamičko oporavljanje i rekristalizacija ................................................................................65 4. Rast zrna ..................................................................................................................................65

4.1. Mehanizam rasta zrna .....................................................................................................................65 4.2. Brzina rasta zrna..............................................................................................................................65 4.3. Inhibitori rasta zrna .........................................................................................................................66

4.3.1. Rastvoreni atomi ......................................................................................................................66 4.3.2. Sekundarne faze .......................................................................................................................66 4.3.4. Usmjerena orijentacija..............................................................................................................67 4.3.5. Slobodne površine....................................................................................................................67

4.4. Abnormalni rast zrna.......................................................................................................................67 5. Rekristalizacioni dijagrami ......................................................................................................67

TEKSTURA

1. Polarna slika.............................................................................................................................75 1.1. Prikazivanje poznate teksture na polarnoj slici ...............................................................................76 1.2. Određivanje idealne orijentacije poređenjem polarne slike sa standardnom stereografskom projekcijom

........................................................................................................................................................77 1.3. Određivanje idealne orijentacije mjerenjem uglova na polarnoj slici .............................................78 1.4. Metode i postupci određivanja teksture materijala..........................................................................79

1.4.1. ODF funkcija............................................................................................................................79 1.4.2. Teksturne veličine visokog reda...............................................................................................79 1.4.3. Multifazni materijali.................................................................................................................80

1.4.3.1. Nehomogene teksture .........................................................................................................80 1.4.4. Ispitivanja teksture ...................................................................................................................80 1.4.5. Mjerenja teksture......................................................................................................................82

1.4.5.1. Mjerenje zrna po zrna .........................................................................................................82 1.4.5.2. Polikristalna difrakcija ........................................................................................................83 1.4.5.3. Korištenje radijacije za analizu teksture .............................................................................84

2. Teksture metalnih materijala....................................................................................................84 2.1. Tekstura žice ...................................................................................................................................84

2.1.1. PCK - metalni materijali ..........................................................................................................84 2.1.2. VCK - metalni materijali..........................................................................................................85 2.1.3. HGP - metalni materijali ..........................................................................................................85

2.2. Tekstura valjanja .............................................................................................................................85 2.2.1. PCK - metalni materijali ..........................................................................................................85 2.2.2. VCK - metalni materijali..........................................................................................................86 2.2.3. HGP - metalni materijali ..........................................................................................................86

2.3. Tekstura žarenja ..............................................................................................................................86 2.3.1. Teorija orijentaciono zavisnog rasta zrna.................................................................................86 2.3.2. Teorija orijentaciono zavisnog stvaranja klica .........................................................................86 2.3.3. Uticaj disperznih faza...............................................................................................................86

2.3.3.1. Tekstura žarenja PCK-metalnih materijala .........................................................................87 2.3.3.2. Tekstura žarenja VCK-metalnih materijala ........................................................................87

2.3.4. Uticaj rastvorenih atoma ..........................................................................................................88 2.3.5. Uticaj disperznih faza...............................................................................................................88

2.4. Tekstura u procesu rasta zrna i sekundarne rekristalizacije ............................................................88 2.5. Uticaj teksture na osobine metala i legura.......................................................................................88

3. Neki primjeri izučavanja tekstura ............................................................................................89 LITERATURA................................................................................................................................93

NE RECENZIRANA SKRIPTA!

Vježba br. 1

PRIMARNA MAKROSTRUKTURA

Solidifikacija i topljenje su transformacije između kristalografskog i nekristalografskog stanja metala ili legure. Ove transformacije su bitne za tehnološke aplikacije livenja ingota, odlivaka, kontinuirano livenje, rast monokristala za poluprovodnike i usmjereno očvršćavanje kompozitnih legura, kao i fuziono zavaraivanje. Razumijevanje mehanizma solidifikacije i parametri: distribucija temperature, brzina hlađenja i legiranje su važni u kontroli mehaničkih osobina livenog materijala i fuzionog zavarivanja. Solidifikacija metala ili legura se odvija u dvije faze:

- formiranje stabilnih nukleusa u talini (formiranje klica), - rast nukleusa u kristale i formiranje zrnaste strukture Oblik zrna nakon solidifikacije će zavisiti od mnogo faktora. Prije svega od brzine odvođenja

toplote, količine metala i njegovog hemijskog sastava i broja nukleusa koji su prisutni. Moguće su dvije krajnosti; jedna je da mala masa metala očvršćava brzo u veliki broj ekviosnih zrna, a druga je da velika masa metala koja se hladi sporo očvršćava u vidu stubastih kristala. Kompletna ekviosna struktura se uglavnom označava kao livena struktura, dok se djelimično stubasta struktura označava kao ingot struktura.

Faktori koji utiču na konačan izgled strukture se mogu podijeliti na faktore koji su povezani sa metalom i faktore koji su povezani sa kalupom. Faktori koji su povezani sa metalom su: hemijski sastav, karakteristike nukleacije i temperatura. Faktori koji se odnose na kalup su temperatura i geometrija kalupa.

1. Nukleacija u čistim metalima

Polazna tačka za ispitivanje brzine kojom solidifikacioni front napreduje je praćenje promjene slobodnih energija koje prate ovu faznu transformaciju. Energija će biti oslobođena ako je slobodna energija solidusa niža od slobodne energije likvidusa. To znači da temperature granične površine solidus/likvidus mora biti niža od ravnotežne temperature na kojoj obje faze imaju istu vrijednost slobodne energije. Za graničnu površinu se tada kaže da je pothlađena. Razlika ove dvije temperature se naziva stepenom pothlađenja, ∆T, i to pothlađenje stvara motornu silu za energiju solidifikacije, ∆Gf. Promjenu slobodne energije u toku solidifikacije čine dva člana: promjena entalpije u toku fuzije, ∆Hf (latentna toplota), i promjena energije koja prati promjenu entropije u toku fuzije, ∆Sf: fff STHG ∆−∆=∆ . ∆Sf predstavlja povećanje stepena nereda polazeći od pravilnog atomskog niza solidusa (kristala) u neuređenu atomsku

strukturu likvidusa. Koristeći uslov da je ∆Gf = 0 kada je T = Tf dobije se da je f

ff T

HS

∆=∆ tako da se

promjena slobodne energije može napisati kao TSG ff ∆∆=∆ Dakle, ako se tečni metal hladi ispod njegove ravnotežne temperature topljenja, Tm, postoji motorna

sila za solidifikaciju koja počinje formiranjem malih solidus čestica ili nukleusa. Uslijed termičkih fluktuacija atomi koji čine ove nukleuse kontinuirano se spajaju i ponovno vraćaju u talinu sve dok nukleus ne postane stabilan i preraste u kristal. Da bi nukleusi bili stabilni i mogli rasti u kristale moraju dostići kritičnu veličinu. Klaster atoma povezanih zajedno koji je manji od te kritične veličine zove se embrio, dok onaj koji je veći od kritične veličine se zove nukleus. Zbog toga što je njihova veličina manja od kritične veličine embrioni su nestabilni i kontinuirano se formiraju i rastvaraju u talini uslijed neprestanog kretanja atoma.

Bilo koji atom blizu granične površine solidus/likvidus će tako imati određen broj veza (od jedan do šest) koje ga vezuju sa solidus fazu. Broj veza zavisi od njegove lokacije na graničnoj površini. Da li će atom ostati ili će se vratiti u talinu zavisi od energije koja ga vezuje za solidus. Pošto maksimalna energija veze (što znači da je atom u cijelosti unutar solidus faze) se daje entalpijom fuzije, ∆Hf, vrijednost za molekulu izloženu likvidusu će biti n∆Hf/6 gdje je n broj veza. Vjerovatnoća da će atom ostati ili se vratiti u talinu daje se Bolcmanovim izrazom:

( )⎟⎟⎟⎟

⎠

⎞

⎜⎜⎜⎜

⎝

⎛ ∆

−=kT

Hn

nf

f

6exp

1


Primjenjena fizikalna metalurgija

1.1. Homogena nukleacija

Homogena nukleacija u tečnom metalu se odvija kada metal sam obezbijedi atome za nukleaciju. Homogena nukleacija obično zahtijeva veliko pothlađenje koje može iznositi i do nekoliko stotina oC za neke metale, tabela 1.

Tabela 1: Stepen pothlađenja nekih metala

Za homogenu nukleaciju potrebne su dvije energije: volumna slobodna energija koja se oslobađa transformacijom likvidusa u solidus i površinska energija potrebna za formiranje nove solidus površine solidificiranih čestica. Motorna energija za transformaciju likvidus – solidus je razlika volumnih slobodnih energija, ∆Gv likvidusa i solidusa. Ako je ∆Gv promjena u slobodnoj energiji između likvidusa i solidusa po jedinici volumena

metala tada je promjena slobodne energije za sferični nukleus radijusa r:

Temperatura očvršćavanja Metal

[oC] [K]

∆Hf [J/cm3]

γ [J/cm2]

∆T [oC]

Pb 327 600 280 33,3·10-7 80 Al 660 933 1066 93·10-7 130 Ag 962 1235 1097 126·10-7 227 Cu 1083 1356 1826 177·10-7 236 Ni 1453 1726 2660 255·10-7 319 Fe 1535 1808 2098 204·10-7 295 Pt 1772 2045 2160 240·10-7 330

vGr ∆3

34π

jer je volumen sfere: 3

34 rπ

Promjena u slobodnoj energiji volumena naspram radijusa embriona ili nukleusa je šematski pokazana na slici 1. Energija koja djeluje u suprotnom pravcu je energija za stvaranje površine sfernih čestica. ∆GS je jednaka specifičnoj površinskoj slobodnoj energiji čestica, γ, puta površine sfere ili . Pa jednačina za ukupnu promjenu energije za formiranje sferičnog embriona ili nukleusa radijusa r očvršćavanjem čistog metala je:

γπ 24 r

γππ 23 434 rGrG vo +∆−=∆

U prirodi sistem se spontano mijenja iz višeg u niže energetsko stanje. U slučaju očvršćavanja čistog metala, ako je radijus čestice koja se formira nakon očvršćavanja manji od kritičnog, energija sistema će biti manja ukoliko se ona rastvori. Ali ako joj je radijus veći od r* energija sistema opada ukoliko ova čestica raste.

Slika 1. Promjena slobodne energije u

funkciji r

Što je veći stepen pothlađenja ∆T biće veća promjena u slobodnoj energiji, ∆Gv, dok se promjena ukupne slobodne energije usljed površinske energije, ∆GS, ne mijenja mnogo sa temperaturom, pa je tako veličina kritičnog nukleusa uglavnom određena sa ∆Gv. Ako je stepen pothlađenja blizu temperature očvršćavanja veličina kritičnog nukleusa mora biti beskonačna, jer je ∆T ≈ 0. Kako pothlađenje raste smanjuje se kritična veličina nukleusa. Kritična veličina nukleusa je povezana sa količinom pothlađenja relacijom:

THT

rf

m

∆∆=

γ2*

r* je veličina kritičnog radijusa nukleusa, γ je površinska slobodna energija, ∆Hf je latentna toplota fuzije i ∆T je stepen pothlađenja na kojem se formira nukleus.

Primjer 1: Pokazati da diferencijacija jednačine SLv rGrG γππ 23

43

4+∆−=∆ vodi do jednačina:

v

SL

Gr

∆=∗ λ2

i 2

3*

316

v

SL

GG

∆=∆

πγ.

2


Vježba br. 1

v

SL

SLv

SLv

SLv

SLv

Gr

GrrGr

G

izvodprvirGrG

rGrG

∆=

=∆=∆

=∆

⋅+∆−=∆

+∆−=∆

γγ

γππ

γππ

γππ

2*

284

0

)(243

43

43

4

2

2

23

2

3

2

3

2

3

2

3

2

3

2

23

23

316

348

33216

332

44

23

4

43

4

v

SL

v

SL

v

SL

v

SL

v

SL

SLv

SLv

v

SL

SLv

GGGGGG

GG

GG

rGrG

∆=

∆+

∆−=

∆+

∆−=∆

⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛

∆+∆⋅⎟⎟

⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛∆

−=∆

+∆−=∆

πγππγπγπγ

γγ

πγπ

γππ

Primjer 2: a) Izračunati kritični radijus homogenog nukleusa koji se formira kada očvršćava čisti Cu.

Pretpostavka je da je ∆T = 0,2Tm.

cm

cmJ

cmJ

cmJcm

J

THT

THT

rmf

m

f

m 7

3

2

3

27

* 10969,02,365

354

18262,0

101772

2,022 −

−

⋅==⋅

⋅⋅=

∆=

∆∆=

γγ

b) Izračunati broj atoma u veličini kritičnog nukleusa na ovom pothlađenju.

Volumen kritičnog radijusa je: 3*

34 rπ , pa je volumen jednak:

( ) 321321 1082,31097,034 cmcmV −− ⋅=⋅= π

Volumen jedinične ćelije Cu (a = 0,361 nm) = a3 = (3,61⋅10-8cm)3=4,70⋅10-23cm3. Postoje četiri atoma po PCK rešetki Cu, to je:

32323

10175,141070,4 cm

AtomVolumen −

−

⋅=⋅

=

Broj atoma po homogenoj klici kritične veličine će biti

atomacmcm

atomaVolumennukleusaVolumen

32510175,11082,3

323

321≈

⋅

⋅=

−

−

Primjer 3: a) Izračunati veličinu kritičnog radijusa nukleusa za Ni kada se odvija homogena nukleacija:

cm

cmJ

cmJ

cmJcm

J

THT

THT

rmf

m

f

m 7

3

27

3

27

* 1095,0532

10510

26602,0

102552

2,022 −

−−

⋅=⋅

=⋅

⋅⋅=

∆=

∆∆=

γγ

b) Broj atoma u kritičnoj klici:

( ) 321373* 10591,3)1095,0(3

43

4 cmcmrVK−− ⋅=⋅==

ππ

( ) ( ) 3233833 10361,41052,3352,0 cmcmnmaV −− ⋅=⋅=== PCK rešetka ima 4 atoma, volumen jednog atoma je:

3



32323

10090,1410361,4

4cmV −

−

⋅=⋅

=

Broj atoma u volumenu kritične veličine klice je:

atoma32910090,110591,3

23

21≈

⋅

⋅−

−

Primjer 4: a) Izračunati veličinu kritičnog radijusa za Pb kada se nukleacija odvija homogeno. b) Izračunati broj atoma u kritičnoj veličini klice za homogenu nukleaciju čistog Pb sa PCK

rešetkom i atomskim radijusom r = 0,175 nm.

a) cm

cmJcm

J

HTHT

rfmf

m 7

3

27

* 1018,12802,0

103,332

2,02

2,02 −

−

⋅=⋅

⋅⋅=

∆=

∆=

γγ

b) ( ) ( ) 3223833 10212,11075,12222 cmcmraV −− ⋅=⋅⋅===

( ) ( ) 321373*

32322

10882,61018,13

43

4

1003,3410212,1

4

cmcmrV

cmVV

K

a

−−

−−

⋅=⋅⋅==

⋅=⋅

==

ππ

atomacmcm

VV

a

K 2281003,310882,6

321

321≈

⋅

⋅=

−

−

Primjer 5. a) Izračunati veličinu kritičnog radijusa nukleusa za Fe kada se nukleacija odvija homogeno. b) Izračunati broj atoma u kritičnoj veličini klice za homogenu nukleaciju čistog Fe sa VCK

rešetkom i atomskim radijusom r = 1,24⋅10-8cm.

a) cm

cmJcm

J

HTHT

rfmf

m 7

3

27

* 1097,020982,0

102042

2,02

2,02 −

−

⋅=⋅

⋅⋅=

∆=

∆=

γγ

b) ( ) 323

38333 1006,4

31024,164

364

34 cmcmrraV −

−

⋅=⋅

==⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛==

( ) ( ) 321373*

32323

10882,31097,03

43

4

10033,241006,4

2

cmcmrV

cmVV

K

a

−−

−−

⋅=⋅⋅==

⋅=⋅

==

ππ

atomacmcm

VV

a

K 18810033,210822,3

323

323≈

⋅

⋅=

−

−

Primjer 6: Izračunati brzinu homogene nukleacije u tečnom bakru pri pothlađenju 180, 200 i 220 K koristeći slijedeće podatke : Hf = 1,88⋅109 Jm-3, Tm=1356 K, γSL = 0,177Jm-2, fo = 1011 s-1, Co = 6⋅1028 at.m-3, k = 1,38⋅10-23 J/K. ∆T = 180K

( )( ) ( )( ) ( )

JTH

TG

f

mSL 1823229

23

22

23* 104918,1

104354,3894,512517

1801

1088,13

1356177,01613

16 −⋅=⋅

=⋅⋅

=∆

⋅=∆ππγ

[ ]133

.hom

23

18281113

*

.hom

.10163,143

13561038,1104918,1exp10610.exp

−−

−

−−−

⋅=

⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛

⋅⋅

⋅−⋅⋅=⎟

⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛ ∆−=

smnuklN

smnuklkTGCfN oo

4


Vježba br. 1

∆T = 200K

( )( ) ( )( ) ( )

JTH

TG

f

mSL 1823229

23

22

23* 102084,1

102412,4894,512517

2001

1088,13

1356177,01613

16 −⋅=⋅

=⋅⋅

=∆

⋅=∆ππγ

[ ]1311

.hom

23

18281113

*

.hom

.100487,5

13561038,1102084,1exp10610.exp

−−

−

−−−

⋅=

⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛

⋅⋅

⋅−⋅⋅=⎟

⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛ ∆−=

smnuklN

smnuklkTGCfN oo

∆T = 220K

( )( ) ( )( ) ( )

JTH

TG

f

mSL 1923229

23

22

23* 109869,9

101319,5894,512517

2201

1088,13

1356177,01613

16 −⋅=⋅

=⋅⋅

=∆

⋅=∆ππγ

[ ]1316

.hom

23

19281113

*

.hom

.109823,3

13561038,1109869,9exp10610.exp

−−

−

−−−

⋅=

⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛

⋅⋅

⋅−⋅⋅=⎟

⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛ ∆−=

smnuklN

smnuklkTGCfN oo

Primjer 7: Procijeniti broj kristalnih klastera u 1 mm3 Cu na temperaturi topljenja za sferične klastere koji sadrže (a) 10 atoma, (b) 60 atoma. Atomski volumen tečnog Cu je 1,6⋅10-29 m3, γSL = 0,177 J/m2, k = 1,38⋅1023 J/K, Tm = 1356 K.

⎟⎠⎞

⎜⎝⎛ ∆−=

+∆−=∆

kTGnn

rGrg

G

o

SLv

exp

43

4 23 γππ

a) 328329

..

.

.

106,1106,110 mmVnV

klasteruuatomabrojVV

atkl

at

kl

−− ⋅=⋅⋅=⋅=

=

mr

mV

r

rV

at

kl

10

32928

.3

3

.

103677,3

10819,34

106,134

33

4

−

−−

⋅=

⋅=⋅⋅

==

=

ππ

π

( )Jm

JmG

rrrr

rrG SLSLSL

SLSL

202

210

22223

1040909,83

177,0103677,34

34

312

38

42

34

−

−

⋅=⋅⋅

=∆

=+−=+⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛−=∆

π

γπγπγπγπ

γπ

broj atoma u 1 mm3 Cu ∼ 2,72⋅1016

( ) klasteran

KKJ

JkTGnn o

1416

23

2016

1004,34937,4exp1072,2

13561038,1

1040909,8exp1072,2exp

⋅=−⋅=

⎟⎟⎟⎟

⎠

⎞

⎜⎜⎜⎜

⎝

⎛

⋅⋅

⋅−⋅=⎟

⎠⎞

⎜⎝⎛ ∆−=

−

−

b) 328329

..

.

.

106,9106,160 mmVnV

klasteruuatomabrojVV

atkl

at

kl

−− ⋅=⋅⋅=⋅=

=

mr

mV

r

rV

at

kl

10

32828

.3

3

.

10119,6

102918,24

106,934

33

4

−

−−

⋅=

⋅=⋅⋅

==

=

ππ

π

5



( )Jm

JmG

rG SL

192

210

2

107766,23

177,010119,64

34

−

−

⋅=⋅⋅

=∆

=∆

π

γπ

( ) klasteran

KKJ

JkTGnn o

916

23

1916

1078407,98369,14exp1072,2

13561038,1

107766,2exp1072,2exp

⋅=−⋅=

⎟⎟⎟⎟

⎠

⎞

⎜⎜⎜⎜

⎝

⎛

⋅⋅

⋅−⋅=⎟

⎠⎞

⎜⎝⎛ ∆−=

−

−

1.2. Heterogena nukleacija

Heterogena nukleacija je nukleacija koja se odvija u likvidusu na površini lonca, nerastvorivih nečistoća ili drugih strukturalnih materija koje snižavaju kritičnu slobodnu energiju potrebnu za formiranje stabilnog nukleusa. U toku industrijskog livenja iznos pothlađenja se kreće u granicama od 0,1 do 10oC i u tim uslovima nukleacija se odvija uglavnom heterogeno.

Da bi se odvijala heterogena nukleacija nerastvorive nečistoće ili sama površina lonca mora biti kvašljiva tečnim metalom. Na slici 2 je šematski predstavljena nukleacija na površini zida kalupa koji je kvašen tečnim metalom stvarajući manji kontaktni ugao između čvrstog metala i zida kalupa. Heterogena

nukleacija se odvija na zidu kalupa jer je površinska energija za formiranje stabilnog nukleusa niža od one ako se nukleus formira u čistoj talini. Kako je površinska energija niža i ukupna promjena slobodne energije za formiranje stabilnog nukleusa će biti manja. Zbog toga je potreban mnogo manji iznos pothlađenja za formiranje stabilnog nukleusa heterogenim klicanjem. Pretpostavljajući da je γSL izotropno, može se pokazati da za dati volumen solidusa ukupna energija međugranične površine sistema se minimizira ako embrion ima oblik kape sa uglom kvašenja, θ, datim pod uslovom da su površinski naponi međugraničnih površina, γSL, γML i γSM, u ravnoteži u ravni zida kalupa: θγγγ cosSLSMML += . Vertikalna komponenta γSL ostaje neuravnotežena. Ova sila će “vući” površinu kalupa prema gore sve dok se sile površinskih napona ne uravnoteže u svim pravcima. Prema tome gornja jednačina daje jedino optimalan oblik embriona pod uslovom da zidovi kalupa ostaju ravni. Formiranje takvog embriona će biti praćeno sa viškom slobodne energije:

Slika 2:Heterogena nukleacija sferične kapljice na

ravnom zidu kalupa: θ - kontaktni ugao, γSL – površinski napon na granici solidus - likvidus, γSM površinski

napon na graničnoj površini solidusa i zida kalupa, γML – površinski napon na granici zida kalupa i likvidusa

MLSMSMSMSLSLvShet AAAGVG γγγ −++∆−=∆ .

VS je volumen kape, ASL i ASM su površine međugraničnih površina solidus/likvidus, i solidus/kalup. U slučaju heterogene nukleacije postoje energije od tri međugranične površine. Prve dvije su pozitivne i one proizlaze iz međugraničnih površina stvorenih u toku procesa nukleacije, dok je treća negativna i rezultat je destrukcije međugranične površine kalup/likvidus pod kapom. Gornja jednačina se može napisati i u obliku:

( )θγππ SrGrG SLvhet ⎪⎭

⎪⎬⎫

⎪⎩

⎪⎨⎧

+∆−=∆ 23

. 43

4 gdje je ( ) ( )( )4

cos1cos2 2θθθ −+=S

Prvi član ove jednačine je identičan jednačini za homogenu nukleaciju. Član S(θ) ima numeričku vrijednost manju ili jednaku jedinici i zavisi samo od ugla kvašenja θ, odnosno od oblika nukleusa, pa se ovaj član može smatrati faktorom oblika. Jednačine za kritičnu veličinu radijusa i slobodnu energiju za formiranje nukleusa su date izrazima:

6


Vježba br. 1

v

SL

Gr

∆=

γ2

I

( )θπγS

GG

v

SL ⋅∆

=∆ ∗2

3

316

Iz jednačine za aktivacionu energiju heterogene nukleacije se vidi da će ona biti manja od aktivacione energije za homogenu nukleaciju za veličinu faktora oblika. Veličina radijusa ne zavisi od faktora oblika nego samo od stepena pothlađenja. Uticaj stepena pothlađenja na energiju aktivacije

homogene i heterogene nukleacije je dat na slici 3.

Slika 4: Heterogena nukleacija na pukotini zida kalupa: a)

kritični nukleus, b) gornji nukleus ne može rasti izvan pukotine dok donji može

Ako je n1 broj atoma u kontaktu sa zidom kalupa broj nukleusa bi se mogao izračunati po jednačini:

⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛ ∆−=

kTG

nn het*

.1

* exp ,

a volumna brzina heterogene nukleacije po jednačini:

⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛ ∆−=

kTG

CfN hethet

*

11. exp , gdje je f1 faktor

frekvencije, C1 je broj atoma u kontaktu sa mjestima heterogene nukleacije po jedinici volumena likvidusa, sve dok se pretpostavlja da je zid kalupa mikroskopski ravan. U praksi zid sadrži mnogo mikroskopskih pukotina i moguće je dobiti jednačinu za formiranje nukleusa i na takvoj površini ali se to može uraditi i na ovaj način. Za oba tipa nukleacije se može napisati da je:

vGVG ∆=∆ ∗∗

21 ,

gdje je V* volumen kritičnog nukleusa (sfere ili kape). Ova jednačina kao i jednačina za radijus nukleusa kritične veličine u principu je tačna za bilo koju geometriju nukleacije. Tako ako se nukleus formira u korijenu pukotine kritični volumen može biti vrlo mali čak i ako je ugao kvašenja prilično velik. Slika 4 pokazuje primjer formiranja nukleusa u pukotini za ugao kvašenja od 90o. Ali da bi pukotina bila efikasna otvor pukotine mora biti dovoljno velik da dozvoli rast solidusa sa radijusom solidus/likvidus međugranična površina većim od r*.

Slika 3: a) Promjena ∆G* sa pothlađenjem za

homogenu i heterogenu nukleaciju, b) odgovarajuće brzine nukleacije pretpostavljajući

istu kritičnu vrijednost za ∆G*

Primjer 1: Pokazati da jednačina vGVG ∆=∆ ∗∗

21 je primjenjiva na homogenu i

heterogenu nukleaciju na ravnom zidu kalupa. ( )θSGG .hom

* ∆=∆ Za ravan zid kalupa član S(θ) otpada i može se pisati:

vv

vvvvv

vv

SLv

GVGrG

GrGrGrGrGrG

rGr

GrG

rGr

G

∆=∆⋅=∆

∆=

∆+

∆−=

∆+

∆−=∆

⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛ ∆+

∆−=∆

+∆

−=∆

21

234

64

612

68

24

34

24

34

43

4

3

.hom

33333

.hom

23

.hom

23

.hom

π

πππππ

ππ

γππ

v

SL

Gr

∆=

γ2*

7



Primjer 2: Pokazati da jednačina ( )θγππ SrGrG SLvhet ⎪⎭

⎪⎬⎫

⎪⎩

⎪⎨⎧

+∆−=∆ 23

. 43

4 , gdje je

( ) ( )( )4

cos1cos2 2θθθ −+=S , slijedi iz jednačine MLSMSMSMSLSLvShet AAAGVG γγγ −++∆−=∆ .

koristeći slijedeće relacije za sfernu kapu:

( )

( )3

)cos1(cos2

sin

cos12

23

22

2

θθπ

θπ

θπ

−+=

=

−=

rV

rA

rA

S

SM

SL

.

( ) ( )

( ) ( ) ( )

( ) ( )

( ) ( ) ( )

( ) ( )( )

( ) ( ) ( )

( ) ( ) ( )( )

( )

( )

( )4

cos1)cos2(43

4

44cos1)cos2(

3

3cos1)cos2(

cos1cos2)cos1(cos23cos1

coscos2)cos1(cos23cos1

coscos2cos1)cos1(cos23

cos1coscos12)cos1(cos23

cossincos12)cos1(cos23

sincos12)cos1(cos23

sinsincos12)cos1(cos23

22

3

.

223

.

23

2.

23

.

223

.

2223

.

22223

.

22223

.

22223

.

2222223

.

θθγπ

π

θθγππ

γππθθ

θθγπθθπθ

θθγπθθπθ

θθθγπθθπ

θθγπγθπθθπ

θγθπγθπθθπ

γγθπγθπθθπ

θγπθγπγθπθθπ

−−

⎪⎭

⎪⎬⎫

⎪⎩

⎪⎨⎧

+∆

−=∆

⋅−−⎪⎭

⎪⎬⎫

⎪⎩

⎪⎨⎧

+∆

−=∆

+∆−=−−

∆

−++∆⎥⎥⎦

⎤

⎢⎢⎣

⎡−+−=

−∆

−−+∆⎥⎥⎦

⎤

⎢⎢⎣

⎡−+−=

−∆

−−−+∆⎥⎥⎦

⎤

⎢⎢⎣

⎡−+−=∆

−+−+∆⎥⎥⎦

⎤

⎢⎢⎣

⎡−+−=∆

−−+∆⎥⎥⎦

⎤

⎢⎢⎣

⎡−+−=∆

−−−+∆⎥⎥⎦

⎤

⎢⎢⎣

⎡−+−=∆

−+−+∆⎥⎥⎦

⎤

⎢⎢⎣

⎡−+−=∆

SLv

het

SLv

het

SLvhet

SLvhet

SLvhet

SLvhet

SLSLvhet

SLSLvhet

MLSLvhet

MLSMSLvhet

rGr

G

rGr

G

rGrG

rGrG

rGrG

rGrG

rrGrG

rrGrG

SMrrGrG

rrrGrG

1.3. Rast nukleusa

U principu postoje dva osnovna tipa međugranične površine solidus/likvidus: atomski gruba ili atomski glatka međugranična površina, slika 5. U slučaju atomski glatke međugranične površine solidus/likvidus prijelaz od likvidusa ka solidusu se odvija preko uske prijelazne zone približno debljine jednog atomskog sloja. Takve granične površine se opisuju kao glatke, oštre ili facetirane. U atomski gruboj ili difuznoj graničnoj površini prijelaz se odvija preko nekoliko atomskih slojeva, dakle, postoji postepeno slabljenje međuatomskih veza i postepeno povećanje nereda u volumenu likvidusa, odnosno vrijednosti entalpije i entropije se preko granice postepeno mijenjaju od volumena solidusa do volumena likvidusa.

8


Vježba br. 1

Slika 5: Granična površina solidus/likvidus: a) atomski glatka, b) i c) atomski gruba

Tip granice za neki sistem će biti određen slobodnom energijom granične površine tj. onaj tip koji ima manju slobodnu energiju će prevladati. U skladu sa teorijom Džeksona optimalno atomsko uređenje zavisi uglavnom od latentne toplote fuzije u odnosu na temperaturu topljenja. Ova teorija predviđa da je kritična vrijednost odnosa ove dvije veličine 4R. Iznad ove vrijednosti granica će težiti da bude ravna a ispod difuzna. Većina metalnih materijala imaju vrijednost pomenutog odnosa približno R i imaju atomski grube granične površine, dok intermetalna jedinjenja i elementi kao što su Si, Ge, Sb kao i većina nemetala imaju višu vrijednost i generalno imaju ravnu graničnu površinu. Hoće li granica biti glatka ili hrapava može se odrediti i preko izraza za vjerovatnoću da li će atom došao iz taline ostati na granici ili se ponovo vratiti u talinu:

( )⎟⎟⎟⎟

⎠

⎞

⎜⎜⎜⎜

⎝

⎛ ∆

−kt

Hn

nf

f

6exp

Glatka granica je granica kod koje ima svega nekoliko atoma sa n = 1 i mnogo atoma sa n = 5, pa će odnos tih veličina biti:

( )( )

⎟⎟⎟⎟

⎠

⎞

⎜⎜⎜⎜

⎝

⎛ ∆=

⎟⎟⎟⎟

⎠

⎞

⎜⎜⎜⎜

⎝

⎛ ∆

−

⎟⎟⎟⎟

⎠

⎞

⎜⎜⎜⎜

⎝

⎛ ∆

−

=kT

H

kT

H

kT

H

ff f

f

f

32

exp

65

exp

6exp

51

Ako se sad uzme izraz f

ff T

HS

∆=∆ i pretpostavljajući da je temperatura blizu Tf ovaj odnos se

može pisati u obliku:

( )( )

⎟⎟⎟⎟

⎠

⎞

⎜⎜⎜⎜

⎝

⎛ ∆

k

S

ff f3

2

exp51

Vrijednosti jednake ili veće od 10 za ovaj odnos će dati glatku granicu, odnosno ona će zavisiti od vrijednosti ∆Sf/k.

9



Zbog različite atomske strukture ova dva tipa graničnih povšina one će se i kretati na različit način. Hrapava granica se kreće kontinuirano a glatka bočno. Kretanje hrapave granične površine se može poistovjetiti sa kretanjem visokougaone granice zrna tj. pripajanje atoma granici iz likvidusa se posmatra kao normalni difuzioni skok atoma (odatle i naziv difuzna granica). Slobodna energija atoma koji prelazi granicu će se mijenjati kao što je pokazano na slici 6. Aktivaciona energetska barijera, ∆Ga, bi trebala biti približno ista onoj za difuziju u likvidusu i motorna sila solidifikacije ∆Gf će biti data sa:

Slika 6: Slobodna energija atoma u toku procesa “skakanja” iz likvidusa u solidus i obratno T

TLGm

f ∆=∆ ,

gdje je L latentna toplota topljenja. Brzina rasta odnosno kretanja granice se može sada pisati kao proizvod dužine difuzionog skoka δ, frekvencije vibracije atoma, νo i vjerovatnoće difuzionog skoka:

⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛ ∆−=

kTGv

a

o expδν

Osim pripajanja atoma granici mora se uzeti u obzir i slučaj njegovog vraćanja u talinu (desorpcija)

koji je manje frekventan zbog veće energetske barijere, ako je talina pothlađena, ⎟⎟

⎠

⎞

⎜⎜

⎝

⎛ ∆+∆−=

kTGG

v fa

oδν .

Pa u tom slučaju jednačina za brzinu kontinuiranog rasta difuzne granice će biti razlika ove dvije brzine:

⎥⎥⎦

⎤

⎢⎢⎣

⎡⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛ ∆−⎟

⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛ ∆−=

kTG

kTGv f

a

o exp1expδν .

Elementarna teorija difuzije povezuje frekvenciju skoka sa koeficijentom difuzije i dužinom skoka preko jednačine:

2δν D

o =

Pretpostavljajući da je δ ≅ d (prečnik atoma) brzina se sada može napisati kao:

⎥⎥⎦

⎤

⎢⎢⎣

⎡⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛ ∆−=

kTG

dDv fexp1

Ova jednačina se često naziva Vilson-Fenkelova jednačina. Kako je T

THG f

f∆∆

=∆ i uz

pretpostavku da je vrijednost ∆T mala aproksimacija za ( ) xx ≅−− exp1 za malo x i ova jednačina se reducira na:

TkTKT

HdDv f ∆=∆

∆⋅≅ 12

k1 ovdje ima svojstvo mobilnosti i tipične vrijednosti za ove veličine su: D ≈ 5⋅ 10-9 m2/s; ∆Hf ≈10-20 J/atomu; d ≈ 3⋅10-10 m ; T ≈ 103 K, pa je vrijednost k1 ≅ 10-2 m/sK. Puni teoretski tretman ukazuje da k1 ima tako visoku vrijednost da se normalne brzine solidifikacije mogu dostići pri pothlađenju granice od svega nekoliko stepeni Kelvina, tako da za mnoge svrhe ∆T može biti zanemareno i pretpostavlja se da se granica solidus/likvidus nalazi na ravnotežnoj temperaturi topljenja. Drugim riječima solidifikacija metala je obično proces kontrolisan difuzijom. Kod čistih metala rast se odvija pri brzinama koje kontroliše odvođenje toplote (difuzija) a kod solidifikacije legura brzina rasta se kontroliše difuzijom rastvorenih elementa. Ovakav rast se naziva kontinuiranim zato što su sva mjesta mogućeg prijema atoma na granicu ista tj. atomi koji dolaze na slučajne pozicije na solidus značajno ne narušavaju ravnotežnu konfiguraciju (jer je ionako granica hrapava) granice, pa je akomodacioni faktor za ovaj tip granice jednak jedinici.

10


Vježba br. 1

Kao što je već rečeno materijali sa visokom entropijom topljenja preferiraju formiranje glatke granične površine solidus/likvidus. Za ovaj tip granice minimum slobodne energije takođe odgovara minimumu unutrašnje energije tj. minimalnom broju pokidanih solidus veza. Dakle, ako jedan atom napusti likvidus i pripoji se ravnoj solidus površini, slika 7, povećava se broj pokidanih veza odnosno povećava se energija međugranične površine. Prema tome mala je vjerovatnoća da će taj atom ostati na granici. Mnogo vjerovatnije je da će se vratiti u likvidus. Drugim riječima atomski glatka granica ima vrlo nizak faktor akomodacije. Ako granica sadrži stepenicu, slika 7b, atom iz likvidusa će se moći pridružiti granici sa mnogo manjim prirastom energije granične površine. Ako stepenica ima prijelom atom iz likvidusa će se pridružiti granici bez povećanja energije granične površine. Zbog toga atomski glatka granica se kreće bočnim rastom stepenice. Kako stepenica i prijelom su neravnotežne karakteristike granične

površine rast će uveliko zavisiti od toga kako se “snabdijevaju” stepenica i prijelom. Smatra se da postoje tri načina: ponovljenom površinskom nukleacijom, spiralnim rastom i iz granica dvojnika.

Već je rečeno da jedan atom iz likvidusa koji se pripaja granici ima malu vjerovatnoću da će tu i ostati, ali ako bi veliki broj atoma stigao i formirao disk na površini granice, slika 8, za takvo uređenje je moguće da bude stabilno i nastavi rasti. Problem stvaranja diska je dvodimenzionala analogija formiranja klastera u toku homogene nukleacije. U ovom slučaju ivice diska imaju pozitivan doprinos energije što se uravnotežuje sa volumnom slobodnom energijom koja se oslobađa u procesu solidifikacije. Prema tome kritični radijus dvodimenzionalnog nukleusa će se smanjivati sa pothlađenjem

međugranične površine. Jednom formirani disk će se brzo širiti preko površine i brzina rasta normalno na granicu će biti vođena sa brzinom površinske nukleacije. Puni teoretski tretman pokazuje

da je brzina proporcionalna ⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛∆

−T

k2exp , gdje je k2 konstanta.

Ovaj mehanizam je vrlo neefikasan pri malim pothlađenjima jer je tada veličina kritičnog radijusa velika.

Slika 7: Atomski glatka granica solidus/likvidus sa

atomima predstavljenima kockama, a) dodavanje jednog atoma na ravnu granicu povećava broj pokidanih veza za 4, b) dodavanje stepenici povećava broj pokidanih veza za

2 a prijelom ne povećava broj

Slika 8: Stvaranje stepenice površinskom nukleacijom

Sl. 9: Spiralni rast, a) zavojna dislokacija

presjeca solidus/likvidus granicu, b) dodavanje atoma stepenici uzrokuje

rotiranje stepenice sa ugaonom brzinom koja se smanjuje sa udaljavanjem od jezgra dislokacije tako da se spirala

razvija kako pokazuje slika

Ako solidus sadrži dislokacije koje presjecaju granicu solidus/likvidus problem stvaranja nove stepenice na granici se može izbjeći. Zbog jednostavnosti pretpostavit će se uvođenje zavojne dislokacije u savršen kristal. To će dovesti do stvaranje stepenice na površini kristala kao što je dato na slici 9a. Dodavanje atoma stepenice će uzrokovati da ona rotira oko tačke gdje dislokacija izbija na površinu, tj. stepenica neće nikad napustiti granicu. Ako se sada atomi pripajaju granici u prosjeku istom brzinom u svim tačkama duž stepenice ugaona brzina stepenice će biti u početku najveća što je bliža jezgri dislokacije. Kako se odvija rast stepenica će se razvijati u spiralu, slika 9b. Spirala se skuplja sve dok ne dostigne minimalni radijus zakrivljenja r* za koji je u ravnoteži sa okružujućim likvidusom i ne može se dalje smanjivati. Dalje od radijusa zakrivljenje je manje i spirala može napredovati brže. Konačno stabilno stanje se dostiže kada spirala rotira sa

11



konstantnom ugaonom brzinom. Brzina rasta se u ovom slučaju može dati jednačinom:

( )23 Tkv ∆=

gdje je k3 materijalna konstanta. Ova promjena je data na slici 10 zajedno sa promjenom brzine za kontinuirani rast i dvodimenzionalnu nukleaciju. Za date brzine rasta solidusa neophodno pothlađenje na granici je najmanje za kontinuirani rast hrapave granice. Za dato pothlađenje atomski ravne granice su mnogo manje mobilne i za očekivati je da mehanizam spiralnog rasta bude važniji od ponovljene nukleacije.

Drugi permanentan izvor stepenica proizlazi iz kristala različite orijentacije koji su u kontaktu. U toku solidifikacije vrlo je često da materijali koji pokazuju facetiranje solidificiraju kao dva kristala sa orijentacijom dvojnika. Međugranične facete će se prema tome presjecati na granici dvojnika koja može djelovati kao permanentan izvor novih stepenica obezbjeđujući tako lagan mehanizam rasta sličan spiralnom mehanizmu rasta.

Slika 10: Uticaj pothlađenja granične površine na brzinu

rasta atomski ravne i atomski hrapave granice

1.3.1. Toplotni tok i stabilnost granice U čistim metalima solidifikacija je kontrolisana

brzinom odvođenja toplote sa solidus/likvidus granice. Odvođenje toplote se može odvijati preko solidusa ili likvidusa zavisno od temperaturnog gradijenta na granici. U slučaju odvođenja toplote preko solidusa, odvedena toplota mora biti u ravnoteži sa toplotom likvidusa plus latentna toplota koja se stvara na samoj granici, slika 11 (lijevi niz):

v'LL

'SS vLTKTK +=

gdje je K toplotna provodnost, T’ je temperaturni gradijent (dT/dx), S i L u indeksu znače solidus i ikvidus, v je brzina rasta solidusa i Lv je latentna toplota fusije po jedici volumena. Ova jednačina je opšta za ravnu granicu čak i onda kada se toplota odvodi preko likvidusa (T’L < 0), slika 11, desni niz.

Dakle, kada solidus raste u pregrijanu talinu ravna granica S/L je stabilna. Ovo se može objasniti na slijedeći način: ako se kao rezultat lokalnog povećanja brzine kretanja granice na granici javi ispupčenje, slika 11c (lijevi niz) i ako je radijus zakrivljenja tog ispupčenja tako velik da se Gibs-Tomsonov efekt može zanemariti S/L granica će ostati izotermalna, tj. njena temperatura će aproksimativno biti jednaka Tm. Prema tome temperaturni gradijent u likvidusu ispred ispupčenja će porasti dok će se u solidusu smanjivati. Rezultat toga je više toplote odvedene u ispupčeni solidus i manje kroz solidus tako da se brzina rasta smanjuje ispod one za ravni dio granice i ispupčenje iščezava. Situacija je obrnuta u slučaju pothlađene taline, slika 11 (desni niz). Ako se formira ispupčenje na solidusu u ovom slučaju negativni temperaturni gradijent u likvidusu postaje još negativniji i prema tome toplota se uklanja efikasnije sa vrha ispupčenja nego iz okolnog područja dozvoljavajući ispupčenju da dalje raste. Tako je napredovanje S/L granice u pothlađenu tečnost nestabilno. Odvođenje toplote opisano lijevim nizom slika, slika 11, se odvija kada se solidifikacija odvija od zidova kalupa koji su hladniji od taline. Odvođenje toplote preko taline je jedino moguće ako je talina pothlađena ispod temperature Tm. Takva situacija se može desiti na početku solidifikacije ako se nukleacija odvija na nečistoćama u volumenu likvidusa. Pošto je izvjesno pothlađenje potrebno da bi se nukleacija mogla odvijati prve solidus čestice će rasti u pothlađenu talinu i latentna toplota solidifikacije će biti odvedena preko likvidusa. Zbog toga će prva sferna solidus čestica razvijati grane u svim pravcima

Slika11: Lijevi niz: a) tok temperature kada se toplota odvodi preko solidusa, b) izoterme za

ravnu S/L granicu, c) za ispupčenje; desni niz: a) isto kao i za lijevi niz samo što se sada toplota

odvodi preko likvidusa

12


Vježba br. 1

formirajući oblik poznat pod imenom dendrit, slika 12. Dendriti u čistim metalima se obično nazivaju termičkim dendritima da bi se razlikovali od dendrita koji nastaju u legurama. Eksperimentalno je utvrđeno da dendritne grane uvijek rastu u određenim kristalografskim pravcima: npr. <100> za metale sa kubnom kristalnom rešetkom i <ī1100> za metale sa HGP rešetkom.

Slika 12: Razvoj termičkog dendrita: a)

sferni nukleus, b) granica postaje nestabilna, c) razvijaju se primarne

grane u nekom kristalografskom pravcu, d) razvijaju se sekundarne I tercijarne

grane

Na slici 13 je dat šematski prikaz raspodjele temperature na vrhu rastućeg termičkog dendrita. U slučaju rastućeg dendrita situacija je drugačija od one u slučaju ravne granice jer se toplota može odvoditi sa vrha dendrita u tri dimenzije. Ako se pretpostavit da je solidus izotermalan (T’S = 0) brzina rasta vrha v će biti data sličnom jednačinom kao za ravnu granicu kada je TL’ izmjereno u pravcu v. Rješenje jednačine toplotnog toka za polusferni vrh pokazuje da (negativni) temperaturni gradijent T’L je približno dat

sa rTc∆

gdje je ∆Tc razlika između temperature granice (Ti) i

temperature pothlađene taline dalje od dendrita (T∞), slika 13,:

rT

LK

LTKv

v

L

v

'LL ∆

⋅≅−

=

Pa za dato ∆T, brzi rast će biti favorizovan malim vrijednostima r usljed rastuće efektivnosti odvođenja toplote kako se r smanjuje. Međutim ∆T nije nezavisno od r. Kao rezultat Gibs-Tomsonvog efekta ravnoteža preko zakrivljene granice se uspostavlja pri pothlađenju ∆Tr ispod Tm, koje je dato sa:

rLT2Tv

mr

γ=∆

Najmanji moguć radijus zakrivljenja vrha je kada je ∆Tr jednako ukupnom

pothlađenju . A kritični radijus r* je dat sa jednačinom: ∞−=∆ TTT moov

m

TLT2∆γ

. Prema tome ∆Tr je dato

sa r

*rTo∆. Kako je jednačina za v dobija oblik: rco TTT ∆+∆=∆

Slika 13: Raspodjela temperature na vrhu rastućeg termičkog

dendrita

⎟⎠⎞

⎜⎝⎛ −⋅≅

r*r1

r1

LKv

v

L

Iz ovog slijedi da brzina kretanja vrha teži nuli kada r teži r* usljed Gibs-Tomsonovog efekta kao i usljed sporijeg odvođenja toplote. Maksimalna brzina se dobije kada je r = 2r*.

2. Solidifikacija legura

Solidifikacija čistog metala se vrlo rijetko sreće u praksi. Čak i komercijalno čisti metali sadrže dovoljno nečistoća da se njihova solidifikacija može smatrati solidifikacijom legure. Prvo će se razmatrati slučaj solidifikacije monofazne legure.

13



2.1. Solidifikacija monofazne legure

Monofazne legure su sve one legure kao na slici 14, s tim što je ovaj binarni dijagram idealizovan pretpostavljajući da su solidus i likvidus linije pravci kako bi se koeficijent raspodjele k mogao definisati kao odnos:

L

S

XX

k =

XS i XL su molski udjeli rastvorenog u solidusu i likvidusu u ravnoteži za datu temperaturu. Za slučaj dat na slici 14 zbog jednostavnosti k je neovisno od temperature. U praksi solidifikacija ove legure će zavisiti od temperaturnog gradijenta, brzine hlađenja i brzine rasta, ali zbog jednostavnosti ovdje će se razmatrati samo slučaj kretanja ravne granice S/L duž šipke kao što je šematski prikazano na slici 15.

Slika 15: Jednosmjerna solidifikacija legure Xo: a) ravna S/L granica i aksijalno odvođenje toplote, b)

odgovarajući profil sastava na temperaturi T2 pretpostavljajući potpunu ravnotežu (očuvanje mase rastvorenog zahtijeva da dva osjenčena

područja budu ista

Slika 14: Hipotetički fazni dijagram, k = XS/XL je konst.

U praksi ovakav slučaj je moguć ako legura u loncu prolazi kroz strmi temperaturni gradijent u posebno konstruisanoj peći u kojoj je odvođenje toplote ograničeno samo duž ose šipke. Moguća su tri krajnja slučaja:

- beskonačno spora solidifikacija (ravnotežna) - solidifikacija bez difuzije u solidusu sa savršenim miješanjem u likvidusu - solidifikacija bez difuzije u solidusu i sa jedino difuzionim miješanjem u likvidusu Ravnotežna solidifikacija Legura sastava Xo počinje solidificirati na temperaturi T1 formirajući infinitezimalnu količinu

solidusa sastava Xo. Sastav likvidusa će se lagano mijenjati do XL kao rezultat kontinuiranog odvijanja solidifikacije zbog sniženja temperature na T2. Sastav solidusa za tu temperaturu je XS. Potpuna ravnoteža zahtijeva da sav solidus ima ovaj sastav što se jedino može postići difuzijom u solidusu. Na isti način sastav likvidusa se mijenja duž likvidus linije a sastav solidusa duž linije solidusa. Relativna količina solidusa i likvidusa je data pravilom poluge. Kada temperatura opadne na vrijednost T3 sastav solidusa je Xo a likvidusa Xo/k i količina likvidusa je jednaka nuli i prema tome proces solidifikacije je završen. Legura u čvrstom stanju ima sastav jednak Xo.

Nema difuzije u solidusu a likvidus ima isti sastav cijelo vrijeme solidifikacije (savršeno miješanje) Vrlo često je brzina hlađenja tako velika da ne dozvoljava značajnu difuziju u solidus fazi što

spriječava izjednačavanja sastava solidusa sa likvidusom odnosno narušava ravnotežu. I u ovom slučaju solidifikacija započinje na temperaturi T1, likvidus faza ima sastav Xo a solidus kXo. kXo < Xo i prvi solidus će biti čišći nego likvidus iz kojeg se formira. Kako nema difuzije u solidusu rastvoreno se izbacuje u likvidus i povećava njegovu koncentraciju iznad Xo, slika 16b i c. Temperatura granice se prema tome mora sniziti ispod T1 prije daljnjeg odvijanja solidifikacije i slijedeći sloj solidusa će biti bogatiji legirajućim elementima od prethodnog. Posljedica ovoga je kontinuirano bogaćenje likvidusa rastvorenim elementima i odvijanje solidifikacije na sve nižim temperaturama, slika 16c. U bilo kojoj fazi solidifikacije pretpostavlja se lokalna ravnoteža na granici solidus/likvidus, tj. za datu temperaturu granice sastav solidusa i likvidusa u kontaktu jednog s drugim će biti dat ravnotežnim dijagramom. Pošto nema difuzije u solidusu odvojeni slojevi solidusa zadržavaju svoj početni sastav, pa je tako srednji sastav, SX , uvijek niži od sastava na granici solidus/likvidus, kao što to pokazuje isprekidana linija na slika 16a. Relativna količina solidusa i

14


Vježba br. 1

likvidusa za datu temperaturu granice je data pravilom poluge za SX i XL. Iz toga slijedi da likvidus može postati bogatiji rastvorenim elementima od Xo/k i da čak može dostići i eutektičku transformaciju, XE. Solidifikacija će se tako završiti blizu TE formiranjem eutektičke strukture α + β. Potpuno solidificirana šipka će tada imati raspodjelu rastvorenih elemenata kao što pokazuje slika 16d sa

SX =Xo. Promjena XS duž šipke se može dobiti izjednačavanjem izbačenog rastvorenog u likvidus kada se formira mala količina solidusa što rezultira sa povećanjem rastvorenog u likvidusu. Zanemarujući razlike u molarnom volumenu između solidusa i likvidusa dobije se:

( ) ( ) LSSSL dXfdfXX −=− 1

gdje je fS volumni udio solidificiranog. Integriranjem ove jednačane za granični uslov XS = kXo kada je fS = 0 dobije se:

( )( )11 −−= ksoS fkXX i ( )1−= k

LoL fXXOva jednačina je poznata kao neravnotežno

pravilo poluge ili Šejlova jednačina. Za k < 1 ova jednačina predviđa da kada nema difuzije u solidusu uvijek će biti nešto eutektikuma u posljednjoj kapi likvidusa bez obzira kako je malo rastvorenog prisutno. Ova jednačina je takođe primjenljiva čak i za hrapavu solidus/likvidus granicu za slučaj uniformnog sastava likvidusa i zanemarljivog Gibs-Tomsonovog efekta.

Nema difuzije u solidusu i ima samo difuziono

miješanje u likvidusu Ako nema miješanja ili konvekcije u likvidusu

rastvoreno se gomila ispred solidusa i vraća se u likvidus isključivo difuzijom. Zbog toga će se na granici brzo nagomilati rastvoreno i sastav novoformiranog solidusa će se brzo mijenjati. Ovo je poznato kao početni prijenos, slika 17a. Ako se solidifikacija odvija konstantnom brzinom može se pokazati da se stabilno stanje dostiže kada temperatura granice dostigne vrijednost T3, slika 14. Likvidus koji okružuje solidus ima sastav Xo/k i formira se solidus volumnog sastava Xo. U toku stabilnog stanja koncentracioni profil u solidusu mora biti takav da brzina

kojom rastvoreno difundira duž koncentracionog gradijenta od granice bude u ravnoteži sa brzinom kojom se rastvoreno izbacuje iz likvidusa koji solidificira:

Slika 16: Ravni front solidifikacije legure Xo bez difuzije u solidusu i sa savršenim miješanjem u likvidusu, a) kao na slici 12 ali sa uključenom

srednjom vrijednosti solidusa, b) profil sastava na T1, c) profil sastava na T2, d) profil sastava na

eutektičkoj temperaturi i niže

)('SlL CCvDC −=−

gdje je D difuzivnost u likvidusu, C’L je dCL/dx na granici, CL i CS su koncentracije rastvorenog u likvidusu i solidusu u ravnoteži na granici, [m-3]. Ako se riješi jednačina difuzije za stabilno stanje može se pokazati da je koncentracioni profil u likvidusu dat sa:

⎪⎪⎭

⎪⎪⎬

⎫

⎪⎪⎩

⎪⎪⎨

⎧

⎥⎥⎥⎥

⎦

⎤

⎢⎢⎢⎢

⎣

⎡

⎟⎠⎞

⎜⎝⎛

−−

−=

vDx

kkXX oL exp11

XL se eksponencijalno smanjuje od granice, Xo/k za x = 0, do Xo za veliko udaljenost od granice. Koncentracioni profil ima karakterističnu širinu D/v. Kada je granica solidus/likvidus unutar ∼D/v kraja šipke izbačeno rastvoreno se kompresuje u vrlo malom volumenu i sastav granice se brzo podiže vodeći do završnog prijenosa i eutektičkog formiranja, slika 17c.

15



Jasno je da konačna distribucija rastvorenog u solidusu će zavisiti od toga kakve su uslovi solidifikacije. Na slici 18 su data uporedo sva tri krajnja slučaja. U praksi rezultat je uvijek između slučajeva 2 i 3, pošto se difuzija u likvidusu uvijek javlja i vjerovatno je da će biti miješanja uslijed konvekcije, što bi dovelo do veće uniformnosti sastava likvidusa nego ako je prisutna samo difuzija. Potpuno miješanje nije vjerovatno osim pod posebno dizajniranim uslovima jer brzina likvidusa je uvijek nula na površini sa solidusom i povećava se sa udaljavanjem od površine. Prema tome uvijek postoji u kontaktu sa solidusom sloj likvidusa za koji se može pretpostaviti da je stacionaran. Ovaj sloj može biti tanak ali jedini način prolaska rastvorenog kroz njega je difuzija. Relativna važnost difuzije i konvekcije zavisi od obima do kojeg taj stajaći sloj predstavlja barijeru difuziji i prema tome od koncentracione razlike preko njega. Koncentracija u difuzionoj zoni se smanjuje eksponencijalno od vrijednosti Co/k na granici (ako je dostignuto stabilno stanje) do vrijednosti Co za likvidus u kojem nema viška rastvorenog. Važan parametar je udaljenost od granice i ova udaljenost jedino zavisi od brzine solidifikacije i difuzione konstante, pa se debljina difuzionog sloja može pisati kao odnos:

Slika 17: Ravni front solidifikacije legure Xo pretpostavljajući da nema difuzije u solidusu i miješanja u likvidus: a) koncentracioni profil kada

S/L granica na temperaturi između T2 i T3, b) stabilno stanje solidifikacije na temperaturi T3, c) koncentracioni profil na TE i niže, koji

pokazuje završni prijenos

vD

=δ

Dakle likvidus na granici ima drugačiji sastav od preostalog volumena likvidusa pa će prema tome i temperatura likvidusa na granici biti niža od one u preostalom volumenu likvidusa. Razlika te dvije temperature je ustvari pothlađenje ∆T. Tipična promjena temperature likvidusa sa udaljenošću od granice data je na slici 19. Ako je dostignuto stabilno stanje temperatura granice odgovora temperaturi T3 na slici 14 i nezavisna je od brzine solidifikacije, dok je odnos temperature i udaljenosti od granice uvijek eksponencijalan i uvijek zavisi od brzine solidifikacije.

Slika 18: Granični slučajevi za distribuciju

rastvorenog

Slika 19: Promjena likvidus temperature sa

udaljenošću od granice

U mnogim slučajevima se mora uzeti u obzir i difuzija u solidusu, npr kada su prisutni intersticijski rastvoreni atomi ili metali sa VCK rešetkom. U tom slučaju rastvoreno difundira kroz granicu nazad u solidus kao i u likvidus a konačan rezultat je homogenija legura nakon solidifikacije.

Čak i kad dislokacija nije usmjerena pomenute pretpostavke se mogu primjeniti na mikroskopskom

16


Vježba br. 1

nivou. Usmjerena solidifikacija ima praktičan značaj npr. u proizvodnji sređenih struktura legura otpornih na puzanje za lopatice gasnih turbina i takođe se koristi za proizvodnju ekstremno čistih metala (tzv. zonska rafinacija).

2.1.1. Ćelijska i dendritna solidifikacija Do sada je razmatrana solidifikacija sa ravnim

frontom. Međutim, difuzija rastvorenog u likvidusu je analogna odvođenju toplote preko likvidusa u toku solidifikacije čistog metala pa je za očekivati da se ravni front transformiše u dendrite. Problem koji se javlja u ovom slučaju je mogući temperaturni gradijent u likvidusu, slika 20. Kako se mijenja koncentracija ispred fronta solidifikacije mijenjaće se i ravnotežna temperatura solidifikacije, tj. temperatura likvidusa data sa Te na slika 20b. Ali dalje od temperature granice koja je određena lokalnim ravnotežnim uslovima stvarna temperatura likvidusa može slijediti bilo koju liniju kao što je linija za TL (TL =Te = T3 na granici). Ako je temperaturni gradijent manji od kritične vrijednosti date na slici 20b temperatura likvidusa je ispod ravnotežne temperature solidifikacije tj. likvidus je pothlađen. Kako je pothlađenje rezultat sastava ili konstitucionalnog efekta zove se konstitucionalno pothlađenje. Dakle, neophodan uslov za pojavu stabilnih ispupčenja na ravnoj granici je pojava konstitucionalnog pothlađenja u likvidusu.

Slika 20: Promjena ravnog fronta solidifikacije u

ćelijski

Pretpostavljajući promjenu TL kao na slici 20b temperatura na vrhu bilo kojeg ispučenja koje se formira će biti niža od okružujuće granice. Za razliku od čistih metala granica u leguri ne mora biti izotermalna. Sve dok je temperatura vrha ispod lokalne temperature likvidusa Te solidifikacija je moguća i ispupčenje se može dalje razvijati. S druge strane ako je temperaturni gradijent ispred granice strmiji od kritičnog gradijenta, slika 20b, vrh će imati temperaturu veću od Te i ispupčenje će se topiti. U stabilnom stanju rasta temperaturni gradijent sa slike 20b će biti dat relacijom:

( )

⎟⎠⎞

⎜⎝⎛

−

vD

TT 31

gdje su T1 i T3 likvidus i solidus temperature za volumni sastav Xo, slika 14. Uslov stabilne ravne granice je prema tome:

( )

⎟⎠⎞

⎜⎝⎛

−⟩

vD

TTTL

31'

gdje je TL’ temperaturni gradijent na granici (dTL/dx). Uslov za konstitucionalno pothlađenje je:

DTT

vTL 31

' −>⎟

⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛

T1 – T3 je poznato kao područje solidifikacije legure. Iz ovog proizlazi da je ravni front solidifikacije najteži za legure sa velikim područjem solidifikacije i velikim brzinama solidifikacije. Legure inače rijetko solidificiraju sa ravnim frontom osim pod dobro kontrolisanim eksperimentalnim uslovima. Normalno temperaturni gradijenti i brzine rasta nisu parametri koji se mogu individualno kontrolisati nego su određeni brzinom kojom se odvodi toplota iz legure koja solidificira.

Ako se temperaturni gradijent ispred, pod kritične vrijednosti prva faza u narušavanju

ravnog fronta će biti formiranje ćelijske strukture, slika 21. Formiranje prvog ispupčenja uzrokuje izbacivanje rastvorenog bočno i njegovo gomilanje u korijenu ispučenja, slika 21b. Ovo snižava ravnotežnu

u početku ravnog fronta solidifikacije, postepeno smanjuje is

Slika 21: Početak konstitucionalnog pothlađenja ispred ravnog fronta solidifikacije; a) profil sastava preko S/L granice u toku

stabilnog stanja solidifikacije (isprekidana linija pokazuje dXL/dx na granici S/L), b) temperatura likvidusa ispred fronta

solidifikacije slijedi liniju TL, dok ravnotežna temperatura okolnog likvidusa se mijenja kao Te; konstitucionalno

pothlađenje se javlja kada TL leži ispod kritičnog gradijenta

17



temperaturu solidifikacije uzrokujući formiranje udubljenja, slika 21c, koji opet uzrokuju formiranje novih ispupčenja, slika 21d. Na kraju se ispupčenja razvijaju u duge grane ili ćelije koje rastu paralelno pravcu odvođenja toplote, slika 21e. Izbačeno rastvoreno se koncentriše u zidovima ćelija koje solidificiraju na najnižim temperaturama, dok vrh sadrži manje rastvorenog. Čak i kad je Xo >> Xmax., slika 14, likvidus između ćelija može dostići eutektički sastav zbog čega će zidovi ćelija sadržavati sekundarne faze. Interakcija između temperaturnog gradijenta, oblika ćelije i segregacija rastvorenog je data na slika 22, a na slici 23 je predstavljen izgled ćelijske strukture.

Ćelijske strukture su stabilne za određen

Sika 22: Distribucija temperature i rastvorenog u toku ćelijske

solidifikacije

Slika 23: Ćelijske mikrostrukture; a) ćelijski

solidificirana legura Pb-Sn, (120X), b) uzdužni pogled ćelija u ugljikotetrabromidu (100X)

o područje temperaturnog gradijenta. Na dovoljno niskim temperaturnim gradijentima ćelije ili primarne grane solidusa se razvijaju u sekundarne a na još nižim temperaturnim gradijentima formiraju se i tercijarne grane. Zajedno sa ovom promjenom u morfologiji mijenja se i pravac rasta primarnih grana od pravca odvođenja toplote u kristalografski preferirane pravce kao što su <100> za kubne metale. Generalno postoji tendencija formiranja dendrita sa povećanjem solidifikacionog područja. Prema tome efektivnost različitih legirajućih elemenata ili primjesa može varirati u širokom dijapazonu. Za rastvoreno sa malim koeficijentom raspodjele k ćelijski ili dendritni rast može biti uzrokovan dodavanjem vrlo male količine rastvorenog. Smatra se da se promjena od ćelijske u dendritnu strukturu javlja zbog nastajanja konstitucionalnog pothlađenja u likvidusu između ćelija uzrokujući nestabilnost granice u poprečnom pravcu. Ćelijsko ili razvijanje rastojanja dendritnih grana smanjuje konstitucionalno pothlađenje u likvidusu koji se miješa na vrlo nizak nivo. Ovo je u skladu sa uočenom pojavom smanjenja ćelijskog ili rastojanja između dendritnih grana sa povećanjem brzine hlađenja: viša brzina hlađenja daje manje vremena bočnoj difuziji izbačenog rastvorenog i prema tome zahtijeva manje ćelije ili rastojanje dendritnih grana da bi se izbjeglo konstitucionalno pothlađenje.

2.1.2. Eutektička solidifikacija U solidifikaciji binarne legure eutektičkog sastava dvije faze se istovremeno formiraju iz likvidusa.

Različiti tipovi eutektičke solidifikacije su mogući a obično se dijele kao normalni ili anomalni eutektici. U normalnim strukturama dvije faze se javljaju u vidu naizmjeničnih lamela, slika 24a, ili šipke manje faze utisnute u drugu fazu, slika 24b. Tokom solidifikacije obje faze simultano rastu iza u suštini ravne granice S/L. Normalne strukture se javljaju kada obje faze imaju nisku vrijednost entropije fuzije a anomalne kada jedna od faza ima visoku entropiju topljenja (primjer Al-Si).

18


Vježba br. 1

Rast lamelarnih eutektikuma

Slika 24: a) Al-CuAl2 lamelarni

eutektikum normalno na pravac rasta, b) Al6Fe šipke u Al matriksu, poprečni

presjek (TEM)

Slika 25 pokazuje kako dvije faze mogu rasti kooperativno iza u suštini ravnog fronta solidifikacije. Kako solidificira α faza bogata komponentom A, tako višak komponente B difundira na kratka bočna rastojanja gdje ulazi u β fazu bogatu komponentom B. Slično tome atomi komponente A izbačeni ispred β faze difundiraju u vrhove susjednih lamela α faze. Brzina kojom eutektikum raste zavisi od brzine difuzije i od međulamelarnog rastojanja. Malo međulamelarno rastojanje bi trebalo voditi brzom rastu eutektikuma i obratno. Ipak postoji donja granica za λ određena potrebom snabdijevanja α/β energijom međugranične površine, γαβ. Brzina rasta se daje jednačinom:

⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛−∆=

∗

λλ

λ11

2 oTDkv

gdje je k2 je konstanta proporcionalnosti, D je koeficijent difuzije, ∆To je pothlađenje granice, λ međulamelarno rastojanje i λ* je najmanje moguće međulamelarno rastojanje. Ova jednačina pokazuje da mijenjajući pothlađenje granice moguće je neovisno mijenjati brzinu rasta i međulamelarno rastojanje. Ipak eksperimenti kontrolisanog rasta su pokazali da određena vrijednost međulamelarnog rastojanja uvijek prati datu brzinu rasta. Data jednačina brzine rasta pokazuje da kada je λ = 2λ* brzina rasta je maksimalna za dato pothlađenje, ili potrebno pothlađenje je

minimalno za datu brzinu rasta. Ravni eutektički front nije uvijek stabilan. Na

primjer, ako binarna eutektička legura sadrži nečistoće ili su prisutni legirajući elementi granica će težiti formiranju ćelijske strukture. Nečistoće difundiraju bočno i koncentrišu se u zidove ćelija. Formiranje ćelija u eutektičkim strukturama je analogno onom pri solidifikaciji monofazne legure i pod kontrolisanim uslovima moguće je stabilizovati ravnu granicu solidifikacijom sa dovoljno visokim temperaturnim gradijentom.

Solidifikacija kvazieutektičkih legura

Legura sastava Xo na slici 26 započinje solidifikaciju na temperaturi blizu T1 formiranjem α dendrita. Kako se debljina dendrita povećava tako se povećava koncentracija izbačenog rastvorenog u preostali likvidus sve dok se ne dostigne eutektički sastav i legura solidificira eutektički. U uslovima usmjerene solidifikacije u stabilnom stanju u prisustvu malog temperaturnog gradijenta solidifikacioni front bi izgledao kao na slici 26b. Vrh dendrita ima temperaturu blisku T1 a eutektički front blisku TE. Slično ponašanje se sreće kod solidifikacije ingota i odlivaka.

Slika 25: Međudifuzija u likvidusu ispred

eutektičkog fronta

Slika 26: Solidifikacija podeutektičke legure; a) sastav legure u odnosu na fazni

dijagram, b) šematski prikaz fronta solidifikacije, c) promjena temperature preko fronta solidifikacije (izoterma normalna na x)

19



U odsustvu difuzije u solidusu centri dendrita koji solidificiraju na temperaturi T1 će sadržavati manje rastvorenog od vanjskih slojeva koji solidificiraju na progresivno nižim temperaturama. Ovo vodi pojavi poznatoj kao “coring” u konačnoj mikrostrukturi

Eutektikum se ne javlja uvijek u vidu dvofazne mješavine. Kada je volumni udio jedne od faza u mikrostrukturi vrlo mali može se formirati tzv. razdvojeni eutektikum. Manja faza se često javlja kao izolovana ostrva a druga faza se formira rastom dendrita.

Pod kontrolisanim uslovima solidifikacije u eksperimentima jednosmjerne solidifikacije moguće je da kvazieutektička legura solidficira bez formiranja primarne dendritne faze.

Ako se temperaturni gradijent u likvidusu podigne iznad kritičnog nivoa vrhovi dendrita će biti prekriveni eutektikumom i legura solidificira u potpunosti eutektički sa konačnim sastavom Xo umjesto XE. Slična promjena se može dobiti i ako se brzina rasta poveća iznad kritične. U oba slučaja razlog iščezavanju primarnih dendrita je sposobnost eutektikuma da za datu brzinu raste na višim temperaturama nego dendritini vrhovi. Ova pojava je od posebnog interesa za prozvodnju “in situ” kompozitnih materijala jer volumni udio dvije faze u kompozitu može biti kontrolisan izborom Xo.

Peritektička solidifikacija Kako se temperatura snižava prva faza koja se pojavljuje pri solidifikaciji legure sastava Xo je α

sastava ∼kXo na temperaturi bliskoj T1. α faza sukcesivno dendritno raste solidificirajući pri sastavu određenom lokalnom temperaturom i α solidusom. Ako je difuzija u dendritu spora likvidus će dostići tačku c na slici 27a i daljim hlađenjem reaguje sa slojem α formirajući sloj β. Međutim, α dendriti se tada često izoluju od dalje reakcije i zadržavaju se na niskim temperaturama. U međuvremenu β faza nastavlja da precipitira iz likvidusa pri sastavu koji slijedi liniju bd. Ponovo, ako nema difuzije u solidusu likvidus će dostići eutektički sastav, tačka e, i solidificirati kao β + γ eutektikum. Konačna struktura će se sastojati od slojevitih α dendrita okruženih slojem β i ostrva β + γ eutektikuma ili razdvojeni eutektikum.

Ako legura usmjereno očvršćava pri rastućim vrijednostima TL’/v temperatura dendritnog vrha će progresivno opadati od T1 prema T2,, slika 27a, dok bi se temperatura na kojoj solidificira posljednja kap likvidusa povećala do T2. Na kraju solidifikacija će se odvijati iza ravnog fronta na temperaturi T2. Ravni front solidifikacije se može postići za legure i iza tačke a ako se koristi dovoljno visok odnos visoki temperaturni gradijent/brzina. Sve legure između a i b solidificiraju kao kompozit a između tačaka b i d kao

monofaza β i iza tačke d u vidu eutektičke strukture β + γ. Dijagram Fe-C takođe ima peritektičku reakciju ali zbog visoke difuzije ugljika na visokim temperaturama peritektička reakcija se odvija brzo tako da je moguće primarne dendrite δ faze konvertovati u stabilniji austenit.

Slika 27: Solidifikacija peritektičke legure

2.2. Solidifikacija ingota i odlivaka

Veliki dio tehničkih legura se lije u vatrootporne kontejnere ili kalupe. Ako se radi o livenju komada koji zadržavaju svoj oblik nakon livenja govori se o odlivcima a ako idu dalje na plastičnu preradu govori se o ingotima ili gredicama. U oba slučaja principi solidifikacije i zahtjevi za visokom čvrstoćom i gustinom su isti. Kalupi koji se koriste za livenje su obično napravljeni od materijala koji se može pretapati

20


Vježba br. 1

ili odbaciti nakon jedne serije livenja, kao što su npr. pješčani kalupi. U slučaju velikih serija livenja ili livenja ingota koriste se trajni kalupi od materijala kao što je liveno gvožđe.

2.2.1. Ingot struktura

Generalno govoreći postoje tri različite strukturne zone u ingotu, slika 28:

a) vanjska zona ekviosnih kristala, b) stubasta zona ili transkristalna zona, i c) centralna zona ekviosnih zrna

Vanjska zona ekviosnih kristala U toku livenja likvidus u kontaktu sa zidovima

kalupa se brzo hladi ispod likvidus temperature, zbog čega se formira mnogo nukleusa na zidovima kalupa koji zatim rastu u likvidus, slika 29. Zbog odvođenja toplote preko zidova kalupa zidovi se zagrijavaju i mnogi od ovih kristala se odvajaju od zidova kalupa uslijed uticaja turbulentnih struja u likvidusu. Ako je temperatura likvidusa niska sav likvidus će se brzo ohladiti ispod likvidus temperature i kristali u talini mogu nastaviti kontinuirano rasti. Ovo je poznato kao “bing-bang” nukleacija jer se talina trenutno ispuni sa bezbroj kristala. Ovo daje u potpunosti ekviosnu strukturu tj. ne formira se zona stubastih kristala. S druge strane ako je temperatura livenja visoka likvidus u centru ingota će ostati duže vremena iznad likvidus temperature i većina kristala će se istopiti nakon odvajanja od zidova kalupa. Samo oni kristali koji ostanu blizu zida kalupa će biti sposobni da rastu formirajući vanjsku zonu ekviosnih kristala.

Slika 28: Šematski prikaz livene strukture ingota

Stubasta zona Vrlo brzo nakon livenja temperaturni gradijent

na zidovima kalupa se smanjuje i kristali u prvoj zoni rastu dendritno u određenim kristalografskim pravcima, npr. <100> u slučaju metala sa kubnom kristalnom rešetkom. Kristali sa pravcem <100>, bliski pravcu odvođenja toplote, tj. normalno na zidove kalupa rastu brže i mogu potisnuti kristale sa manje povoljnom orijentacijom, slika 30. Ovo vodi formiranju stubastih zrna svih sa <100> orijentacijom skoro paralelno osi kristala. Svaki stubasti kristal sadrži mnogo primarnih grana. Kako se povećava prečnik ovih zrna tako se pojavljuju nove primarne grane mehanizmom u kojem neke tercijarne grane rastu ispred njihovih susjeda kao što pokazuje slika.

Volumni udio solidificirane taline se povećava sa povećanjem udaljenosti vrhova dendrita i kada je struktura uglavnom monofazna sekundarne i tercijarne grane susjednih dendrita se mogu povezati formirajući zidove solidusa koji sadrži mnogo primarnih grana. Područje između vrhova dendrita i tačke gdje zadnje kapi likvidusa solidificiraju je poznato kao kašasta zona (mushy). Dužina ove zone zavisi od temperaturnog gradijenta i neravnotežnog područja solidifikacije. Generalno je utvrđeno da sekundarne grane postaju grublje sa udaljenošću od dendritnih vrhova. Utvrđeno je takođe da rastojanje primarnih i sekundarnih dendritnih grana se povećava sa povećanjem udaljenosti od zidova kalupa. Razlog ovome je smanjenje brzine hlađenja sa vremenom nakon livenja.

Slika 29: Konkurentski rast nakon livenja. Dendriti sa

primarnim granama normalnim na zid kalupa tj. paralelnim sa maksimalnim temperaturnim

gradijentom potiskuju manje povoljno orijentisane susjede

Ekviosna zona

Slika 30: Povoljno orijentisani dendriti razvijaju se u stubaste

kristale. Svaki stubasti kristal potiče iz istog nukleacionog mjesta ili može sadržavati mnogo primarnih grana

Ekviosna zona se sastoji od ekviosnih zrna slučajne orijentacije u centru ingota. Smatra sa da su porijeklo ovih zrna dendritne bočne grane koje su se odvojile od primarnih dendrita. Bočni dendriti su uvijek uži u korijenu i ako se poveća temperatura likvidusa oko dendrita nakon što se formiraju bočne grane one će se topiti i mogu se odvojiti od glavne struje. Ako temperatura ponovo opadne

21



prije nego dođe do potpunog iščezavanja grana one mogu djelovati kao “sjeme” za nove dendrite. Efektivni izvor temperaturnih oscilacija su turbulentne konvektivne struje u likvidusu koje uzrokuju temperaturne razlike u talini. Konvektivne struje takođe su sredstvo prijenosa ovih dendritinih grana u dio taline gdje se nesmetano mogu razviti u ekviosne kristale. Ako je konvekcija mala biće stvoreno malo takvih nukleusa koji će uzrokovati rast velikih konačnih zrna i veći broj stubastih zrna. Konvekcija takođe igra važnu ulogu i u formiranju vanjske ekviosne zone. Mehanizam odvajanja kristala od zidova kalupa je sličan onom odvajanju bočnih dendritnih grana i kada nema konvekcije ne formira se vanjska ekviosna zona.

2.3. Struktura zavarenih spojeva i konti liva

Slika 31: Šematski prikaz procesa

konti liva

Danas su brojni industrijski procesi u kojima je livenje dinamički a ne statički proces. U tom slučaju tečni metal se lije kontinuirano u vodom hlađene kalupe (obično od bakra) iz kojih se solidificirani metal kontinuirano vuče u ploče ili šipke, slika 31. Brzina vučenja je takva da se granica S/L zadržava u obliku i položaju kao što pokazuje slika. Idealan tok likvidusa bi bio vertikalan i ako se to realizuje konačan sastav preko presjeka ingota će biti uniforman. U praksi hidrodinamički efekti ne dozvoljavaju ovaj prosti tok tečenja metala i postoji tendencija da tok ide vani što uzrokuje negativne segregacije (hemijski defekti) u centru. Solidifikacija slijedi maksimalni temperaturni gradijent u talini koji je dat normalno na izoterme. Do izvjesne mjere solidifikacija zavarenog spoja ima mnogo zajedničkog sa konti livom jer je i to dinamički proces. Kao što pokazuje slika 32, glavna razlika je u tome što se kod konti liva izvor toplote ne kreće (kalup) dok kod zavarivanja (elektroda) se kreće. S obzirom na to solidifikacija će biti razmatrana za slučaj zavarivanja a neki zaključci koji se tiču zavarivanja se mogu primjeniti i na konti liv.

Toplotni tok u zavarivanju i konti livu Suprotno konti livu solidifikacija zavarivanja uključuje “kalup” koji ima približno isti sastav kao i

talina. Najvažnije varijable u solidifikaciji zavarivanja ili konti livenju su: 1. Brzina ulaza toplote, q (određena tipom

procesa zavarivanja, veličinom zavara i sl.); u terminima konti liva q predstavalja volumen i temperaturu taline

2. Brzina kretanje luka duž spoja, v; odnosno brzina vučenja kod konti liva

3. Toplotna provodnost metala koji se zavaruje ili lije, Ks

4. Debljina ploče koja se zavaruje ili lije, d Toplotni tok je dat jednačinom:

( )vtxTvK

zT

yT

xT

s −∂∂

=∂

∂+

∂

∂+

∂

∂ 22

2

2

2

2

2. Grej i

saradnici 1975. su rješili ovu jednačinu i dobili izoterme za brojne materijale i brzine zavarivanja a neki od tih rezultata su dati na slici 33. Pretpostavljajući sličnu distribuciju izotermi u talini vjerovatno je da parametri Ks, v, t i q uveliko određuju morfologiju solidifikacije i da dendriti uvijek pokušavaju rasti u pravcu koji je što normalniji na izoterme koliko im to dozvoljava njihova kristalografija. Sa slike 33a se vidi ako su q, v i t konstantne vrijednosti udaljenost između izotermi, λ, se povećava kao funkcija promjene toplotne provodnosti, Ks, različitih materijala: aluminij, ugljični (feritni) čelik i austenitni čelik. Ako se povećava debljina

Slika 33: Uuticaj različitih parametara na raspodjelu izotermi u tački izvora toplote; a) uticaj promjene toplotne provodnosti, b) uticaj

promjene debljine ploče, c) uticaj promjene kretanja izvora toplote

22


Vježba br. 1

ploče, slika 31b, ili brzina zavarivanja, λ se takođe smanjuje proporcionalno. Ovi rezultati se mogu primjeniti i na konti liv, jer distribucija izotermi data na slici 33 je na

sličan način određena provodnošću metala koji solidificira i njegovom brzinom povlačenja iz kalupa. Ovo znači, npr., da dubina tečnog bazena u konti livu je mnogo veća za čelik nego za legure aluminija pod uporedljivim uslovima. Ovo implicira da u praksi maksimalna brzina livenja i poprečni presjek gredica je manji za čelik nego za aluminij ili bakar. Drugi praktičan problem koji proizlazi iz velike dubine likvidusa je da gredice ne mogu biti rezane sve dok ne dostignu tačku daleko ispod solidus linije, slika 31, što zahtijeva u stvari vrlo veliku instalaciju za livenje velikom brzinom.

Solidifikacija pri fuzionom zavarivanju Kontakt između metala za zavarivanje i osnovnog

metala će u početku izazvati topljenje osnovnog materijala i rastvaranje metala koji se dodaje, slika 34. Količina rastvaranja nije značajna. Džesman je objavio za primjer mikrolegiranih čelika da zavareni metal može sadržavati 50 – 70% količine Nb, Ti ili V od onog u osnovnom materijalu. Ovaj efekt rastvaranja ima trostruki efekt i na materijal koji se zavaruje utiče na slijedeći način:

Slika 34: Ilustracija efekta rastvaranja

1. sastav taline se mijenja 2. površinski oksidni sloj osnovnog metala se uklanja (takođe u talinu) 3. pothlađuje talinu Zavisno od tipa materijala koji se zavaruje kao i debljine ploče osnovni materijal se ponaša kao vrlo

efikasan bunar toplote i već na T ≅ Te formiraju se nukleusi na površini bez oksida ponovo istopljenog osnovnog materijala. Pošto materijal ima skoro isti sastav kao i osnovni metal kvašenje osnovnog metala je vrlo efikasno i θ ≅ 0. Ovo implicira da skoro ne postoji nukleaciona barijera za solidifikaciju i prema tome javlja se vrlo malo pothlađenje. Tako se solidifikacija odvija epitaksijalno tj. nukleusi će imati istu rešetku i orijentaciju kao i zrna na površini solidus-likvidus osnovnog metala, što je i uočeno u praksi.

Kako je temperatura taline ispod luka visoka, osnovni metal je efikasan gutač toplote tako da se odmah na početku javlja strmi temperaturni gradijent u likvidusu što za rezultat ima vrlo nisko konstitucionalno pothlađenje. Stvarni temperaturni gradijent je naravno zavisan od procesa zavarivanja i debljine ploče. Na primjer zavarivanje tankih ploča postupkom TIG će dati strmiji temperaturni gradijent nego u slučaju zavarivanja debelih ploča pod zaštitnim slojem (ovaj proces ima veći ulaz toplote). Pošto su neka zrna osnovnog metala bolje orijentisana od drugih, s obzirom na izoterme taline, ona brzo rastu i šire se na račun drugih. Međutim, opšta grubost mikrostrukture je uveliko određena u ovoj fazi sa veličinom zrna osnovnog metala, jer osnovni metal u prijelaznoj zoni prima najače termičke cikluse. Tako nakon visokoenergetskog zavarivanja zrna u ovoj zoni teže da rastu i postaju relativno gruba. Tako je zavarena struktura neizbježno grubozrnata.

Slika 35: Ilustracija rasta stubastih kristala u zavaru i kako se

rast kontinuirano odvija približno normalno na izoterme

Slika 36: Ilustracija efekta rastuće brzine

zavarivanja na oblik bazena taline i rasta kristala u fuzionom zavarivanju

Zavarivanje je dinamički proces u kojem se izvor toplote kreće. To znači da maksimalni

temperaturni gradijent konstantno mijenja pravac kako se izvor toplote pomjera. Rastući stubasti kristali su tako facetirani zbog potrebe da slijede maksimalni temperaturni gradijent uz zadržavanje njihovog

23



preferiranog <100> pravca rasta. Ovo često rezultira u iznenadnoj promjeni pravca rasta kao što ilustruje slika 35.

Nekolicina zrna koja potiču iz osnovnog metala prežive i dostignu centralnu liniju zavarivanja. Mehanizmi iznenadne promjene pravca rastu nisu u potpunosti jasni. Jedan od prijedloga je da se odvija renukleacija uz pomoć dendritnih fragmenata koji se odvajaju daleko od rastuće granice uslijed turbulencija u “bazenu” zavarivanja ili su prosto odvojene dendritne grane.

Važan efekt rastuće brzine zavarivanja je promjena oblika “bazena” zavarivanja od eliptičnog oblika u uži oblik kruške, slika 36. Pošto rastući kristali pokušavaju slijediti najstrmiji temperaturni gradijent efekt promjene brzine zavarivanja je promjena ponašanja solidifikacije, slika 36. Kao što pokazuje slika 36b oblik kruške bazena prilično zadržava konstantni temperaturni gradijent do centralne linije što odgovara više ugaonoj geometriji taline u ovom slučaju. Na osnovu ovoga kristali koji rastu ne moraju mijenjati pravac rasta pri manjim brzinama kao u slučaju slike 36a. Umjesto toga kristali povoljnije orijentacije se stablizuju i rastu preko onih manje povoljno orijentisanih. Kristalna morofologija na slici 36 je u stvari prilično tipična za zavarivanje velikom brzinom modernim postupcima zavarivanja pod lukom. Na slici 37 su dati primjeri zavarivanja postupkom TIG pod zaštitnim slojem.

Geometrija kristalnog rasta Ako se luk kreće brzinom v, rast kristala se mora

odvijati tako da je sposoban zadržati korak sa brzinom zavarivanja, što ilustruje slika 38. Da bi se zadržao korak brzina rasta mora biti jednaka:

Slika 37: a) TIG zavar Ni, ilustracija male

brzine rasta kristala, (25x), b) zavarivanje pod zaštitnim slojem, ilustracija velike brzine rasta

(24x)

θcosvR =

Na slici strelice predstavljaju vektore brzine. Vektor koji predstavlja brzinu zavarivanja ili brzinu kretanja izotermi je konstantan. S druge strane, vektor koji predstavlja brzinu rasta kristala se mora konstantno prilagođavati kako se proces rasta kreće prema centralnoj liniji zavarivanja. Tako iz jednačine za brzinu slijedi da je brzina solidifikacije najveća kada je θ ≅ 0, tj. na centralnoj liniji i najniža na rubu zavara gdje je θ maksimalan. U početku početna mala brzina rasta kristala je praćena sa relativno ravnim frontom solidifikacije i kako se brzina rasta povećava morfologija fronta se mijenja u ćelijsku i zatim u dendritno ćelijsku.

Slika 38: Ilustracija odnosa između brzine rasta kristala i brzine

zavarivanja preko vektora brzine

Velike brzine zavarivanja su praćene sa prijelazom od pretežno stubastog rasta kristala u ekviosni rast u završnoj fazi solidifikacije. Smatra se da se ovaj prijelaz javlja uslijed velike količine segregacija koje prate završnu fazu solidifikacije zavarivanja. Ovo je povezano sa malim temperaturnim gradijentom u ovoj fazi što vodi visokom stepenu konstitucionalnog pothlađenja i prema tome motorna sila za odvijanje procesa nasumičnog dendritnog rasta je velika. Ipak, treba istaći da dendritne i ćelijske substrukture u zavarivanju teže da budu finije nego u slučaju livenja a to je uglavnom zbog veće brzine zavarivanja metala. Kako veće brzine zavarivanja ili deblji osnovni metal daju veće brzine solidifikacije to slijedi da se najfinije substrukture dobiju sa ovim zavarivanjem.

Kada se luk isključi na kraju zavarivanja eliptični tečni bazen se ostavi da solidificira sa vrlo malim temperaturnim gradijentom. To vodi visokom konstitucionalnom pothlađenju i izraženim segregacijama. Konačna substruktura ovih “kratera” zavarivanja je obično ekviosno-dendritna.

Sumirajući karakteristike solidifikacije u toku zavarivanja su slijedeće: 1. solidifikacija se u početku odvija epitaksijalno na ponovo istopljenim zrnima osnovnog

metala, 2. na početku je rast kristala relativno spor formirajući prvo ravnu a zatim finu ćelijsku

substrukturu,

24


Vježba br. 1

3. srednja faza rasta kristala je ćelijsko dendritna što vodi grubljem stubastom rastu kristala u pravcu <100> u slučaju kubnih kristala, i

4. konačna solidifikacija na centralnoj liniji je praćena sa brzim rastom kristala i izraženim segregacijama; zavisno od uslova zavarivanja konačna dendritna struktura može biti i ekviosna.

2.3.1. Studije slučajeva praktičnog livenja i zavarivanja Livenje ugljičnih i niskolegiranih čelika Tipičan hemijski sastav: C [mas.%] Si [mas.%] Mn [mas.%] Cr [mas.%] Ni [mas.%] Mo [mas.%]

0,1 - 1 0,1 – 0,4 0,3 – 1,5 1 – 1,6 1 – 3,5 0,1 – 0,4 Proces livenja: livenje, ingoti, konti liv

Relevantan fazni dijagram: slika 39 Solidifikacione transformacije: L → δ + L

δ + L → δ + γ + L (peritektik: δ + L → γ)

δ + γ + L→ γ Transformacije u čvrstom:

γ → α + Fe3C Mikrostrukture: slika 40

Komentar: Slika 39

pokazuje da legiranje sa relativno malom količinom Ni i Cr korištenom u ugljičnom čeliku ima mali efekt na temperaturu solidifikacije i da je ravnotežna struktura legure α(+ Fe3C). Slika 40a pokazuje da hlađenje od (γ, δ + L) polja daje strukturu sa značajnim ostatkom taline između solidificiranih dendrita, a to znači prisustvo izražene segregacije. Potpuno solidificirana struktura na slici 40b pokazuje zaostali eutektikum između α-Fe dendrita γ/Fe3P/Fe3C, sugerišući da je posljednji likvidus koji solidificira bogat P i C. Zadržavanje nešto γ-Fe u eutektikumu je moguće uslijed visokog sadržaja ugljika preostalog Fe (rastvorljivost P u γ-Fe je vrlo niska), koji zajedno sa stabilizujućim efektom Ni, može pomoći zadržavanju γ → α transformacije. Sporije brzine hlađenja bi vjerovatno smanjile količinu zadržanog austenita i

dalje. Prisustvo Mn uvodi reakciju: Mn + S → MnS, slika 40b. Međutim, ovo je povoljnije od FeS koji teži da kvasi dendritne granice obimnije od MnS i primarni je uzrok vrućeg pucanja.

Slika 39: a) Dio faznog dijagrama Fe-C, b) projekcija likvidusa za sistem Fe-

Cr-Ni, c) izotermalni presjek (650oC) za Fe-Cr-Ni sistem

25



Slika 40: a) Legura kaljena sa (δ, γ + L), (25x)

b) hlađeno do 20oC, E znači eutektikum γ/Fe3P/Fe3C (1000x)

Livenje brzoreznog čelika Tipičan hemijski sastav:

C [mas.%] Cr [mas.%] Mo[mas.%] W [mas.%] V [mas%] 0,5 - 1 0,5 – 4 0,5 – 9,5 1,5 - 6 0,5 - 2

Slika 41: a) Fazni dijagram za čelik sa približno 4% Cr, 5%

Mo, 6% V i 2% V, b) uticaj W na γ- polje čelika

Proces livenja: ingot Specijalna svojstva: tvrd, žilav, otporan

na habanje na povišenim temperaturama Relevantan fazni dijagram: slika 41

Solidifikacione transformacije: L → L + α L + α→ L + α + γ

(peritektik: δ + L → γ) L + α + γ → L + α + γ +MxC

L + α + γ +MxC → γ +MxC (eventualno:→ α +MxC) Mikrostrukture: slika 42 Komentar: Fazni dijagram na slici 41

pokazuje da prisustvo W, V i drugih glavnih legirajućih elemenata daje kaskadu višefaznih polja u toku hlađenja ovih odlivaka. Solidifikacija se u početku odvija formiranjem α dendrita, ali γ polja su tako široka da brzo hlađenje iz α + L polja ne može potisnuti nukleaciju i rast austenita, slika 42a. Kao što se i očekuje ugljik jako segregira kada se formira α, dok se za W, Cr i V ne očekuje da značajno segregiraju u α fazi. Čini se vjerovatnim da formiranje γ preko reakcije: L + α → γ + L u ovim odlivcima je glavni uzrok obimnih segregacija W, Cr i V kao što je uočeno na slikama 42b i c. Kao što se vidi sa slike 42b

26


Vježba br. 1

moguće je da se α → γ reakcija odvija preko izbacivanja rastvorenog M nazad u talinu. S obzirom na Fe-Cr, Fe-V i Fe-W binarne fazne dijagrame u svim slučajevima je niska rastvorljivost ovih elemenata u γ-Fe. Rezultirajuća struktura solidifikacije se na kraju sastoji od α dendrita (slijedeći γ → α transformaciju u solidusu u toku hlađenja) sa izraženim međudendritnim segregacijama. One se javljaju u formi γ/MxC eutektikuma, gdje MxC predstavlja mješovite karbide WC, Cr2C, VC i sl. Konačna struktura ovog tipa alatnog čelika, slika 42d, se jedino dobija nakon dalje obimne plastične prerade koja je praćena sa tretmanom austenitizacije i duplim temperovanjem a sa ciljem razbijanja eutektikuma.

Slika 42: a) Kaljeno sa (L + α(ili δ) + γ) polja

na 1335oC (150x), b) kaljeno sa 1245oC (150x), c) ista legura nakon mehaničkog i

termičkog tretmana, (750x)

Nerđajući čelik Tipičan hemijski sastav elektrode:

C [mas.%] Si [mas.%g Cr [mas.%] Ni[mas.%] Mn [mas.%] 0,05 – 0,1 0,5 - 1 17 – 19 8 – 10 0,5 – 1,5

P i S u tragovima Proces zavarivanja: elektrolučno zavarivanj Relevantan fazni dijagram: slika 43 Fazne transformacije: L → δ + L δ + L δ+ γ (aproksimativno peritektik) Mikrostrukture: slika 44

27



Komentari: a) Fazna ravnoteža: Slika 43 je 18% Cr

vertikalni presjek Fe-Cr-Ni ternernog dijagrama. Efekt ovog i drugih legirajućih elemenata, pretpostavljajući vrlo veliku brzinu hlađenja tipičnu za zavarivanje, se može predvidjeti uz pomoć Šeflerovog dijagrama, slika 43. Iz ovog dijagrama se može vidjeti da ako se sadržaji Ni i Cr smanje ispod vrijednosti nominalne hemijske analize postoji opasnost od formiranja martenzita. Najvažnija karakteristika ovih legura s obzirom na zavarivanje je da se δ-Fe zadržava čak i na sobnim temperaturama, slika 43b.

Prema dijagramu na slici 43a prva solidifikacija će se odvijati sa nukleacijom δ-Fe. Međutim, ako je osnovni metal potpuno austenitni u prijelaznoj zoni, ova faza bi trebala nukleirati prva zbog zahtjeva epitaksijalnog rasta. Nažalost u praksi se situacija komplikuje prisustvom ugljika i azota, koji teže da pomjere peritektički sastav prema višim sadržajima Ni. Primjer uticaja azota na “bazen” zavarivanja je pokazan na slici 44a koja ilustrira jedan prolaz koji u potpunosti ostaje austenitan. Ovo uzrokuje vruće pucanje po granicama austenitnog zrna uslijed povećanih sumpornih i fosfornih segregacija u austenitu u toku solidifikacije.

b) Mikrostruktura: Smatra sa da je prva faza koja solidificira u ovoj leguri δ-Fe, obogaćen Cr i Ni. Dalje hlađenje uzrokuje nukleaciju γ-Fe u likvidusu bogatom Ni između δ-Fe dendrita. Sa razvojem ove dupleks δ + γ strukture peritektička reakcija L → γ + δ se nastavlja do završetka. Hlađenje zavarenog metala do sobne temperature uzrokuje rast γ-Fe na račun δ-Fe. X-ray spektrometrijska analiza γ, δ i uključaka, slika 44b, ukazuje da ferit bogat Cr rastvara fosfor (jedan od najopasnijih elemenata pri vrućem pucanju), dok je sumpor vezan u uključcima. S obzirom na ovo Mn ima duplu ulogu: kao dezoksidant i apsorber S formirajući MnS. Ako

zavar solidificira direktno u γ-Fe, sav Mn se zadržava u rastvoru i tako ne može spriječiti formiranje FeS po granicama ćelija. Fina dupleks γ + δ struktura zavara nerđajućeg čelika tako čini strukturu finijom i jačom i efikasno spriječava štetne uticaje S i P. Treba istaći da 6 – 8 vol% zadržanog δ-Fe ne bi trebalo prekoračiti na sobnoj temperaturi pošto viši volumni udio reducira duktilnost i žilavost ove legure. S obzirom na ovo Šeflerov dijagram, slika 43b, je koristan vodič za procjenu δ-Fe kao funkcija ekvivalentnog sadržaja Ni i Cr. Količina δ-Fe može biti izmjerena i magnetski ili metalografski. Ako je prisutan i azot onda treba koristiti modifikovan Šeflerov dijagram (DeLong dijagram).

Slika 43: a) 18% Cr presjek Fe-Cr-Ni sistema, b)

Šeflerov dijagram na kojem je označena posmatrana legura, Niekv. = % Ni + 30%C + 0,5%Mn; Crekv. = %Cr + %Mo + 1,5%Si + 0,5%Nb; A – austenit, F – ferit, M -

martenzit

28


Vježba br. 1

Slika 44: a) Ilustracija vrućeg pucanja u austenitnom području zavarenog dupleks nerđajućeg čelika b) STEM-EDX mikroanaliza γ i δ-Fe i uključka

29


Vježba br.2

IDENTIFIKACIJA DEFEKATA I NJIHOVA KLASIFIKACIJA

Svaki diskontinuitet u osnovnoj masi materijala koji negativno utiče na njegovu preradu ili primjenu smatra se greškom. Greške se mogu klasifikovati na više načina. Prema njihovom položaju mogu se dijeliti na površinske i unutrašnje. U površinske greške spadaju lunker, pukotine, hrapavost, ljuske raznih oblika, gnijezda nemetalnih uključaka, otvoreni plinski mjehurovi. Unutrašnjim greškama se može smatrati zona transkristalizacije, zona segregacija. Takve greške su obično posljedica nepravilnog režima livenja.

Uobičajena klasifikacija defekata je na fizičke i hemijske. Fizički su: pukotine, lunker, poroziteti a hemijskim se smatraju segregacije.

1. Lunker

Metal u tečnom stanju ima gustinu manju nego u čvrstom i zbog toga svi metali i njihove legure se skupljaju tokom procesa solidifikacije. U tabeli 1 su date promjene volumena tokom solidifikacije u % za neke metale.

Tabela 1: Skupljanje ili širenje tečnog metala tokom solidifikacije

Kontrakcije materijala prilikom očvršćavanja uzrokuju nastajanje šupljina različitih oblika u soldificiranom materijalu. Na slici 1 je predstavljen tok solidifikacije bakra. Oblast „a” predstavlja kontinuirano skupljanje materijala od temperature livenja do temperature solidifikacije. Oblast „b” predstavlja skokovito skupljanje na temperaturi solidifikacije koje je rezultat razlike u zapremini tečnog i čvrstog materijala uzrokovan različitom gustinom slaganja atoma u tečnom i čvrstom stanju. Stvaranje šupljine prouzrokuje skupljanje u oblastima “a” i “b”.

Slika 1: Promjena specifične zapremine sa temperaturom u

toku solidifikacije Cu

Metal Skupljanje [% ] Al -6,0 Mg -5,1 Zn -4,2 Pd -3,5 Cu -4,1 Ag -3,8 Fe -2,2 Ga +3,2 Bi +3,3

Najjednostavniji slučaj stvaranja šupljine usljed skupljanja je onaj u kojem metal solidificira u kalupu u oblicima predstavljenim na slici 2. Postepena stanja solidifikacije su predstavljena šematski.

Slika 2: Različiti oblici formiranja šupljine u procesu solidifikacije tečnog metala

Zajedničko svim oblicima je da se šupljina počinje formirati sa gornjeg dijela kalupa. Očito je da prisutnost i veličina šupljine zavise od obima do kojeg izotermalna površina, koja odgovara granici solidus – likvidus, postaje konkavna. Konkavnost granice obrnuto zavisi od relativne količine toplote određene u vertikalnom i horizontalnom pravcu. Ako se toplota ne odvodi bočno izotermalna površina je ravna i nema šupljine. Skupljanje je evidentno samo kao razlika u početnom nivou površine tečnog metala i konačnog nivoa površine čvrstog.

31



Obično nije praktično spriječavati bočno odvođenje toplote ali taj efekat se može umanjiti zadržavajući toplotu na vrhu ingota čime se održava vertikalni temperaturni gradijent i rastuća količina toplote koja se odvodi prema dolje. S tim ciljem se i koriste naglavci od vatrostalnog materijala koji slabo provode toplotu ili dodavanje egzotermnih smjesa koje u dodiru sa tečnom fazom izgaraju i oslobađaju toplotu, što onda gornji dio odlivka duže drži u tečnom stanju. Ako se odvođenje toplote odvija sa vrha kao i sa strana i dna formira se potpuno zatvorena šupljina, slika 3.

U praksi gornja ploča koja zatvara šupljinu obično ne zaštićuje šupljinu u punoj mjeri od oksidirajućeg vazduha zbog čega zidovi lunkera oksidiraju. U toku plastične deformacije takav lunker se zbog toga ne može zavariti i taj dio odlivenog materijala se mora baciti. Zbog toga se šupljina nastoji svesti na što manju zapreminu kako bi odbacivanje materijala bilo što manje.

Slika 3: Potpuno

zatvorena šupljina

Slika 4: Šupljine u ingotu

Kombinacija oblika na slikama 2 i 3 je data na slici 4. Šupljine A i B nastaju zato što tečna faza u ovim područjima postaje izolovana od preostale tečne faze prije nego što solidificira i tečna faza nije u stanju da ih ispuni. Generalno, bilo koji dio tečnosti koji je kompletno okružen sa čvrstom fazom će se razviti u poru nakon očvršćavanja.

Metali i legure sa uskim intervalom očvršćavanja, takve kao što su čisti metali ili eutektičke legure, teže da formiraju velike šupljine. Legure sa velikim intervalom očvršćavanja imaju veliku širinu područja u kojem je legura u kašastom stanju. Ovakvi materijali skloni su formiranju malih šupljina po cijeloj zapremini. Tada se za ove materijale kaže da su porozni.

Tehnološke mjere za smanjenje volumena šupljina tokom livenja su: niska temperatura livenja, lagano livenje i držanje glave ingota što duže u toplom stanju.

2. Pukotine

Pukotine su opšti naziv za rasprsnuće u materijalu veoma različitog porijekla. Pukotine mogu nastati solidifikacijom, zagrijavanjem, plastičnom preradom, termičkom obradom ili hladnom preradom.

2.1. Pukotine nastale u toku valjanja

Prevaljanost je vrlo česta greška koja nastaje prilikom valjanja i za posljedicu ima pukotine, slika 5. Prevaljana mjesta nastaju kada dio materijala, koji isprednjači ispod valjaka, se preklopi i utisne na susjednu uglavnom oksidisanu površinu. Zbog oksidisane površine ne dolazi do zavarivanja pa na granici dodira u toku kasnijeg naprezanja dolazi do pucanja. Takođe, prilikom valjanja zbog male tvrdoće legure moguće je utiskivanje stranih tijela u površinu i nastajanje brazdi i ogrebotina koje pri daljnoj preradi mogu da uzrokuju pukotine u materijalu.

Slika 5: Pukotina uzrokovana prevaljanošću

materijala

Slika 6: Pukotina usljed kaljenja

2.2. Pukotine nastale u toku TO1

Pukotine u toku termičke obrade su vrlo česta pojava zbog termičkih naprezanja i naprezanja izazvanih faznim transformacijama. Naprezanja uslijed faznih transformacija nastaju kod preobražaja austenit – martenzit zbog povećanja specifične zapremine (martenzit ima veću specifičnu zapreminu od austenita).

Pukotine uslijed kaljenja su rezultat termičkih naprezanja. Naprezanja se javljaju zbog različite brzine hlađenja površine i unutrašnjeg dijela komada. U početku je površina izložena naprezanju na zatezanje a unutrašnjost

1 TO – termička obrada

32


Vježba br.2

naprezanju na pritisak. Tokom hlađenja doći će do obrnutih procesa. Ukoliko konstrukcioni dio ima nagle promjene presjeka sa oštrim ivicama i uglovima, otvorima i žlijebovima, na tim mjestima se javljaju maksimalna naprezanja. Kod jednostavnih oblika raspodjela naprezanja je uglavnom ravnomjerna i može doći jedino do promjene dimenzija komada zbog povećanja zapremine. Pukotine će nastati ako unutrašnja naprezanja pređu čvrstoću materijala. Mikrostrukturne nehomogenosti (npr. skupine karbida) vode ka lokalnom povećanju naprezanja i stvaranju pukotina. Karakteristika pukotina uslijed kaljenja je njihov zupčasti interkristalni tok, slika 6. Pukotine usljed kaljenja ne moraju uvijek nastati u toku kaljenja ili neposredno nakon njega. One mogu nastati i poslije nekoliko dana ili nedjelja.

2.3. Ostale pukotine

U slučajevima kada gasni mjehur izađe na površinu ili neposredno ispod nje u toku plastične deformacije moguće je da se takav mjehur dobro ne zavari i da dođe do oksidacije unutrašnje površine što kasnije može izazvati nastajanje pukotine na tom mjestu. Karakteristike ove pukotine je okolina obogaćena fosforom, što se može vidjeti nagrizanjem uzorka sa Oberhovovim reagensom. Taj postupak ujedno omogućava da se ova greška razlikuje od onih nastalih pri valjanju ili kovanju, usljed naprezanja, kaljenja i sl., slika 7. Pri većem sadržaju vodika prilikom hlađenja u temperaturnoj oblasti 200oC mogu nastati pukotine usljed naprezanja, slika 8. Vjerovatnoća nastajanja ovih grešaka se povećava uz prisustvo segregacija jer se sumiraju naprezanja zbog prisustva vodika i segregacija. Za kovanje su takođe karakteristične pukotine. Pukotina “kovački krst” je posljedica niske temperature kovanja, slika 9. Legirani čelici su jako osjetljivi na toplu preradu zbog čega svaki tip čelika zahtijeva posebno osvojenu tehnologiju zagrijavanja i prerade, kako bi se izbjegla pojava bilo kakvih defekata.

Slika 9: “Kovački krst”

Slika 7: Pukotina izazvana gasnim mjehurom

Slika 8: Pukotine izazvane prisustvom

vodika

3. Gasni mjehurovi

U razmatranju ponašanja metalnih sistema u kojima su relevantne faze tečna ili čvrsta, skoro se uvijek, pritisak kojemu je izložen sistem može zanemariti. Međutim, kada je jedna od faza gas, pritisak ima jak uticaj na ravnotežni odnos. Važna karakteristika sistema gas-metal sa stanovišta rastvorljivosti gasa u metalu je koncentracija gasa u čvrstom ili u tečnom metalu koja je u ravnoteži sa istim gasom pri poznatom pritisku ili parcijalnom pritisku. Rastvorljivost gasa u metalu, dakle, zavisi od temperature i pritiska i

pokorava se Sivertsovom zakonu koji tu zavisnost definiše kao:

Slika 10:Gasni mjehurovi u ingotu

od neumirenog čelika

metalaiznadGastaKonsmetaluuGas = tanRastvorljivost gasova u tečnim metalima i legurama je veća

nego u čvrstom stanju i raste sa porastom temperature. Ako se metal javlja u više modifikacija svaka modifikacija imaće svoj kapacitet koji odgovara njenoj kristalnoj strukturi. Tehnološki vrlo važan slučaj je rastvorljivost vodika u željezu. Na atmosferskom pritisku 100g tečnog željeza rastvara 27 cm3 vodika, dok u čvrstom stanju na temperaturi topljenja je ta količina upola manja, 13 cm3 vodika. Rastvorljivost gasa tokom očvršćavanja se, dakle, skokovito mijenja. Izdvojeni gasovi se spajaju u gasne mjehurove koji nastoje

33



izaći iz metala penjući se kroz još tečan metal. Zbog toga rastop ključa tj. solidificira neumireno. Svi gasni mjehurovi ipak ne uspiju izaći nego ostaju zarobljeni između transkristala i dendrita, slika 10.

Sika 11: Raspuknuti i oksidisani gasni mjehur blizu ivice kod ugljeničnog

čelika

Ako gasni mjehurovi sadrže redukujuće gasove (npr. vodik), pri dovoljno visokoj temperaturi i pritisku deformacije ovakvi mjehurovi se mogu zavariti. Ukoliko se radi o oksidirajućim gasovima zavarivanje neće biti moguće. Ovo je naročito opasno ukoliko su takvi mjehurovi neposredno ispod površine ingota. Stvaranjem kovarine ili deformacijom mogu se otvoriti kanali koji povezuju gasne mjehurove sa spoljnom atmosferom što izaziva oksidaciju unutrašnjih zidova mjehurova i da zavarivanja ne može doći, slika 11.

Slika. 12: Troslojna

oblast gasnih mjehurova u neumirenom čeliku

Oblik gasnih mjehurova je ovalan ili eliptičan i po tome se mogu razlikovati od oštrouglo oivičenih mikrolunkera. Za pukotine nastale uslijed prisustva gasnih mjehurova na površini su karakteristična grananja što omogućuje da ih se razlikuje od prevaljanih ili prekovanih mjesta ili pukotina uslijed naprezanja.

Prisustvo gasnih mjehurova u ingotu takođe doprinosi smanjenju zapremine lunkera i povećanju poroznosti materijala. Na broj, veličinu i raspodjelu gasnih mjehurova utiču: temperatura livenja, sastav rastopa, sastav atmosfere i uslovi očvršćavanja. Što je viša temperatura livenja to će se više gasa rastvoriti i veća je mogućnost stvaranja veće količine gasnih mjehurova. Ukoliko je rastop tečniji to će gasni mjehurovi lakše napuštati metal i njihov broj će biti manji. Tehničke mjere za spriječavanje nastanka gasnih mjehurova su: topljenje i livenje u vakuumu, niska temperatura livenja, polagano očvršćavanje, povoljan sastav rastopa, produvavanje rastopa inertnim gasovima, dodatak dezoksidacionih sredstava.

4. Segregacije

Pod pojmom segregacije podrazumijeva se svako razmješavanje u talini, čija je posljedica lokalno obogaćivanje (pozitivne segregacije) ili osiromašenje (negativne segregacije) hemijskim elementima koji ulaze u hemijski sastav taline. Neravnomjerna raspodjela legirajućih i pratećih elemenata je nepoželjna jer može značajno narušiti kvalitet gotovog proizvoda. Segregacije se mogu javiti na nivou kristalnog zrna, tzv. mikrosegregacije, ili na nivou čitave zapremine odlivka, tzv. makrosegregacije. Zbog različite rastvorljivosti taline (likvidusa) i kristala (solidusa) za legirajuće i prateće elemente javlja se najprije razmješavanje u homogenoj talini za vrijeme solidifikacije (primarne segregacije). Ove segregacije nakon završene solidifikacije zbog postojeće koncentracione razlike utiču na dalje fazne preobražaje (sekundarne segregacije).

U pravilu, segregacije koje nastaju iz tečne faze javljaju se po granicama zrna nakon solidifikacije i kontrolisane su difuzijom, jer granice zrna kao dvodimenzionalni defekti kristalne rešetke imaju veći afinitet prema rastvorenim stranim atomima. Segregacije po granicama zrna, koje se nazivaju i samo segregacije, se zbog toga difuzionim žarenjem na visokim temperaturama mogu jednim dijelom ukloniti, jer je entropija ravnotežne raspodjele između granica i matriksa povoljna.

4.1. Procesi razmješavanja za vrijeme solidifikacije

Odnosi koncentracija za vrijeme solidifikacije se mogu utvrditi preko odgovarajućih dijagrama stanja. Za pojednostavljeni opis primarnih solidifikacija tok solidus i likvidus linije se smatra linearnim, slika 13. U toku solidifikacije homogene taline sa koncentracijom co najprije se formira kristal koncentracije cso, koji sa talinom sastava cLo = co stoji u ravnoteži. Neposredno na frontu solidifikacije, fazna granica između taline i kristala, javlja se koncentracioni skok, odstupanje od stvarnih koncentracija solidusa na koncentracije likvidusa (konode). Koncentracioni odnos se opisuje ravnotežnim koeficijentom raspodjele ko, slika 14, koji predstavlja odnos koncentracija solidusa i likvidusa cS/cL kao mjere rastvorljivost osnovnih metala za druge elemente:

34


Vježba br.2

L

So c

ck =

Slika 13: Dijagram stanja dvofaznog sistema A – B sa potpunom rastovrljivošću u

čvrstom i tečnom stanju i koncentracioni profil na faznoj granici

Recipročna vrijednost ravnotežnog koeficijenta raspodjele se daje kao koeficijent segregacije 1/ko kao tendencija razmješavanja, tabela 2:

Tabela 2: Koeficijent segregacije za različite elemente u željezu

Hemijski element Koeficijent segregacije 1/ko

Željezo 1 Nikl 1,2

Mangan 1,3 Ugljik 2 Krom 4 Fosfor 5

Molibden 6 Sumpor 8 Arsen 42

4.2. Model kojim se predstavlja nastajanje (blokovskih) segregacija

Osnova za opisivanje toka solidifikacije se predstavlja najjednostavnijim slučajem dijagrama stanja dvofaznog sistema: potpuna rastvorljivost u tečnom i potpuna rastvorljivost u čvrstom stanju. Kombinacijom mogućih mehanizama izmjena koncentracija difuzijom u kristalu, kao i difuzijom i konvekcijom u talini moguća su četiri načina razmješavanja za vrijeme solidifikacije, tabela 3.

Tabela 3: Moguće kombinacije difuzije i konvekcije u toku

procesa solidifikacije koje dovode do segregacija Talina Kristal Model

Difuzija Konvkecija Difuzija 1 X X X 2 X X - 3 X - - 4 X (X) -

X moguće (X) ograničeno moguće - nije moguće

Model 1 pretpostavlja da se u talini odvijaju i difuzija i konvekcija a da je u kristalu moguća samo

dfiuzija. U ovom idealnom slučaju izjednačavanje koncentracije je potpuno i segregacije se ne javljaju. Nakon završene solidifikacije odliveni blok pokazuje homogenu polaznu koncentraciju taline.

Međutim, u praksi procesi solidifikacije nisu praćeni dovoljnom difuzijom hemijskih elemenata da bi se moglo postići potpuno izjednačavanje koncentracije. Zbog nedovoljne difuzije u kristalu (model 2), sadržaj legirajućih ili pratećih elemenata u talini raste. Po završetku procesa solidifikacije izražene su segregacije.

Treći model pretpostavlja samo odvijanje difuzije u talini, zbog toga se ispred fronta soldifikacije formira koncentracioni pik (Helmholcov sloj). I četvrti model koji pretpostavlja slabu difuziju u kristalu i

35



ograničenu konvekciju i neograničenu difuziju u talini je najbliže realnom stanju procesa solidifikacije u praksi u livenim blokovima i gredicama.

Na slici 14 je predstavljen koncentracioni profil segregirajućih elemenata od kraja bloka do jezgra po sva četiri modela.

Slika 14: Koncentracioni tok segregirajućih elemenata od ruba

odlivenog bloka do jezgra za modele solidifikacije od 1 do 4

4.3. Segregacije u slučaju dendritne solidifikacije

Od posebnog značaja za većinu odlivaka je karakteristična dendritna solidifikacija. U zavisnosti od uslova hlađenja na frontu solidifikacije moguć je potpuni rast jednog kristala u talinu. Rast izbočine, paralelno odvođenju toplote je povezan sa obogaćivanjem okolne taline segregirajućim elementima, tako da se na dijagramu stanja odgovarajuća temperatura likvidusa, TL, značajno snižava. Rast kristala u formi dendritnih grana se odvija u smjeru najvećeg odvođenja toplote, kada je obogaćivanje ispred dendritnog vrha kao i tamo gdje je oslobođena toplota kristalizacije najviša. Obogaćena preostala talina ostaje tako zatvorena između dendritnog stabla i njegovih grana. Koncentracija legirajućih elemenata raste od jezgra dendritnog stabla i grana prema vani za ostatak taline. Nakon solidifikacije postoje područja niže (dendriti) i više (područje ostatka taline – međudendritni prostor) koncentracije legirajućih i pratećih elemenata neposredno jednih do drugih. Takav koncentracioni tok u kristalima, odnosno kristali su poznati pod imenom zonski mješoviti kristali, slika 15. Što se sporije odvija solidifikacija to je grublja dendritna solidifikacija. Već formirani dendriti u toku solidifikacije se mogu mijenjati. Tanke dendritne grane bočnih površina i vrha dendrita se mogu rastvoriti. Motorna sila tog procesa je različit aktivitet u zavisnosti od veličine dendrita. Kada se rastvaranje desi na mjestima spajanja sa drugom granom, nastali slobodni i u talini plivajući kristal, koji se rastvara djeluje kao klica koja može rasti u konačan kristal ili potpuno se rastvoriti u talini. Ova klica za topljenje treba toplotnu energiju koju povlači iz taline tako da se predgrijavanje snižava.

Slika 15: Tok solidifikacije odnosno tok

koncentracija legure sa 1% C

Slika 16: Šematsko predstavljanje formiranja granica zrna u

toku primarne austenitne (a) i primarne feritne solidifikacije (b)

Za primarno solidificirani austenitni čelik oko dendritnog skeleta formira se granica austenitnog zrna, slika 16a, dok kod primarne feritne solidifikacije normalizacionim žarenjem u austenitnu strukturu granica austenitnog zrna se postavlja paralelno sekundarnim dendritnim granama, tj. poprečno kroz dendritna stabla, slika 16b.

36


Vježba br.2

4.4. Makrosegregacije

4.4.1. Segregacije gasnih mjehurova Fenomen, koji se javlja u blokovima neumireno odlivenih čelika, je segregacija gasnih mjehurova

pratećih elemenata u čeliku. Tokom solidifikacije smanjuje se stepen rastvorljivosti gasova kao što su: kisik, vodik i azot u talini, zbog čega se ovi gasovi oslobađaju na frontu solidifikacije. Kisik reaguje sa jednim dijelom postojećeg ugljika u čeliku formirajući CO. Ovaj CO-gasni mjehur za vrijeme solidifikacije može ostati zarobljen u čeliku što dovodi do formiranja vanjskih i unutrašnjih vijenaca gasnih mjehurova, slika 17.

Slika 17: Šematski prikaz presjeka odlivenog bloka sa

segregacijama gasnih mjehurova

4.4.2. Gravitacione segregacije Ova vrsta segregacija je uzrokovana razmješavanjem uslijed različite specifične gustine hemijskih

elemenata. Tako padaju odvojeni ili slobodno u talini formirani kristali, koji imaju veću specifičnu gustinu nego talina, na dno odlivenog bloka i formiraju tzv. „konusni nasip” ili u slučaju konti liva padaju na donju ljusku.

4.4.3. V - i A – segregacije A – segregacije, takođe zvane linijske nakupine ili „linije

duhovi” nalaze se u dendritnim zonama bloka blizu granice konusnog nasipa i predstavljaju mjesta bogata sumporom i fosforom. V segregacije se javljaju u zoni jezgra bloka u vidu niza duž ose bloka, slika 18.

Slika. 18: Segregacioni uzorak u ingotu od umirenog čelika

A – segregacija nastaju tako što formirani risevi tokom skupljanja već solidificiranog bloka se djelimično ispunjavaju obogaćenom talinom (segregacije riseva).

4.4.4. Obrnute blokovske segregacije

Ponekad se suprotno uobičajenom, povišena koncentracija legirajućih i pratećih elemenata javlja u rubnom području. Ta pojava je poznata pod imenom obrnute blokovske segregacije i objašnjava se formiranjem riseva usljed oscilovanja već kristalizirane ivične zone, u kojoj legirajućim elementima obogaćeni ostatak taline uz pomoć pritiska stuba tečnosti kapilarnim djelovanjem bude uvučen u unutrašnjost.

4.5. Segracije na konti livu

Osnove procesa nastajanja mikrostrukture konti liva i odlivenog bloka su uporedljive. Brzina hlađenja na konti livu je veća nego u slučaju livenja blokova. Isto tako, struktura šipke konti liva je u uzdužnom kao i u poprečnom pravcu ravnomjernija nego kod konvencionalno odlivenih blokova. Kod konti liva u sredini gredice se javljaju makrosegregacije. Apsorbuje li se koncentracioni profil ugljika preko poprečnog presjeka gredice, u sredini gredice se javlja koncentracioni maksimum i nekoliko milimetara dalje takođe i koncentracioni minimum. Takva vrsta segregacija može imati nekoliko objašnjenja. Na primjer, ove makrosegregacije mogu biti uzrokovane procesima usisavanja, preko „segregacija zonskog topljenja” i preko vanjskih promjena oblika (prolaz žile između valjaka). Može se pojaviti i visoka koncentracija sumpora, koja dovodi do povišenog sadržaja nemetalnih uključaka (mangansulfida).

37

metal1

Cross-Out

metal1

Cross-Out



Na slici 19 je data rastojanje sekundarnih dendritnih grana kao funkcija vremena solidifikacije. Pokazalo se, da rastojanje sekundarnih grana varira približno sa trećim korijenom iz lokalnog vremena solidifikacije. Lokalno vrijeme solidifikacije je funkcija brzine rasta, temperaturnog gradijenta, i sadržaja legirajućih elemenata. Rastojanje sekundarnih grana je važno, jer ono određuje rastojanje izlučevina ili pora i na ovaj način značajno utiče na mehaničke osobine legure u livenom stanju.

Ponekad su ove „crne fleke” i sa legirajućim elementima obogaćene

(pozitivne segregacije), koje mogu izazvati snižavanje kritične brzine hlađenja. Ove centralne segregacije se mogu utvrditi Baumanovim otiskom, slika 20, kao i metodom nagrizanja, slika 21. Teškoće se javljaju kada se segregacije javljaju zajedno sa specifičnom greškom, kao što su npr. centralne segregacije u kombinaciji sa unutrašnjim pukotinama. Na konti livu manjih dimenzija čelika sa 1% Cr i 1 % C segregacije se ne mogu izbjeći. Centralne segregacije neumirenih predblokova konti liva se mogu odstraniti naknadno dugotrajnim homogenizirajućim žarenjem. U slučaju čelika sa višim sadržajem Mn i nižim sadržajem ugljika za izradu limova segregacije mangana predstavljaju problem.

Slika 19: Rastojanje sekundarnih dendritnih grana kao funkcija

vremena solidifikacije

Slika 20: Baumanov otisak – centralne

segregacije

Slika 21: Otkrivanje centralnih

segregacija metodom nagrizanja

Slika 22: Predstavljanje profila segregacija na odlivenom bloku i umirenom

i neumirenom konti livu Slaba konvekciju zbog mirne solidifikacije konti liva se može poboljšati miješanjem. Tehnički su

dovoljni elektromagnetni postupci induktivnog i konduktivnog miješanja kao i konti liva sa rotirajućom kokilom. Poboljšanjem konvekcije se poboljšava izjednačenje koncentracije i snižava predgrijavanje taline.

38


Vježba br.2

Željena globularna zona jezgre se značajno povećava uvođenjem postupka miješanja, jer se dendritni vrhovi lome i ostaju u talini. Nakon uvođenja miješanja na konti livu uočeno je značajno snižavanje centralnih segregacija, slika 22. Pri tome se zadržava zahtijevani kvalitet područja blizu površine. Miješanje, s druge strane, često uzrokuje negativne segregacije (osiromašenje), tzv. „bijele trake”. Lokalno osiromašenje rezultira iz nastajanja koncentracionih pikova sa kojima su povezani kratkovremenski prijelazi od modela solidifikacije bez konvekcije ka modelu sa konvekcijom (model 2 i 3).

Sljedeće mjere poboljšavaju profil segregacija u žili. Manjim stepenom deformacije (meka –redukcija) može se dodatno spriječiti formiranje makrosegregacija i lunkera u području tzv. špiceva tečnog kratera. Posebno kod mini blokova se time mogu minimizirati segregacije, jer kod njih za vrijeme solidifikacije se spriječava ponovno tečenje taline (formiranje mosta) sa dva fronta rastućih dendrita.

4.6. Kristalne segregacije

Za ocjenu nivoa kristalnih segregacija se mogu koristiti slijedeći kriteriji: 1. veličina intervala solidifikacije i nagiba solidus i likvidus linije, tj. preko faznih dijagrama

prethodno data sklonost razmješavanju (koeficijent raspodjele), 2. koeficijent difuzije pratećih elemenata u čvrstom i tečnom stanju, 3. uslovi solidifikacije.

4.6.1. Uticaj kristalnih segregacija na osobine čelika Uticaj kristalnih segregacija na osobine čelika na mikorskopskom i makroskopskom nivou je dat u

tabeli 4. Tabela 4: Uticaj kristalnih segregacija na osobine materijala

na mikroskopskom i makroskopskom nivou Osobine na mirkoskopskom nivou Osobine na makroskopskom nivou

Difuzivnost Sposobnost oblikovanja Rast zrna Mehaničke osobine

Temperature preobražaja Termičko istezanje Kinetika preobražaja Naponska stanja

Mikrotvrdoća Vučenje Topljenje Otpornost lomu

Otpornost na koroziju Magnetne osobine Uticaj kristalnih segregacija je posebno jasno izražen npr. pri oblikovanju na hladno u presama u

obliku cik-cak pukotina, slika 23, kada se kritična brzina hlađenja tako jako snizi zbog lokalnog obogaćenja hemijskim elementima, da uslijedi transformacija u martenzit.

Slika 23: Cik-cak pukotine

4.6.2. Uklanjanje kristalnih segregacija Suprotno blokovskim segregacijama, kristalne segregacije se mogu umanjiti difuzionim žarenjem.

Iako je difuziono žarenje često korisno, samo po sebi ne bi trebalo primjeniti samo žarenje na odliveni blok, jer kod grubozrnatog primarnog zrna difuzioni put može biti suviše dug što znači da se vrijeme žarenja značajno produžava. Zbog toga se materijal generalno prvo oblikuje na toplo pa se tek onda izvodi difuziono žarenje. Kod konstantne temperature žarenja uz prethodnu deformaciju vrijeme žarenja može biti kraće što je stepen deformacije bio veći.

Potrebno vrijeme žarenja se određuje prema stepenu segregiranja, koji se može tolerisati nakon žarenja, brzini difuzije elemenata koji segregiraju (=f (T)) i prema dužini difuzionog puta (rastojanja između koncentracionih maksimuma = f(stepen deformacije). Nakon difuzionog žarenja potrebno je najmanje jedno normalizaciono žarenje kako bi se dobila finozrnasta struktura. Skupi postupak difuzionog žarenja sa vremenom žarenja od nekoliko sati opravdano je primjeniti jedino na visokovrijedne konstrukcione dijelove i materijale (kao što su npr. alatni čelici).

39



4.7. Sekundarne segregacije

Primarne kristalne segregacije koje su nastale prolaskom kroz dvofazna područja likvidus/solidus daljim hlađenjem čelika ili držanjem u određenom temperaturnom području mogu dovesti do razmješavanja ugljika u čvrstom stanju. Toplom deformacijom se dendriti i međudendritni prostor izdužuju u pravcu deformacije, pri čemu vrijednost izduženja zavisi od stepena deformacije. Mjesta povišene koncentracije (međudendritni prostor) nisu više u obliku fleka ili mreže nego se javljaju u linijskom ili trakastom obliku. Zbog neravnomjerne raspodjele pratećih elemenata i ugljika dobije se i neravnomjerna sekundarna mikrostruktura.

4.7.1. Uticaj legirajućih elemenata na razmješavanje ugljika pri kontinuiranom hlađenju (ćelijska mikrostruktura)

Ispitivanjem na mikroskopu toplo deformisanog podeutektoidnog čelika vrlo često je ustanovljeno da feritno – perlitna sekundarna mikrostruktura pokazuje trakasto uređenje u pravcu deformacije. Ova pojava je direktno rezultat primarnih segregacija, slika 24.

Za vrijeme hlađenja homogenog austenita u dvofaznom području (γ + α), zbog manje energije aktivacije, formiranje klica proeutektoidnog ferita i njihov rast se odvija već na granicama austenitnog zrna. U slučaju nehomogenog austenita tj. kristalnih segregacija legirajućih elemenata transformacija austenita se odvija na drugačiji način, slika 25.

Trakasta mikrostruktura će uzrokovati lokalne razlike u temperaturi tačke A3. U sistemu Fe – Fe3C razlikuju se

podeutektoidni čelici po legirajućim elemenatima koji proširuju austenitno područje, tj. sa rastućom koncentracijom snižava se temperature tačke A3, ili ga sužavaju, tj sa rastućom koncentracijom raste temperatura tačke A3 Elementi koji sužavaju austenitno odnosno proširuju feritno područje i podižu temperaturu tačke A3 su: Si, Mo i Cr. Hlađenjem austenita u području (γ + α), u kojem je ugljik homogen, ali legirajući i prateći elementi imaju nehomogenu raspodjelu, proeutektoidni ferit se formira prvo u području ili traci povišene koncentracije legirajućih elemenata, koji povisuju temperaturu tačke A3. U području povišene koncentracije legirajućih elemenata, međudendritnog područja, ne postiže se potrebna vrijednost temperature tačke A3 prije nego u dendritima. Ugljik difundira na frontu reakcije austenit/ferit u području ili trakama, koje se u primarnoj mikrostrukturi sastoje iz dendrita. Tako se austenit iz međudendritnog područja transformiše u ferit a austenit

Slika 24: Feritno – perlitna sekundarna

trakasta mikrostruktura normaliziranog čelika Ck35

Slika 25: Nastajanje trakaste mikrostrukture u toku kontinuiranog hlađenja

uslijed segregiranja Si

Slika 26: Šematsko predstavljanje feritno – perlitne mikrostrukture: a) Si –

trakavost, b) Mn - trakavost

40


Vježba br.2

dendritnog područja u perlit. Tokom tople deformacije i bez naglog hlađenja tako nastaju feritno–perlitne mikrostrukture. Ova vrsta trakavosti je takođe poznata kao „Silicijumova trakavost”, slika 26a.

Elementi koji proširuju austenitno područje kao što su Mn i Ni snižavaju temperaturu tačke A3. Izlučivanje proeutektoidnog ferita počinje u području ili traci snižene koncentracije ovih elemenata u dendritima, dok suprotno tome područja traka više koncentracije legirajućih ili pratećih elemenata (međudendritno područje) imaju višu temperaturu tačke A3. Na mjestima višeg sadržaja Mn i Ni austenit se transformiše u perlit, dok se dendritno područje transformiše u ferit. Ova vrsta trakavosti se naziva „Manganovom trakavosti”, slika 26b. O kojoj vrsti trakavosti se radi može se utvrditi metalografski preko položaja nemetalnih uključaka, koji se skoro svi bez izuzetka formiraju u zaostaloj talini. Pa npr. ako se sulfidi nalaze unutar feritne trake radi se o Silicijumovoj trakavosti.

Kod nadeutektoidnih čelika takva vrsta razmješavanja ugljika se ne može dokazati, pošto su austenitne granice zrna kao mjesta izlučivanja proeutektoidnih karbida naspram zona segregacija jako favorizovane.

4.7.2. Uticaj trakaste mikrostrukture Trakasta mikrostruktura uzrokuje anizotropiju osobina. Teškoće se posebno mogu javiti kod

obrade skidanjem strugotine i nepovoljne mehaničke osobine pri normalnom i poprečnom opterećenju. Negativan uticaj kristalnih segregacija se može ublažiti preko formiranja mikrostrukture bez traka

ili mikrostrukture siromašne trakama ciljanim uvođenjeme takve kombinacije hemijskih elemenata koji proširuju feritno ili austenitno područje ili odgovarajućom termičkom obradom. Tako postoje dvije mogućnosti: ubrzano hlađenje i difuziono žarenje.

4.7.2.1. Kombinacija feritnih i austenitnih legirajućih elemenata Pomjeranje temperature tačke A3 u međudendritnom području naspram dendritnog područja može

se spriječiti kada se uticaj feritnih elemenata kompenzira kroz austenitne. Tako se razmješavanje ugljika više neće odvijati pri hlađenju ispod linije A3. Odlučujuće za kombinaciju elemenata su maseni udjeli i koeficijent segregiranja. Ovaj efekat se posebno koristi za sadržaj Mn i Si u čelicima za poboljšanje.

4.7.2.2. Ubrzano hlađenje Pri formiranju feritne trake iz nehomogenog austenita ugljik difundira od fronta preobražaja. Ovo

razmješavanje se može spriječiti ubrzanim hlađenjem. Vođenje temperature mora biti tako izabrano, da se formiranje ferita postavi u redove koji nose transformaciju, prije nego što uslijedi obogaćivanje ugljikom iz područja koje treba da se transformiše, zbog napredovanja formiranja ferita. U principu ovaj brzi preobražaj se može postići i izotermalnim i kontinuiranim hlađenjem. U slučaju bezdifuzionog preobražaja iz austenitnog područja difuzija ugljika je u potpunosti spriječena i time je razmješavanje potisnuto (značajno smanjenje prisustva traka uz značajno povećanje tvrdoće), što se često koristi da bi se dobila feritno-perlitna mikrostruktura bez traka ili sa vrlo malo traka. Za ovaj slučaj mora se izabrati takva brzina kontinuiranog hlađenja koja će dovoljno jako spriječiti difuziju ugljika i sigurno transformisati austenit u feritno–perlitnu mikrostrukturu. Na slici 27 su te brzine označene na kontinuiranom dijagramu CCC nelegiranog čelika za poboljšanje Ck45 za različite prečnike šipke.

Na ovaj način postignuto uklanjanje ili smanjenje trakaste mikrostrukture je reverzibilno, tj. ponovnom austenitizacijom i sporim hlađenjem trake se mogu obnoviti.

Slika 27: CCC dijagram čelika Ck45 sa krivima hlađenja za različite prečnike

šipke

41



4.7.3. Uticaj legirajućih elemenata na razmješavanje ugljika prilikom žarenja u dvofaznoj oblasti ferit - karbid

Ispitivanja modela Si-Cr-Mn-Mo-Ni su pokazala da kod popuštanja ispod temperature tačke Ac1 nastali karbidi su stabilni, pošto mješoviti kristali imaju više koncentracije ovih elemenata, kojima su obogaćeni karbidi. U području, u kojem je prisutno lokalno obogaćenje elementima, aktivitet ugljika je snižen, karbidi su stabilni. Suprotno tome na mjestima gdje se prethodno nalaze legirajući elementi koji povisuju aktivitet ugljika, karbidi su nestabilni i rastvaraju se. Oslobođeni ugljik tada difundira prema području više koncentracije („uzbrdo difuzija”) u kojem su prisutni legirajući elementi, koji snižavaju njegov aktivitet. Razmješavanje ugljika je posljedica zadržavanja legirajućih elemenata u matriksu željeza zbog njihove relativno neznatne brzine difuzije. Motorna sila za difuziju je pad aktiviteta a ne kako se u Fikovom zakonu pojednostavljeno uzima pad koncentracije. Time poslije solidifikacije u međudendritnom području koncentrisani legirajući elementi Cr, Mn i Mo će favorizovati formiranje karbida. Karbidi u zoni siromašnoj legirajućim elementima (dendriti) se rastvaraju i kristaliziraju prilikom oblikovanja na već u zonama obogaćenim legirajućim elementima (međudendritni prostor) formiranim karbidima.

4.7.4. Uticaj legirajućih elemenata na razmješavanje ugljika u dvofaznom području austenit - karbid

Pored karakteristične feritno–perlitne trakaste mikrostrukture u podeutektoidnim čelicima u alatnim čelicima može doći do formiranja neželjenih karbidnih traka ili karbidne mreže, koja može dovesti do osipanja (kidanja) finih noževa, pretjeranog ili neravnomjernog vučenja i pukotina usljed kalenja. Karbidni nizovi su rezultat nastajanja ledeburitnog jezgra ili mreže u međudendritnom prostoru za vrijeme solidifikacije zbog nastajanja kristalnih segregacija. Toplom deformacijom karbidna mreža se može razbiti i manje ili više razvući u smjeru deformacije. Karbidna mreža može nastati i zbog razmješavanja ugljika prilikom zadržavanja u dvofaznom području austenit - karbid. Hlađenjem nadeutektoidnog čelika iz homogenog austenitnog područja u dvofazno područje austenit – karbid proeutektoidni karbidi se prvenstveno izlučuju po granicama austenitnog zrna. Povećanjem brzine hlađenja karbidi se izlučuju u igličastoj formi (Widmanštetenov oblik mikrostrukture). Popuštanjem martenzitne mikrostrukture odvija se neravnomjerna raspodjela rastvorenih karbida. Nastalo razmješavanje ugljika ima dva uzroka:

1. Nehomogena raspodjela legirajućih elemenata mijenja rastvorljivost ugljika u austenitu; mangan povisuje rastvorljivost ugljika u austenitu a silicijum snižava.

2. Razmješavanje ugljika rezultira iz različite stabilnosti karbida u pojedinim područjima kao posljedica obogaćenja legirajućim elementima.

Pošto se razmješavanje ugljika podeutektoidnog čelika u području ferita i karbida određuje kroz stabilnost karbida, prilikom žarenja nadeutektoidnog čelika u faznom polju austenit – karbid djeluje i aktivitet ugljika u austenitu, kao i stabilnost karbida, pri čemu su ova dva uticaja suprostavljena jedan drugom.

Silicijum snižava rastvorljivost ugljika u austenitu. U područjima bogatim silicijumom je niži sadržaj ugljika ali je viša koncentracija karbida. S druge strane silicijum povećava aktivitet ugljika zbog čega su karbidi nestabilni i rastvaraju se.

Mangan povisuje rastvorljivost ugljika u austenitu. U međudendritnom području bogatom manganom je viši sadržaj ugljika ali je niža koncentracija karbida. Opet, mangan snižava aktivitet ugljika zbog čega se javlja nagomilavanje karbida. Ispitivanja modeliranjem su pokazala da je uticaj legirajućih elemenata na rastvorljivost ugljika u austenitu prikriven stabilizirajućem djelovanjem karbida, tabela 5.

Tabela 5: Uticaj legirajućih elemenata na rastvorljivost, aktivitet i formrianje karbida u

međudendritnom području nadeutektoidnog čelika Mn Si Cr Mo Ni

Rastvorljivost ugljika + - - - + Aktivitet ugljika - + - - + Formiranje karbida u međudendritnom području + - + + -

42

Vježba br. 3

METODE MAKROISPITIVANJA

Makroispitivanjem se ispituje površina uzorka pri povećanju do 30x ili golim okom. Makroispitivanje daje informacije o veličini zrna, dendrita, linijama tečenja, segregacijama, nemetalnim uključcima, dubini razugljenisanog sloja, dubini otvrdnutog sloja, poroznosti, prevaljanosti, površinskim naprslinama i sl.

1. Priprema uzorka za makroispitivanje

Za hladno rezanje uzoraka se uglavnom koriste pile, rezne ploče ili plamenici ako se radi o rezanju velikih komada. Iz blumova vruće valjanih proizvoda makrouzorci se obično uzimaju blizu kraja komada. Kod uzorkovanja iz kovanih i presovanih proizvoda veoma je važan smjer uzorkovanja tj. da li se uzorak uzima poprečno ili uzdužno na smjer valjanja. Uzorak iz zavarenog spoja se uzima normalno na pravac zavarenog spoja da bi se uočilo prodiranje zone zavara, zone zavarivanja i mikrostruktura. Iz odlivaka uzorci se uzimaju na mjestima za koja se pretpostavlja da bi mogla sadržavati defekte.

Ako je riječ o uzorcima većih dimenzija (npr. većim od 200 x 200 mm) oni se obično obrađuju na strugu ili blanjalici. Nakon obrade, površina se brusi i čisti odgovarajućim rastvaračima kako bi se uklonile masti, ulja ili druge nečistoće na površini koje mogu uzrokovati nejednoliko nagrizanje i pogrešnu interpretaciju rezultata.

U zavisnosti od cilja ispitivanja uzorak se može pripremiti samo do prvog stepena brušenja. Ukoliko se žele pouzdaniji rezultati ispitivanja uzorak se mora i polirati. Nakon nagrizanja površina je obično prekrivena tamnim talogom i zato se uzorci odmah peru pod mlazom tekuće vode, zatim alkoholom i suše u struji zraka. Rastvor od jednog dijela fosforne kiseline i jednog dijela vode kojem se doda malo šećera može se koristiti za pranje nagrižene površine.

Nagrizanje uzoraka se radi u posudama koje moraju biti potpuno otporne na nagrizanje reagenasa. Manji komadi se mogu nagrizati u staklenim ili porculanskim posudama koje se obično koriste u laboratorijama. Veći komadi se tretiraju u nekorodirajućim legiranim posudama, keramičkim, gumenim ili drvenim tankovima. Važno je da je posuda dovoljno velika da se uzorci međusobno ne dodiruju, ili sa samom posudom ako je metalna, jer u protivnom dolazi do elektrolitičkih spojeva kontaktom dva metala u elektrolitu što uzrokuje nejednakomjerno i nerealno nagrizanje.

Vrijeme nagrizanja zavisi od mnogo faktora kao što su: metoda proizvodnje čelika, toplotni tretman legirajućih elemenata, priprema površine i sl. Ukoliko je uzorak suviše nagrižen dobije se vrlo tamna površina koja može biti uzrok pogrešne interpretacije rezultata, pa se uopšteno može reći da svjetlija površina daje realnije rezultate.

2. Metode makroispitivanja

Metode makroispitivanja se dijele na: - metode makronagrizanja: - duboko nagrizanje

o razvijanje opšte makrostrukture o metode uzimanja otiska

- metode prijeloma

2.1. Metode makronagrizanja

Na slici 1 su šematski dati primjeri grešaka koje mogu biti vidljive nakon makronagrizanja.

2.1.1. Duboko nagrizanje Metodom dubokog nagrizanja može se utvrditi postojanje: riseva, pukotina, segregacija,

razugljenisanog sloja, odrediti dubina otvrdnutog sloja (otvrdnjavanje može biti preko cementacije, nitriranja ili hladne deformacije), prisustvo nemetalnih uključaka. Sredstva za duboko nagrizanje koja se najčešće koriste su data u tabeli 1.

43



Slika 1: Klasifikacija grešaka prema ASTM-u A 317-S4 koje su vidljive nakon makronagrizanja

TABELA 1: Sredstva za duboko nagrizanje Sredstvo za nagrizanje

Voda [cm3]

H2SO4 [cm3]

HCL [cm3] Napomene

1. 80 – 90 20 – 10 - Srednje jako nagrizajuće sredstvo 2. 50 - 50 Jako destruktivno i opasno 3. 6 3 1 Propisano ASTM-om za Cr-Ni čelike 4. 1 3 9 Za čelik za šine 5. 4 1 5 -

Sredstvo 2 je sredstvo koje se najčešće koristi. Obično se upotrebljava na temperaturi od oko 80oC. Vrijeme nagrizanja je od 20 do 40 minuta. Nagrizanje se prekida sa pojavom prvih kontrasta na probi. Sredstvo 3 se često koristi kao zamjena za sredstvo 2. Otkrivanje makrostrukture je jasnije i manje je korodiranje uzorka. Sredstvo 4 se koristi u ključalom stanju u vremenu od oko dva sata. Sredstvo 5 se koristi takođe u ključalom stanju od 10 do 45 minuta.

Sredstva za duboko nagrizanje se vrlo često koriste i za otkrivanje vlakana deformisanih legura, slika 2. Ravno izbrušeni komad se nagriza u srednje koncentrovanim mineralnim kiselinama kao što su solna, sumporna, fluorovodonična i sl., ali na povišenim temperaturama od 50o do 80oC. Vrijeme nagrizanja je 24 sata.

Slika 2: Linije tečenja procesa nastale tokom

plastične prerade prepoznatljive kao segregacije fosfora, Oberhovov reagens

Sredstva koja se koriste sa ovim ciljem imaju karakter sredstava za mikronagrizanje. Ova sredstva su manje destruktivna i omogućavaju posmatranje znatno više fenomena. Kao rastvarači se koristi voda i alkohol. U tabeli 2 su data najčešće korištena sredstva za razvijanje opšte makrostrukture.

Sredstvo 10 se obično koristi za uzorke uzdužnog presjeka za detekciju nekih tipova segregacija, pukotina, rekristalizacionih pojava, zavarenih spojeva. Nagrizanje traje od 1 do 3 minute.

Tabela 2: Sredstva za opšte razvijanje makrostrukture Rastvarač Sredstvo za

nagrizanje Voda [cm3]

Alkohol [cm3]

HNO3 [cm3]

Pikrinska kiselina [cm3]

Drugi dodaci

1. 75-98 - 2 – 25 - - 2. 100 - - 0,5 - 3. 100 - - - 1 g J i 2 g KJ 4. 100 - - - 10 g Fe(III) hlorida 5. - 100 5 - - 6. - 100 - 3 - 7. - 100 4 - 5 - 1 kap HCl 8. - 100 - - 10 g J 9. - 100 - - 10 cm3 (n/10)J

10. 100 - - - 10 – 20 g amonijum persulfata (NH4)2S2O8

44


Vježba br. 3

2.1.2. Površinsko nagrizanje Ovom metodom se otkriva primarna makrostruktura preko segregacija fosfora jer on ima najmanji

koeficijent difuzije u željezu od svih rastvorenih elemenata. Fosfor ostaje u onom obliku i na mjestima u kojima se zatekne u momentu kristalizacije bez obzira na kasnije transformacije u čvrstom stanju. Tako kristalne grane koje nastaju u međufaznoj oblasti likvidus – solidus i koje napreduju u pravcu tečnosti bez fosofora su kristali željeza dok je međudendritni prostor obogaćen fosforom.

Slika 4: Segregacije P u čeličnom zavrtnju; Oberhovovo sredstvo za

nagrizanje, 1:1

Slika3: Segregacije P u čeličnom zavrtnju;

Heyn-ovo sredstvo za nagrizanje, 1:1

Sredstva za površinsko makronagrizanje se mogu podijeliti u tri grupe:

• neutralna sredstva na bazi bakarnih soli • kisela sredstva na bazi bakarnih soli • sredstva koja ne sadrže bakarne soli

Od praktične važnosti su kisela i neutralna sredstva. Od neutralnih sredstava najpoznatiji je Hajnov reagens, slika 3. On se sastoji od 120 ml destilovane vode i 10 g bakar-amonijumhlorida. Prednost ovog reagensa je što se površina ne mora polirati. Dovoljno je brušenje najsitnijim papirom. Nagrizanje traje od 1 do 5 minuta. Na površini se obično stvara bakarni crvenkasti talog koji se pod vodom lako čisti, a to se radi dok se na uzorcima ne postigne zadovoljavajući kontrast. Međudnedritno područje je tamnije a dendriti svjetliji. Segregacije fosofora su tamnosmeđe dok se čisto željezo ne nagriza.Ova metoda je podesna za brzu pogonsku kontrolu i u slučajevima manjih segregacija P i S.

Oberhofovo sredstvo za nagrizanje je reagens iz grupe kiselih sredstava. Sastoji se od 10g CuCl2, 0,5 g Sn(II) hlorida, 30 g Fe(III) hlorida, 50 ml HCl (1,19), 500 ml destilovane vode, 500 ml etil alkohola. Međudendritno područje nakon nagrizanja postaje svijetlo dok su dendriti tamni.Ovo sredstvo se koristi za dokazivanje fosfora u specijalnim čelicima, slika 4. Uzorak se mora fino izbrusiti i ispolirati. Nagrizanje traje tridesetak sekudi. Oberhofov reagens se koristi i za otkrivanje vlaknaste strukture nakon vruće deformacije, slika 2. Podesan je za čelike sa malim sadržajem P.

LeŠateljeov reagens je takođe kiseli reagens. Sastoji se iz 10 g CuCl2, 5 g pikrinske kiseline i 20 ml HCl (1,19). Rastvor se pamučnim jastučićem utrlja na površinu uzorka i opere vodom prateći kontrast. Na jačinu sredstva može se uticati preko sadržaja HCl (10 – 30 ml). Može se dobro razviti primarna makrostruktura čelika sa niskim sadržajem fosfora.

2.2. Metode uzimanja otiska

Slika 5: Otisak za dokazivanje S po

Baumanu, 1:2

Metode uzimanja otiska služe za određivanje raspodjele pojedinih hemijskih elemenata koji se nalaze u čeliku ili uključaka.

Baumanov otisak se koristi za dokazivanje sumpora u čeliku, slika 5. Prvo se pripremi rastvor od 100 cm3 vode i 50 cm3 H2SO4. Nefiksirani foto papir (dnevno svjetlo) se potopi u razblaženu kiselinu i stavlja preko izbrušene i odmašćene površine. Priprema površine može da ide od najgrublje do najfinije brušene. Prema kvalitetu pripreme površine dobije se kontrast otiska. U praksi se ne traže viskokvalitetni otisci pa se priprema može završiti i na grubljoj površini. Papir otisnut na

45



uzorak se ne smije pomjerati i drži se od 2 do 20 minuta. S u čeliku se nalazi u vidu uključaka MnS i FeS koji nastaju u fazi kristalizacije. FeS reaguje sa H2SO4 po reakciji:

SHMnSOSOHMnSSHFeSOSOHFeS

2442

2442

+=++=+

H2S reaguje sa fotografskim papirom po reakciji: SAgHBrAgBrSH 22 +=+ . Ag2S nosi sa sobom S i smeđe je boje. Fotografski papir se zatim fiksira, suši i na njemu se dobije mreža različitih nijansi smeđe boje. Mjesta koja imaju više S biće tamnija. Opšte obojenje zavisi od drugih elemenata. Tako npr. što je niži sadržaj ugljika otisak je svjetliji i obično postupak nagrizanja traje duže.

Za dokazivanje oksida koristi se otisak po Nisneru. Fotopapir namočen u 5% vodeni rastvor solne kiseline se drži 5 minuta pritisnut na poliranoj površini. Zatim se obrađuje sa 2% vodenim rastvorom ferocijanida, pere pod mlazom vode i suši. Oksidni uključci daju mjestimično plavo obojenje. Objašnjavanje dobijenog otiska ipak zahtijeva izvjesno iskustvo.

2.3. Metode prijeloma

Metode prijeloma služe za određivanje nemetalnih makrouključaka, raznih nehomogenosti, veličine austenitnog zrna, kristalne makrostrukture i sl. Osim toga, ovim metodama mogu se davati i same ocjene prijeloma i karaktera loma koji se često dešavaju u uslovima eksploatacije. Ti se prijelomi ocjenjuju na sobnim temperaturama. Ispitivanje uzoraka metodom prijeloma je standardizovano.

2.3.1. Šeperdova metoda Ova metoda se koristi za određivanje veličine austenitnog zrna

alatnih čelika. Osnova metode je poređenje lomova ispitanog materijala i etalona. Zarezana epruveta pogodne veličine zakali se i polomi na mjestu zareza. Dobijeni prijelom se poredi sa etalonima kojih ima deset i koji predstavljaju lomove epruveta od čelika različite krupnoće zrna. Najkrupnije zrno nosi oznaku No1, a najsitnije No10. Ako je čelik slabo prokaljiv, lom perlitnog jezgra se ne uzima u obzir jer tada ne pokazuje uvijek prvobitnu veličinu austenitnog zrna.

Slika 6: Šematski crtež pločice

za ispitivanje nemetalnih makrouključaka

Identičan Šeperdovom standardu je švedski standard Jernkontoret, koji takođe ima deset etalona. Oba standarda slažu se sa ASTM-ovom metalografskom vizuelno-komparativnom metodom.

2.3.2. Metode prijeloma za određivanje nemetalnih uključaka Stepen čistoće čelika se mjeri preko broja, veličine, sastava, oblika, količine i raspodjele

nemetalnih uključaka. Nemetalni uključci makropodručja obuhvataju raspon od 1,5 do 10 mm. Današnji postupci proizvodnje čelika daju makroskopski stepen čistoće na vrlo visokom nivou, što znači da je učestalost pojave uključaka i neravnomjerna raspodjela neznatne veličine. Normirana su dva postupka za određivanje makroskopskog stepena čistoće: plavi lom i postupak stepenastog tokarenja.

Metoda poznata pod imenom Plavi lom standardizovana UJ2 – internim standardom 6.02, koji je zasnovan na poljskom standardu1. Predmet njegove standardizacije je način identifikacije prisustva, količine i dimenzija makroskopskih nemetalnih uključaka u vruće oblikovanom čeliku. Mogućnost ispitivanja nemetalnih uključaka bazira se na činjenici da makroskopski nemetalni uključci postaju kontrasno vidljivi u čeličnoj osnovi ako se čelik lomi na temperaturi plavog loma. Pri tome se lom odvija po granicama primarnih zrna gdje se nemetalni uključci upravo i raspoređuju.

Ispitivanje se izvodi na uzorku u vidu pločice, slika 6, debljine 20 mm izrezane okomito na pravac valjanja preko cijelog presjeka. Kroz sredinu pločice se napravi zarez. Obje polovine uzorka se obilježavaju. Uzorak se zagrijava na temperaturu za 100o do 150oC iznad temperature plavog loma (300o – 400oC). Na jednom mjestu površina se očisti turpijom do metalnog sjaja. U momentu kada ta površina postane plava, pločica se prelomi pod presom ili udarcem čekića vodeći računa da ne dođe do onečišćenja površine prijeloma. Poslije toga slijedi vizuelna kontrola lomljenih pločica kojom se utvrđuje:

• količina uključaka: simbol A • dužina uključaka: simbol B • debljina uključaka: simbol C • raspored uključaka: simbol D Pri ovome se za svaku pojedinu karakteristiku daju ocjene od 1 do 5, kako slijedi iz datih tabela. U

slučaju da se u istom uzorku nađju različiti stepeni po nekom od gore pomenutih kriterija u tabeli se 1 Ili po Stahl-Eisen Prüfblatt 1584 standardu u 10 klasa

46


Vježba br. 3

uspisuju svi stepeni, s tim da se najčešći podvuče. Osim ovih grešaka proba na plavi lom otkriva takođe i lunkere, flokne i druge nehomogenosti materijala. Ove greške se upisuju u rubriku ostale greške.

Tabela 3: Određivanje količine uključaka po metodi plavog loma Stepen

Br. Količina uključaka

Simbol A Ocjena broja uključaka

1. Bez uključaka

2.

1-5 Malo

3.

6 – 15 Prosječno

4.

6 – 50 Mnogo

5.

Preko 50 Mnogo

Tabela 4: Određivanje dužine i debljine makrouključaka metodom plavog loma

Stepen Br.

Dužina uključaka [mm] Simbol B Ocjena

1. Do 1 Vrlo kratki 2. Kratki 3. Srednji 4. Dugi 5. Vrlo dugi

Stepen

Br. Debljina uključaka [mm]

Simbol C Ocjena

1. 2. Do 0,2 Tanki 3. 0,2 – 0,5 Srednji 4. 0,5 – 1,0 Debeli 5. Preko 1 Vrlo debeli

Tabela 5: Određivanje raspodjele makrouključaka metodom plavog loma

Stepen Br.

Raspodjela uključaka Simbol D Ocjena raspodjele uključaka

1.

Ravnomjerna

2.

Neravnomjerna

3.

Koncetracija u trakama

4.

Koncentracija u jezgru

5.

Lokalna koncentracija

Tabela 6: Način ocjenjivanja uzorka

Nemetalni uključci Oznaka uzorka Šarža A

Količina B

Dužina C

Debljina D

Raspodjela

Ostale greške

Opšta ocjena

1. 387 1 1 2 1 - Dobro

2. 387 2 1,2,3 2 3 - Slabo Metodom plavog loma mogu se otkriti i nakupine aluminijskih uključaka (Al2O3, klasteri –

gnijezda). Te nakupine makro veličine mogu poticati od mikrouključaka koji mogu biti veličine i 10 µm (dezoksidacija čelika sa Al ). Zavisno od kvaliteta samog čelika i uslova eksploatacije zavisit će i zahtjevi kupca.

U postupku stepenastog tokarenja presjek probe se stepenasto tokari na različite prečnike i na površini se na taj način otkrivaju nemetalni uključci i određuje njihova dužina i broj. U okviru jednog novog postupka ispitivanja proba iz konti liva se normalno na osnu i poprečnu orijentaciju valjaju. U slučaju okruglog profila konti liva siječe se uzorak visine od 130 mm i valja se na debljinu od 13 mm tako da u

47



pravcu od donje strane konti liva do njegove gornje strane bude peterostruko izduženje a poprečno dvostruko širenje, slika 7a. Time se traka uključaka na unutrašnjem luku u pravcu livenaj utiskuje i koncentriše na uskom prostoru. Na presjecima A i B u području za stepen čistoće relevantnoj gornjoj strani izvodi ispitivanje UZV. Prednost ovog postupka je ispitivanje srazmjerno velikog volumena probe, a i izvedena deformacija daje povoljnu refleksionu površinu uključaka za ispitivanje UZV.

Slika 7: Šematski prikaz UZV ispitivanja posebno oblikovane

probe za određivanje makroskopskog stepena čistoće

2.4. Metalografsko ispitivanje uzroka lomova

Termin lom se koristi da bi se opisala situacija kada struktura ili komponenta ne može više ispunjavati svoju namjenu. Lom se javlja kada je opterećenje materijala veće od njegovog otpora lomu. Ovo se može desiti usljed preopterećenja, npr. kao rezultat nesreće, smanjenja otpora materijala, kao rezultat skrivenog oštećenja u konstrukcionom dijelu (defekt materijala, neodgovarajući izbor materijala, promjene u stanju materijala tokom izrade) ili uslijed defekata koji rezultiraju iz stanja eksploatacije (korozija, erozija, šupljine, habanje) kao i neodgovarajuća procjena napona ili dodatnih napona koji rezultiraju iz konstrukcije ili defekta uređaja. U slučaju čistog mehaničkog opterećenja ovo se može

kvantitativno izraziti: SR

doz =< ..max σσ ; R je veličina otpora materijala primjenjenom naponu (npr. ReS =

Rp, Rw čvrstoća zamora i KIC lomna žilavost) i S (S > 1) je faktor sigurnosti. Međutim kod većine konstrukcionih komponenti napon nije prosto statički ili dinamički nego je često složen iz mehaničkih, hemijskih i termičkih napona koji djeluju zajedno kao što je to slučaj u naponskoj koroziji. Kako ne postoje konstrukcione komponente koje se ne mogu slomiti dizajneri žele da postignu što nižu vjerovatnoću loma neke konstrukcione komponente. Zbog ovoga je ispitivanje lomova tako važno u određivanju, klasifikovanju uzroka loma i njegovom spriječavanju. Svaka analiza loma je se sastoji iz tri faze: identifikacije loma, ispitivanja uzroka loma i mjera za spriječavanje loma. Na ovaj način dizajneri mogu napraviti otpornije i efikasnije strukture na lom, koroziju ili habanje.

Precizna interpretacija svih makroskopskih slika je bitan preduslov za uspješnu analizu bilo kojeg loma. Makroskopska interpretacija slike loma ne daje kompletnu sliku loma jer vrlo slični lomovi po svom izgledu mogu imati vrlo različite uzroke. Zbog ovoga se zahtijeva da ispitivanje loma bude pažljivo isplanirano. Nakon razmatranja svih detalja koji se tiču loma i fotografske dokumentacije makroskopskih slika odlučuje se o tipu ispitivanja ili testu koji je neophodno uraditi da se utvrdi uzrok loma. Mogu se koristiti klasične metode mehaničkog ispitivanja i modernije fizičke i hemijske metode za ocjenu materijala i ponašanja konstrukcionih komponenti pod različitim opterećenjima.

2.4.1. Uloga metalografije u ispitivanju uzroka loma U određivanju i dokumentaciji defekata materijala (pore, uključci, segregacije, greške valjanja i

kovanja, mikrostrukturne nehomogenosti, mikroprskotine i sl.) metalografija je neprocjenjiva u određivanju

48


Vježba br. 3

relativnih različitih odstupanja od željenih ili specifičnih materijalnih stanja. Metalografski uzorci se biraju bazirajući se na makroskopskoj slici loma, i zatim se koriste za procjenu lokalnog stanja materijala. U takvom ispitivanju ispituje se makro i mikrostruktura.

Između najvažnijih faktora su broj i proporcija svake različite faze koja je prisutna zajedno sa njihovom veličinom, oblikom i distribucijom kroz makrostrukturu zavisno od “istorije” konstrukcione komponente. Primjer za ovo su mnoge različite mikrostrukture koje se mogu postići termičkom obradom a zahvaljujući kojima materijal dobija posebne osobine tj. povećava se njegova izdržljivost. Dakle, cilj je dobiti takve mikrostrukture koje pod termičkim ili mehaničkim naponima mogu garantovati eksploataciju konstrukcione komponente u predviđenom vremenskom razdoblju bez loma. Bilo kakvo odstupanje od ovoga se smatra defektom materijala koji zavisno od količine i tipova opterećenja, ili od pojedinačnog ili u interakciji sa drugim faktorima, bi moglo rezultirati u lomu komponente. Ovo je šematski predstavljeno na slici 8.

Sa slike 8 može se vidjeti da odstupanja u TO uzrokuju da se krive “otpor materijala u slučaju nekorektne TO” i “opterećenje” preklapaju (osjenčeno područje). To znači unutar osjenčenog područja, opterećenje komponenti je veće nego otpor materijala i da će se izvjestan broj komponenti slomiti (vjerovatnoća loma).

Posebno dobar primjer koji pokazuje koliko je bitna mikrostruktura komponente je primjer metalografskog ispitivanja pogonske osovine na pritisak (slika 9a i b). Osovina je pukla uslijed zamora materijala i gubitak osovine uzrokovao je ekstremno visoke gubitke u proizvodnji nekoliko sedmica. Osovina je bila napravljena od čelika 34Cr-Mo4 koji se termički obrađuje da bi imao zateznu čvrstoću od 750 do 850 N/mm2.

Ispitivanjem je ustanovljeno da je mikrostruktura prilično drukčija od kaljene i temperovane mikrostrukture koja je se očekivala, i da se sastoji od ferita po granicama zrna, gornjeg beinita i perlita. Čvrstoća ovog tipa mikrostrukture je značajno niža nego od kaljene i temperovane mikrostruktura koja je trebala biti. Vrlo nehomogena mikrostruktura djeluje negativno na zamor materijala favorizujući

iniciranje i propagaciju pukotina.

Slika 8: Uticaj nekorektne TO na lom konstrukcione

komponente (šematski)

Slika 9: Slomljena pogonska osovina, a) opšti izgled, b) mikrostruktura u tački početka loma

Za uspješnu klasifikaciju loma, izbor položaja sa kojeg se uzima metalografski uzorak je kritičan. Uzimanje uzorka i njegova priprema moraju biti usklađeni sa tipom i stanjem materijala. I na nenagriženom uzorku mogu se dobiti informacije o prisustvu nemetalnih uključaka (sulfidi, oksidi, silikati), prisustvo poroznosti, distribuciji vlakana ili vezivanje prevlaka. Mikrostruktura se razvija nagrizanjem uzorka odgovarajućim rastvorima kiselina. U daljem tekstu je dato nekoliko primjera ispitivanja uzroka loma konstrukcionih komponenti isključivo metalografskom analizom2.

Primjer 1. Puknuta ploča hladnjaka Na ploči hladnjaka napravljenoj iz uzdužno

zavarenih aluminijskih profila nađene su četiri makroskopski vidljive pukotine svaka duga od 5 do 8 cm. Pukotine su locirane po cijeloj dužini od 120 cm u području nosača i pod pravim uglom na uzdužni zavar. Sam zavar je bio bez pukotina.

2 L. Echtle, H. Müller, Prakt. Metallogr. 36 (1996) 6, pp. 311- 335

49



Metalografski uzorci su uzeti paralelno zavaru i pod pravim uglom u odnosu na makroskopski vidljive pukotine, što je pokazalo da su pukotine interkristalne, slika 10a – c. Sa slika se vidi da osim pukotina koje prolaze cijelom debljinom zida zaptivne ploče hladnjaka prisutne su i pukotine na amonijakom hlađenoj unutrašnjoj površini ploče hladnjaka. Uz to brojne pukotine nukleusi su takođe uočeni po granicama zrna. Ovo je tipično pucanje uslijed korozije koja se odvija kada materijal koji je inače pasivan prema okružujućoj sredini (u ovom slučaju amonijak) je izložen dovoljno visokom površinskom naponu na zatezanje (primjenjenom ili rezidualnom) i kritičnoj promjeni u okružujućem mediju.

Daljna istraživanja su otkrila da je ploča napravljena od AlMg3Si0,5 materijala relativno velike čvrstoće koja se postiže starenjem. Mjerenja tvrdoće na uzorcima (tvrdoća ZUT – uzdužnog zavara je bila znatno niža nego ona osnovnog materijala) su dovela do zaključka da su Al-profili bili stareni prije nego što su bili zavareni i da ploča hladnjaka nije bila naknadno termički obrađena. Zbog ovoga, naponi zavarivanja nisu eliminisani. Ovo postaje vidljivo pošto se uzorci izrežu iz ploče hladnjaka koja je bila iskrivljena u području zavara. Sve uočene pukotine su ležale u području materijala u kojem je bilo za očekivati povećane zaostale napone kao rezultat procesa zavarivanja. U ovom stanju zaostalih napona dovoljno NH4OH u amonijačnoj tečnosti za hlađenje bi moglo zaista uzrokovati pukotine uslijed naponske korozije. NH4OH može nastati i uslijed prodiranja vlage u sistem.

Slika 10: Put pukotine kroz poprečni presjek zaptivne ploče

hladnjaka, a) opšti pogled, b) i c) sa većim povećanjem

Oštećenje se može izbjeći ako su komponente pod manjim rezidualnim naponima (zavarena ploča je trebala biti žarena) i /ili spriječiti ulaz vlage u sistemu za hlađenje (npr. sušenje sistema).

Primjer 2. Lom podizne ušice na ručici buldožera Slika 11 pokazuje površinu loma podizne ušice ručice buldožera, koja je pukla pod opterećenjem.

Ušica je napravljena od čelika St52-3. Početak krtog loma je na slici označen strelicom na radijusu ušice. Metalografski uzorak je uzet pod pravim uglom u odnosu na ovaj položaj. Ispod površine loma očito je da na površini zakrivljenja počinju brojne oksidisane pukotine. Slika 12 pokazuje takođe brojne transkristalne sekundarne pukotine (označeno strelicom) koje počinju sa površine loma. Mikrostruktura jezgra podizne ušice sastoji se od ferita i perlita. Stvarni uzrok loma može se vidjeti iz rezultata metalografskog ispitivanja mikrostrukture blizu površine zakrivljenja slika 13a i b. Spoljne ivice zone koje sadrže mikropukotine sastoje se od ledeburita ispod kojeg je sloj perlita (tamni sloj na fotografiji) a ispod njega je područje martenzita i zaostalog austenita. Na dubini od 2 mm je područje

beinita. Mikrostruktura

blizu ruba zakrivljenja imala je tvrdoću za 2,5x višu nego feritno-perlitno jezgro.

Slika 11: Površina loma podizne ušice

Slika 12: Sekundarne pukotine koje vode sa

površine loma

Podizna ušica se izrađuje rezanjem iz čelične ploče. Ovaj proces je bio nekorektno izveden uzrokujući jaču karbonizaciju materijala uz ivicu rezanja što je dovelo do stvaranja ledeburita, lokalnog otvrdnjavanja i formiranja pukotine. Pod opterećenjem jedna od ovih pukotina postala je nestabilna vodeći tako do loma podizne ušice.

50


Vježba br. 3

Slika 13: a) i b) izmjenjena

mikrostruktura na rubovima podizne ušice

Primjer 3. Lom okrugle osovine držača dlijeta Osovina držača dlijeta se slomila u toku rada nakon kraćeg vremena eksploatacije, zbog čega je

bilo neophodno ispitati uzrok loma. Vizuelnim ispitivanjem jako zahrđale površine loma, koja nije više bila podesna za mikrofraktografsko ispitivanje, makroskopski se prepoznaje navar, sa kojeg počinje krti lom osovine. Opšti pregled na slici 14 pokazuje da je navar vjerovatno bio navaren u brojnim prolazima (prisutna praznina u navaru) i da sadrži brojne pukotine. Utvrđeno je da mikrostruktura koja sadrži interkristalne naponske pukotine, koje su uglavnom nastale u toku navarivanja kao rezultat termičkih i transformacijskih napona, je martenzitna (slika 13b, HV 635/0,5). Ispod navara (ZUT) originalna kaljena i temperovana mikrostruktura 36CrNiMo6 (specifične zatezne čvrstoće 1700 N/mm2) je značajno promijenjena i djelimično se transformisala u austenit i hlađenjem u gornji beinit.

Ispod ove zone originalna kaljena i temperovana mikrostruktura u ZUT-u je bila znatno popuštena (HV 265/0,5): Pukotine koje su formirane u navaru djelimično dostižu i do osnovnog metala, slika 14c. Preopterećenje držača se javlja nakon relativno kratkog vremena eksploatacije i dolazi do pucanja navara i njegove ZUT-e. Da bi se spriječili ovakvi lomovi ne bi se smjelo koristiti navarivanje pohabanih površina. Međutim, ovo bi vjerovatno rezultiralo u skraćivanju životnog vijeka komponenti usljed abrazivnog habanja.

Slika 14: Tačka inicijalnog loma; a) opšti pogled, b) interkristalne pukotine u

površinskom sloju, c) interkristalne pukotine u kaljenoj i popuštenoj mikrostrukturi

51



Primer 4. Lom oboda kutije prenosnika Sa slika 15a i b se može vidjeti da je do loma došlo uslijed zamora materijala uzrokovanog

cikličnom torzijom u području žlijeba. Iz metalografskog poprečnog presjeka vidi se da je pukotina zamora inicirana sa vrlo grubo mašinski obrađene površine slika 15c. Za dostizanje potrebnog rezidualnog otpora primjenjenom opterećenju sugerisano je da prirubnice budu izrađene iz čelika 14CrNi14 uz izbjegavanje oštrih zareza u toku mašinske obrade i zatim cementacija (Eht = 0,75 mm). Metalografska ispitivanja na kutiji prijenosnika izrađenoj po novoj metodi (slika 15a i b). Rezultat toga je da se lom nije više javljao.

Slika 15: a) opšti pogled, b) pukotina zamora na radijusu, c) grupa površina

radijusa

Slika 16: a) makroskopski pogled, b) glatka površina radijusa zaobljenja martenzitne rubne zone

Primjer 5. Lom potpornog ležaja pokretnih stepenica Makroskopski lom je nastupio nakon dužeg vremena rada potpornog ležaja koji je napravljen iz

čeličnog liva GC60E kao rezultat preoptrećenja, slika 17a. Površina loma je puna kavitacionih šupljina. Slika 18a pokazuje opšti izgled uzetog uzorka. Tačka početka loma (značena strelicom) jasno pokazuje dendritnu prirodu mikrostrukture zajedno sa brojnim mikrošupljinama. Pukotina opet polazi od prijelaznog radijusa. Ispod površine loma nađene su i druge transkristalne pukotine što dokazuje da se radi o zamoru slika 18b. Prateći ovo iz eksploatacije je uzet drugi potporni ležaj i ispitan. I ovo ispitivanje je otkrilo prisustvo pukotina zamora koje su počinjali od prijelaznog radijusa, slika 18c. Iz svega ovog se zaključilo da je uzrok loma potpornog ležaja kombinacija pogrešne izrade (mali mašinski prijelazni radijus) i defekat materijala (gubitak otpora materijala usljed prisustva brojnih kavitacionih šupljina).

U toku eksploatacije opterećenje zajedno sa cikličnim opterećenjem na vrlo oštrim zarezima na vanjskoj površini potpornog ležaja razvija male pukotine uslijed zamora koje rastu i nakon dostizanja dužine od 10% debljine zida dolazi do loma. Ovakav tip loma može se izbjeći pažljivom mašinskom obradom prijelaznih radijusa (reduciranje napona koje uzrokuju zarez) i korištenjem livenog čelika bez materijalnih defekata).

52


Vježba br. 3

Slika 18: a) opšti pogled b) pukotina zamora ispod površine loma, c) pukotina zamora u neslomljenom

potpornom ležaju

Slika 17: a) opšti pogled, b) dendriti u šupljini

nastaloj usljed očvršćavanja

Primjer 6. Lom ekscentrične osovine prese za štancanje

Slika 19: a) opšti pogled na lom, b) površina prijeloma

Osovina je napravljena od 30CrNiMo8 čelika i slomljena je u toku rada pri maksimalnom opterećenju od 1500 KN u tački ekscentričnosti osovine. Makroskopska ispitivanja loma, slika 19a i b, otkrivaju lom zamorom (vrlo jasne linije odmora) sa vrlo malim područjem nasilnog loma. Generalni pogled na dva uzorka, slika 20a i b, uzeta su iz tačke početka pukotine zamora sa obje površine loma, otkrivajući da je pukotina zamora počela u području prijelaznog radijusa koji je djelovao kao izvor povećanja napona. Pri većem povećanju, slika 20b, može se vidjeti da je osovina bila nitrirana i da je zatim kompletno mašinski obrađena unutar radijusa, time je došlo do formiranja “zareza u zarezu”. To je bilo mjesto gdje je nastala pukotina. Naknadna razmatranja načina loma su otkrila da je primjenjeno opterećenje u toku rada i znatan porast napona uzrokovan malim mašinskim radijusom doveo do loma. Porast u čvrstoći zamora uzrokovan nitriranjem bio je potpuno neefikasan u tački u kojoj je osovina slomljena. Urađeni su brojni prijedlozi za poboljšanje završne mašinske obrade ekscentrične osovine u području ovog kritičnog poprečnog presjeka, što je rezultiralo bez pojave loma.

Sika 20: a) lom zamorom u području zareza, b) nedostajući nitrirni sloj u

području zavara

53



Primjer 6. Oštećenje koplja dimnih gasova Koplje je napravljeno od

visokotemperaturnog čelika X15CrNiSi 20 12 i koristi se za denitrogenizaciju mješavine karbimida uree i vode na temperaturi maksimalno do 1000oC. Koplje nije izdržalo puni radni vijek. Slomilo se nakon 5 mjeseci rada kao rezultat teške lokalne distorzije. Rezultati ispitivanja otkrili su da je uzrok oštećenja bio ekstremno ubrzan napadom interkristalne korozije, slika 21a-c. Bila je očita veza između precipitata Cr-karbida po granicama zrna u toku rada i odvijanja interkristalne korozije.

Čelik je postao osjetljiv usljed precipitacije karbida po granicama zrna. S druge strane kada se koplje nije koristilo bilo je uskladišteno u vlažnoj sredini što je uzrokovalo interkristalnu koroziju. Zbog toga što nije moguće izbjeći držanje koplja na sobnoj temperaturi preporučuje se da se koplje pravi od druge vrste čelika X10NiCrAlTi 32 20 koja je znatno otpornija na atmosferu koja sadrži azot, i ima veću otpornost na interkristalnu koroziju.

Primjer 7. Lom gasovodne cijevi Curenje gasa iz cijevi od SL dovelo je do

gubitka gasa i rezultiralo eksplozijom. Slika 22a pokazuje pukotinu, a na slici 22b pokazana je površina loma. Stara pukotina se vidi kao tamno obojeno mjesto i markirana je strelicom. U području pucanja vidljiv je defekat livenja (svijetlo obojeno mjesto) - očvrsnute kapljice – što je dovelo do lokalnog slabljenja zida cijevi. Metalografski presjek pod pravim uglom u odnosu na tačku inicijacije pukotine i kroz očvrsnute kapljice, slika 22c, otkriva da su kapljice odvojene od ostalog odlivka oksidnim slojem, područje odmah ispod površine je takođe bilo oštećeno “grafitizacijom”. “Grafitizacija” u ovom slučaju je lagani selektivni tip korozije tipičan za Sl u kojoj željezni matriks oksidira ostavljajući crnu spužvu Fe koja semože rezati nožem, slika 22d. Na nagriženom mikrouzorku može se vidjeti, slika 22e, da korozija starta duž grafitnih lamela i razvija se dok perlitni matriks sav ne korodira i ne preostane samo steadit. Opterećenje na poprečni zid cijevi je znatno smanjeno kao rezultat očvrsnutih kapljica i grafitizacije što je na kraju dovelo do loma (područje zateznih opterećenja) pod djelovanjem relativno niskog savojnog opterećenja.

Slika 21: a) opšti pogled mikropresjeka, b) i c)

interkristalna korozija

Slika 22: a) opšti pogled, b) površina loma sa očvrsnutim kapljicama, c) opšti pogled na mikrouzorku koji pokazuje

očvrsnute kapljice, d) korodirana površina, nenagrižena, e) korozija duž grafitnih lamela

54


Vježba br. 3

Primjer 8. Analiza loma elastičnog mijeha od nerđajućeg čelika Dva harmonika hermetička ventila korištena za kontrolu natrijuma u cjevovodu CTF (Component

Testing Facility) u centru “Indira Gandi” za atomska istraživanja (IGCAR), Kalpakkam su trajno uništena. Lom se javio usljed intergranularne naponske korozije. Ovo otkazivanja materijala prije vremena se pojavilo usljed združenog djelovanja visokozateznih napona, uzrokovanih superimpozicijom radnih naprezanja zbog zaostalih naprezanja i Na-hidroksidnog okruženja koje se formira reakcijom između natrijuma i vlage u pokrivnom gasu.

Tok Na u cjevovodu Na-hlađenog FBTR se kontroliše korištenjem harmonika hermetičkih ventila. Ovo osigurava da natrijum ne curi i ne dolazi u kontakt sa zrakom što bi mogldo dovesti do katastrofalnog požara. Harmonika hermetički ventili uspješno izoluju tečni natrijum iz vretena i u isto vrijeme dozvoljavaju kretanje vretena. Otkazivanje ventila se desilo u momentu korištenja CTF.

Ventili su korišteni aproksimativno tri godine u CTF: U toku rada oba ventila su izložena djelovanju tečnog natrijuma u temperaturnom području od 723 do 823 K, i pritisku kada su otvoreni i u normalnom stanju kada su zatvoreni. Frekvencija otvaranja i zatvaranja je približno bila jednom svako drugi dan. Napravljeni su od AISI 316 nerđajućeg čelika i izrađuju se oblikovanjem na hladno od cilindričnih limova. Imaju duple zidove sa finim zazorom od 35 µm.

Ventili su podvrgnuti seriji eksperimentalnih metalurških ispitivanja da bi se ustanovio uzrok loma. Nakon početnih vizuelnih ispitivanja, izmjerena je tvrdoća na zakrivljenim i ravnim površinama zidova harmonike. Ispitivanja optičkim mikroskopom su izvedena nakon nagrizanja sa 10% amonijumpersulfatnim rastvorom. Površine loma su ispitane pomoću SEM-a.

Vizuelna ispitivanja harmonike su pokazala veliku eliptičnu pukotinu koja se otvarala prema jednom od krajeva harmonike, slika 23 i 24. Ovi otvori su imali glavnu osu od 7 mm i manju od 1,5 mm. Grananje pukotine je evidentno u centru i krajevima eliptičnog loma na slici 23 i takođe prisustvo malih pukotina koje idu normalno na glavnu osu eliptične šupljine, slika 24. Rubovi obje harmonike su prekriveni smeđim produktom korozije.

Slika 24: Lom u manjoj harmonici

Slika 25 je optička mikrografija jedne harmonike koja pokazuje tipičnu rascijepljenu

mikrostrukturu i zazor između zidova harmonike. Tvrdoća harmonike varira od 250 u ravnim dijelovima do 310 VHN u područjima zavoja. Ispitivanja na SEM-u pokazuju da se radi o intergranularnom lomu, slika 26. Prisustvo korozionih produkata je takođe uočeno na površini loma.

Slika 23: Lom u većoj harmonici

Slika 25: Optička mikrografija koja pokazuje zazor

između harmonika i osjetljivu mikrostrukturu

Slika 26: SEM mikrografija koja pokazuje

intergranularnu prirodu loma

55



Prisustvo talasastih i račvastih pukotina uočenih na slikama 23 i 24 i prisustvo korozionih produkata na površini loma i rubovima harmonika sugerišu da je lom uzrokovan okruženjem. Račvaste pukotine ukazuju na mogućnost loma koji se javlja usljed naponske korozije. Intergranularni lom vidljiv na povšini loma, slika 25, ukazuje na IGSCC. IGSCC austenitnih nerđajućih čelika se javlja u prisustvu osjetljive mikrostrukture, zateznih naprezanja u komponenti i specifičnog okruženja. U oba slučaja srela su se tri neophodna uslova za IGSCC.

ASTM practice A 262 A, test osjetljivosti, je pokazao povećanu osjetljivost nerđajućeg čelika na pucanje uslijed prisustva razdvojene mikrostrukture. Ta mikrostruktura je uočena u ovim slučajevima, slika 25. Harmonike su bile izložene tečnom natrijumu na 823 K u toku trogodišnjeg rada. Za austenitne čelike se zna da su osjetljivi u temperaturnom području od 723 do 1123 K usljed osiromašenja kromom na manje od 12 mas. % u području granica zrna, što rezultira u precipitaciji kontinuirane mreže M23C6 karbida. Ova tvrdoća je mnog viša od tvrdoće popuštenog AISI 316 nerđajućeg čeliak koja je oko 160 VHN. Visoka tvrdoća harmonike je rezultat prisustva zaostalih napona uslijed hladne deformacije neophodne za njenu izradu. Zaostali naponi se sabiraju sa naponima u toku rada što rezultira u suviše visokoj količini napona na zatezanje u harmonikama. Lokacija pucanja, eliptični oblik šupljine i njen pravac sugerišu da se područje maksimalnih naprezanja javlja u zakrivljenim dijelovima i u pravcu kretanja harmonike.

Okolne čestice kao što su hloridi i kaustična soda su poznate da uzrokuju IGSCC u austenitnim nerđajućim čelicima. Nije uočeno propuštanje tokom testiranja harmonika na hermetičnost sa helijumom prije njihove ugradnje u uređaj CTF. Dakle, nisu uočene pukotine ili tačkasta korozija prije ugradnje u CTF što znači da je lom uzrokovan akumulacijom hlorida u vrućoj i vlažnoj atmosferi Kalpakkama.

Postoje podaci o hloridima uzrokovanoj tačkastoj koroziji i naprslinama harmonika iz čelika AM 350 tokom skladištenja. U ovom slučaju formiranje NaOH moglo se odvijati u reakciji natrijuma sa argonom u toku perioda zatvaranja u zazorima između dva zida harmonika. Ovaj problem kaustične IGSCC AISI tipa 316 nerđajućeg čelika koji se koristio za harmonike se može prevladati ako se preduzme popuštanje nakon hladne deformacije harmonike. Ovo bi moglo pomoći u potpunoj eliminaciji zaostalih napona.

56



Vježba br. 4

OPORAVLJANJE I REKRISTALIZACIJA

Hladnom plastičnom deformacijom metal deformaciono ojačava, odnosno povećava mu se tvrdoća i čvrstoća a duktilnost smanjuje. Dio mehaničke energije pri hladnoj plastičnoj deformaciji se akumulira u metalu i zbog toga je metal termodinamički nestabilan. S druge strane deformaciono stanje je prilično stabilno na sniženim temperaturama i da bi došlo do prijelaza u termodinamički stabilno stanje neophodna je termička aktivacija (aktivaciona energija) da bi se savladala energetska barijera.

Defekti kristalne strukture uzrokovane hladnom plastičnom deformacijom se u toku zagrijavanja eliminišu različitim elementarnim procesima koji se odvijaju različitim brzinama u različitim temperaturnim intervalima i sa različitom aktivacionom energijom.

Ovi elementarni procesi se mogu odvijati u nizu jedan za drugim ili superponirajući jedan drugog što zavisi od količine i prirode deformacije, brzine i vremena zagrijavanja, prirode i čistoće materijala i nekih drugih faktora. Kao rezultat toga efekti hladne deformacije na strukturu i osobine metala (legura) mogu biti uklonjeni na različite načine i u različitom obimu. U tom procesu eliminisanja efekta hladne deformacije zagrijavanjem materijala razlikuju se prema rastućoj aktivacionoj energiji slijedeći procesi, sika.1:

- proces oporavljanja o anihilacija tačkastih defekata o poligonizacija

- rekristalizacija o primarna rekristalizacija o jednoliki rast zrna o sekundarna rekristalizacija

Slika 1: Šematski prikaz procesa oporavljanja i rekristalizacije za vrijeme zagrijavanja:

Makroskopski: I – oporavljanje, II – rekristalizacija, III – ogrubljenje zrna I’ – poništavanje tačkastih defekata, formiranje ćelijske strukture poprečnim klizanjem dislokacija, I’’ –

formiranje subzrna penjanjem dislokacija, I’’’ – rast subzrna u rekristalizacione klice, I’’’’ – velikougaona granica rekristalisanog zrna

1. Oporavljanje

Oporavljanje je višefazni proces koji uključuje sve elementarne procese, tabela 1, koji se odvijaju prije rekristalizacije: poništavanje praznina, preraspodjela i djelimično poništavanje dislokacija sa formiranjem novih granica ili sa formiranjem i kretanjem samo malougaonih granica zrna (poligonizacija).

Tabela 1: Mehanizmi oporavljanja

Temperatura Mehanizam oporavljanja

Niska (300o – 480oC) Poništavanje praznina Kondenzacija praznina u dislokacione petlje

Srednja (370o – 590oC) Poništavanje dislokacija

57



Temperatura Mehanizam oporavljanja Okupljanje dislokacija u subgranicama

Rast subzrna

Visoka (570o – 670o) Uspinjanje-spuštanje dislokacija

Koalescencija zrna Poligonizacija

Poništavanje i kondenzacija

praznina se zasniva na kretanju praznina. Poništavanje dislokacija se odnosi na dislokacije različitog znaka koje leže u istoj kristalnoj ravni. Rezultat poništavanja dislokacija je smanjenje gustine dislokacija. Za deformisani metal je karakteristična ćelijska substruktura, slika 2, koja nastaje formiranjem dislokacionih spletova koji se povezuju u mrežu, tj. dislokacioni spletovi okružuju područja sa relativno malom gustinom dislokacija. Tokom oporavljanja dislokacije se premještaju iz unutrašnjosti u granice ćelija. Koalescencija je spajanje dva ili više subzrna u jedno, slika 3.

Slika 2: a) ćelijska substruktura nikla deformisanog zatezanjem;

b) ravnomjeran raspored dislokacija u leguri Ni-5%Al

Poligonizacija je mehanizam oporavljanja koji izaziva promjenu u rasporedu dislokacija i obrazovanje subzrna oštrih granica unutar kojih nema dislokacija. Utvrđeno je da proces poligonizacije izaziva stvaranje subzrna u deformisanom kristalu, koja se vrlo malo razlikuju u svojoj orijentaciji, slika 4. Na datoj slici je šematski prikazan raspored dislokacija u kristalu, koji je plastično deformisan savijanjem. Savijeni kristal sadrži višak pozitivnih ivičnih dislokacija u kliznim ravnima. Ovakav raspored dislokacija izaziva veoma veliko elastično naprezanje. Za ivične dislokacije ovakav položaj je nestabilan zbog čega će one nastojati da pređu u položaj stabilne ravnoteže

i na taj način smanje ukupnu energiju kristala a to znači da će se postaviti u položaj jedna iznad druge. Formiranjem takvog položaja

dislokacije obrazuju i granice pod malim uglom. Ivične dislokacije da bi zauzele ovaj za njih povoljan položaj se moraju kretati prvo mehanizmom klizanja, a zatim mehanizmom uspinjanja-spuštanja kako bi se premjestile u paralelne ravni klizanja. Mehanizam uspinjanja-

Slika 3: Šematski prikaz rotacije i koalescencije subzrna: a) prije rotacije,

b) rotacija c) poslije rotacije i koalescencije, d) poslije koalescencije i ispravljanja granica

Slika 5: Kretanje dislokacija pri

poligonizaciji

Sika. 4: Šematski prikaz rasporeda dislokacija; a) kristal plastično

deformisan savijanjem, b) isti kristal poslije poligonizacije

58


Vježba br. 4

spuštanja za ivične dislokacije je termički aktiviran proces jer je u stvari taj mehanizam kretanje praznina. Sa temperaturom se povećava i broj i pokretljivost praznina, a time i brzina poligonizacije. Osim toga, temperatura utiče i na mehanizam klizanja, jer sa temperaturom se smanjuje naprezanje na klizanje.

Kod polikristala proces poligonizacije je mnogo složeniji jer se polikristali deformišu po više sistema klizanja, što dovodi do složenijeg zakrivljavanja kristalne rešetke. Zakrivljavanje rešetke u jednom zrnu može biti različito, zbog čega nastaje različit raspored dislokacija u različitim dijelovima zrna. Kod polikristalnih agregata deformisanih visokim stepenom deformacije, prilikom zagrijavanja dolazi do formiranja složenih granica subzrna koje su sastavljene kako od ivičnih tako i od zavojnih dislokacija.

U opštem slučaju uslovi za odvijanje poligonizacije u polikristalnim agregatima su: višak ivičnih dislokacija istog znaka i visoka temperatura. Poligonizacijom se stvaraju subzrna koja su približno deset puta veća od subzrna koja se stvaraju mehanizmom okupljanja dislokacija u subgranicama ili mehanizmom direktnog rasta zrna.

1.1. Promjene osobina u toku oporavljanja

Za proces oporavljanja karakteristične su promjene fizičkih osobina prije svega električnog otpora, koji se povećava i gustine, koja se smanjuje, slika 6. Električni otpor se povećava zbog rasipanja elektrona na greškama rešetke. Praznine efikasnije rasipaju elektrone od dislokacija tako da promjene u električnom otporu prvenstveno odražavaju promjene u broju prisutnih praznina. I povećanje gustine je takođe rezultat promjene, odnosno smanjenja koncentracije praznina.

Promjene mehaničkih osobina u toku oporavljanja su uglavnom neznatne. Prema toj promjeni metali se mogu podijeliti u dvije grupe: na metale sa malom energijom greške u redoslijedu i na metale sa velikom energijom greške u redoslijedu. Prvi pokazuju male promjene u mehaničkim osobinama. Mala energija greške u redoslijedu znači da se parcijalne dislokacije nalaze na većem rastojanju jedna od druge. Da bi se parcijalne

dislokacije mogle kretati mehanizmom uspinjanja-spuštanja, poprečnog klizanja ili sječenja, one se prvo moraju ujediniti u jediničnu dislokaciju. Kako se one u ovom slučaju nalaze na većem rastojanju jedna od druge potrebno je utrošiti više energije u njihovo sjedinjavanje kako bi se savladale odbojne sile. U ovom slučaju ovaj mehanizam oporavljanja je jako otežan i smatra se da se oporavljanje uglavnom odvija poništavanjem praznina, a to znači mala ili nikakva promjena mehaničkih osobina. Tipični predstavnici su srebro i bakar. Metali sa velikom energijom greške u redoslijedu obično pokazuju znatno omekšavanje tokom oporavljanja, jer je mehanizam uspinjanja-spuštanja olakšan na povišenim temperaturama. U ovom slučaju jedinična dislokacija pri formiranju greške u redoslijedu se cijepa na parcijalne dislokacije koje se nalaze na malom rastojanju jedna od druge i tada preovladava energija greške u redoslijedu koja izaziva privlačnu silu između dislokacija istog znaka. Sjedinjavanje parcijalnih u jedinične dislokacije je time olakšano. Tipični predstavnici ove grupe su željezo i aluminijum. Ipak, treba imati na umu da omekšavanje koje se javlja kod ove grupe u toku oporavljanja je samo mali dio omekšavanja koji treba postići da bi metal imao duktilnost kao i prije deformacije. Brzina i stepen oporavljanja su u direktnoj vezi sa temperaturom. Na konstantnoj temperaturi brzina oporavljanja je u početku velika, a zatim se naglo smanjuje sa vremenom, slika 7.

Slika 6: Promjena mehaničkih i fizičkih osobina sa zagrijavanjem (Rp – napon tečenja, A – istezanje do

loma, κ - električni otpor, φ - stepen deformacije

Slika 7: Smanjenje relativnog stepena ojačavanja željeza sa vremenom

pri oporavljanju na raznim temperaturama

59



2. Rekristalizacija

Rekristalizacija je proces koji se odvija stvaranjem klica i rastom nedeformisanih zrna. Faktori od kojih zavisi brzina stvaranja klica i rast novih zrna su temperatura, vrijeme žarenja, prethodni stepen plastične deformacije. Pored ovih, značajan uticaj imaju i prethodna veličina zrna, rastvoreni atomi, sekundarne faze i dr.

Pokretačka sila rekristalizacije je energija koja je akumulirana u deformisanom metalu a koja se nije oslobodila u procesu oporavljanja. Eksperimentalni rezultati su pokazali da se klice stvaraju prvenstveno u područjima u kojima je akumulirano najviše energije pri deformacije. Ta područja su granice zrna, međufazne granice, granice dvojnika, prijelazne trake i slobodne površine kristala, tj. područja u kojima se akumulira najviše energije i u kojima je rešetka jako zakrivljena.

Postoji više modela koji objašnjavaju mehanizam rekristalizacije, a koji se mogu svrstati u tri grupe. Prvi model je model termičkih fluktuacija. Ovaj model pretpostavlja da pojedine jake fluktuacije dovode do stvaranja nukleusa kritične veličine i do oslobađanja akumulirane energije. Nedostatak ovog modela je što predviđa spontano nastajanje klica kritične veličine na svim područjima deformisane strukture što je u suprotnosti sa eksperimentalnim rezultatima. Drugi model se zasniva na pretpostavci da pojedina subzrna nastala u procesu deformacije i oporavljanja postaju klice koje dalje rastu u nedeformisana zrna. Dakle, klice su ne stvaraju nego se subzrna aktiviraju i postaju klice. Da bi subzrno postalo klica mora ispuniti dva uslova. Prvi je kritična veličina tj. termodinamički uslov da se pri njegovom rastu smanjuje entalpija a drugi je da bar jedan dio deformisane rešetke koji ga okružuje bude orijentisan pod velikim uglom u odnosu na rešetku subzrna. Ovaj uslov je neophodan da bi granica između subrzna i deformisane rešetke bila dovoljno pokretna.

Treći model pretpostavlja stvaranje klica kretanjem prvobitne granice zrna tj. granice zrna koja je postojala prije deformacije. Nijedan od modela nije opšti za sve metale i sve stepene deformaciije. Stvaranje klica novih nedeformisanih zrna u jednom uzorku može da se odigrava po više mehanizama istovremeno.

2.1. Brzina rekristalizacije

Rekristalizacija se odvija mehanizmom stvaranja klica i njihovim rastom. Dakle, za definisanje brzine rekristalizacije neophodno je prvo definisati brzinu stvaranja klica i brzinu njihovog rasta. Brzina stvaranja klica definiše se kao broj klica koji se stvaraju u jedinici vremena i u jedinici zapremine nerekristalisane strukture. Problem određivanja brzine stvaranja klica leži u činjenici da se klice stvaraju u toku cijelog procesa rekristalizacije. Brzina rasta se definiše kao povećanje prečnika rekristalisanih zrna u jedinici vremena. Da bi se odredila brzina rasta mora se ispitati veći broj uzoraka koji se prvo deformišu istim stepenom deformacije a zatim se žare na konstantnoj temperaturi različito vrijeme. Mijenjanjem prečnika najvećeg zrna u svakom uzorku određuje se promjena veličine sa vremenom. Brzina stvaranja klica se određuje na istim uzorcima. Definiše se i broj zrna po jedinici površine na osnovu čega se izračunava broj klica i jedinici zapremine.

O brzini rekristalizacije se ipak najčešće zaključuje na osnovu izotermalnih krivih rekristalizacije koje se konstruišu na bazi eksperimentalnih podataka. Napravi se serija ekvivalentnih uzoraka od istog materijala deformisanog istim stepenom deformacije. Uzorci se na istoj temperaturi drže različito vrijeme a zatim se metalografski određuje procenat rekristalisane strukture. Na osnovu dobijenih podataka crta se dijagram log vrijeme - % rekristalisane strukture, slika 8. Dobijene krive predstavljaju izotermalne krive rekristalizacije. Krive imaju oblik slova S, koji je karakterističan za sve procese koji se odigravaju stvaranjem klica i njihovim rastom. Upravo zbog toga brzina rekristalizacije se često izražava Džonson-Melovom jednačinom:

Slika 8: Izotermalne krive rekristalizacije bakra, deformisanog valjanjem (98%) i

žarenog na različitim temperaturama

60


Vježba br. 4

⎟⎠⎞

⎜⎝⎛−−= 43

3exp1 tGX s

π

Ova jednačina se može primjeniti na bilo koji slučaj faznih transformacija pod uslovom da se klice stvaraju homogeno, da je brzina nukleacije konstantna i to (inkubacioni period) ≈ 0. Kod faznih transformacija G je često konstantno ali ne i N i u tom slučaju koristi se Avramijeva jednačina:

[ ]n

s ktX −−= exp1 gdje su k i n su konstante, Xs je zapreminski udio rekristalisanog materijala i t je vrijeme. Vrijednost n se najčešće kreće između 1 i 2. Tačna vrijednost zavisi od vrste materijala i uslova u kojima se odigrava rekristalizacija.

Proces rekristalizacije započinje nakon određenog vremena koje se naziva inkubacioni period. U tom periodu se stvaraju klice. U početku brzina rekristalizacije je mala, zatim se povećava i ponovo smanjuje.

Brzina rekristalizacije takođe jako zavisi od temperature, slika 6. Iz datih krivih rekristalizacije čistog bakra na različitim temperaturama vidi se da se inkubaciono vrijeme kao i vrijeme potpune rekristalizacije smanjuje ukoliko je temperatura viša. Zavisnost brzine rekristalizacije od temperature daje se Arhenijusovom jednačinom:

)exp(1RTQA

t−=

gdje je t vrijeme potrebno da se određeni udio (oko 50%) strukture rekristališe na temperaturi T, Q – je aktivaciona energija rekristalizacije i R je gasna konstanta, A je konstanta koja zavisi od vrste materijala. Veličina 1/t predstavlja brzinu rekristalizacije.

Kada se zavisnost T

ft

11ln = prikaže grafički dobije se prava linija. Koeficijent pravca i odsječak

na ordinati omogućuje da se izračuna Q ili A na bilo kojoj temperaturi. Arhenijusova jednačina dobro opisuje proces rekristalizacije za većinu metala ali se ipak ne može primjeniti na sve. Osim toga treba istaći da temperatura rekristalizacije nije karakteristika metala. Ova temperatura se definiše kao temperatura na kojoj se metal deformisan velikim stepenom deformacije rekristališe za jedan sat. Kada se kaže da metal ne može da rekristališe ispod određene temperature misli se na to da ne može rekristalisati u nekom realnom vremenu.

Primjer 1: Da bi se rekristalisao komad bakra na 88oC potrebno je 9⋅103 min a 200 min na 135oC. Odrediti

aktivacionu energiju za taj proces pretpostavljajući da reakcija podliježe Arhenijusovoj jednačini. t1 = 9⋅103 min. t2 = 200 min. T1 = 88oC + 273 K = 361 K T2 = 135oC + 273 K = 408 K RJEŠENJE:

⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛−=⎟⎟

⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛−=

22111

exp1;exp1RTQ

AtRT

QA

t

molJQ

KKmolK

JQ

KmolK

JQA

KmolK

JQ

A

84,9890100032,0

45ln314,8

4081

3611

314,8exp

408314,8exp

361314,8exp

200109 3

==

⎥⎥⎥⎥

⎦

⎤

⎢⎢⎢⎢

⎣

⎡

⎟⎠⎞

⎜⎝⎛ −=

⎟⎟⎟⎟

⎠

⎞

⎜⎜⎜⎜

⎝

⎛

⋅−

⎟⎟⎟⎟

⎠

⎞

⎜⎜⎜⎜

⎝

⎛

⋅−

=⋅

61



Primjer 2: 200 h na temperaturi 223oC je potrebno da legura aluminijuma 1100-H18 rekristališe 50% a svega

0,3 h na 282oC. Izračunati aktivacionu energiju i kJ po molu za ovaj proces. Pretpostavlja se da reakcija podliježe Arhenijusovoj jednačini.

RJEŠENJE:

⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛−=⎟⎟

⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛−=

22111

exp1;exp1RTQ

AtRT

QA

t

molkJ

molJQ

Q

KKmolK

JQ

269,25043,250269

105980,2502,6

5551

4961

314,83,0200ln

5

==

⋅=

⎥⎦⎤

⎢⎣⎡ −=

−

Primjer 3: Za neku transformaciju čija se kinetika pokorava Avramijevoj jednačini parametar n iznosi 1,5.

Ako nakon 25 s je transformisano 25% koliko dugo će se odvijati transformacija do 90%. RJEŠENJE:

( )

023,012575,0ln

75,0

125,0

exp1

125

25 5,1

=−=

=

−=

−=

−

kk

e

e

ktX

k

k

ns

stt

t

e

et

t

10012,1001

0023,01,0ln

1,0

190,0

5,1

5,1

0023,0

0023,0

5,1

5,1

==

−=

=

−=−

−

Primjer 4: Izračunati brzinu neke reakcije koja se pokorava Avramijevoj kinetici pretpostavljajući da n i k

imaju vrijednost 3 i 7⋅10-3 za vrijeme izraženo u sekundama. RJEŠENJE:

( )

626,402,99

1075,0ln

15,0

exp1

3

33

107 33

==

⋅−=

−=

−−=

−

⋅− −

tt

t

e

ktXt

ns

st

r 1216,0626,411

5,0

===

Primjer 5: Kinetika rekristalizacije neke legure pokorava se Avramijevoj jednačini i vrijednost konstante n je

2,5. Ako je na istoj temperaturi rekristalisana frakcija 0,40 nakon 20 min. Odrediti brzinu rekristalizacije na ovoj temperaturi.

62


Vježba br. 4

RJEŠENJE:

( )( )

000000903,0425,56568560,0ln

140,0

exp15,2200

=−=−=

−−=−

kk

e

ktXk

ns

( )

97,225000000903,050,0ln

150,05,2

000000903,0 5,2

=−=

−= −

tt

e t

.min1042,497,225

11 3

5,0

−⋅===t

r

Primjer 6: U tabeli su dati podaci za rekristalizaciju na 600oC prethodno deformisanog čelika.

Pretpostavljajući da se kinetika ovog procesa pokorava Avramijevoj relaciji odrediti procenat završene rekristalizacije nakon 22,8 min.

RJEŠENJE:

( )

( )n

n

ns

k

k

ktX

1,29exp170,0

)1,13exp(120,0

exp1

−−=

−−=

−−=

rekristalizacije [%]

vrijeme [min.]

20 13,1 70 29,1

11,21,291,13

30,0ln80,0ln

1,2930,0ln

1,1380,0ln

=

⎟⎟⎠

⎞⎜⎜⎝

⎛=

−=

−=

n

k

k

n

n

n

( )

00098,09,122630,0ln

)29exp(170,0

exp111,2

=−=

−−=

−−=

kk

k

ktX ns

%25,515125,0

487,01)8,2200098,0exp(1 11,2

==

−=⋅−−=

S

S

S

s

XXXX

2.2. Stepen deformacije

Što je veći stepen deformacije to je brzina rekristalizacije niža, slika 9. Sa većim stepenom deformacije se akumulira veći iznos energije, odnosno formira se veći broj subzrna kritične veličine. Osim toga veći stepen deformacije uzrokuje i veće zakrivljenje rešetke pa se lakše formiraju granice pod velikim uglom.

Slika 9: Zavisnost procenta rekristalisane strukture u

aluminijumu žarenom na 350oC od procenta deformacije

Eksperimentalno je utvrđeno da se rekristalizacija može odvijati samo ukoliko je prethodno izvršena veća deformacija od nekog kritičnog stepena deformacije. Kritični stepen deformacije predstavlja minimalni stepen deformacije koji je potreban da se u metalu akumulira dovoljno energije za stvaranje klica novih rekristalisanih zrna.

Kritični stepen deformacije zavisi od vrste metala i legure, kao i od vrste naprezanja. To znači da kritični stepen za isti metal/leguru može biti različit ako je metal podvrgnut različitoj deformaciji (valjanje, izvlačenje, zatezanje, uvijanje).

Veličina rekristalisanih zrna se definiše kao veličina zrna u momentu završetka procesa rekristalizacije. Svi faktori koji utiču na proces rekristalizacije utiču na različit način, na dvije osnovne veličine, brzinu stvaranja klica, N, i brzinu rasta, G, od čijeg odnosa zavisi veličina rekristalisanih zrna. Pri rekristalizaciji se dobijaju utoliko sitnija zrna ukoliko je N veće a G manje, odnosno ukoliko je odnos N/G veći.

Stepen deformacije je najvažniji faktor jer pokazuje veliki uticaj na brzinu stvaranja klica i njihov rast. Sa stepenom deformacije veličina rekristalisanih zrna se brzo smanjuje. Najveće zrno se dobije pri kritičnom stepenu deformacije. Iz ovog slijedi da izborom odgovarajućeg stepena deformacije je moguće dobiti željenu veličinu rekristalisanih zrna. Dakle, pri manjem stepenu deformacije aktivaciona energija za

63



stvaranje klica mnogo je veća od aktivacione energije za rast zrna, zbog čega brzina rasta, G, je veća od brzine stvaranja klica, N. Temperatura rekristalizacije i veličina rekristalisanih zrna se povećavaju. Pri većem stepenu deformacije odnos N i G je obrnut, jer se smanjuje aktivaciona energija potrebna za stvaranje klica. Za stepen deformacije u intervalu od 15 do 20% aktivacione energije za stvaranje i rast klica su približno jednake. Sa povećanjem stepena deformacije aktivacione energije se smanjuju podjednakom brzinom ili se aktivaciona energija za stvaranje klica brže smanjuje što rezultira u većem N i sitnijem zrnu. Uglavnom sa većim stepenom deformacije ukupna aktivaciona energija se smanjuje.

Obično se pretpostavlja da se pri manjem i srednjem stepenu deformacije klice prvenstveno stvaraju mehanizmom kretanja prvobitnih granica zrna, što znači da se nova zrna stvaraju uglavnom u blizini prvobitnih granica zrna. Pri većem stepenu deformacije preovladavaju mehanizmi rasta subrzna stvorenih pri deformaciji i oporavljanju tj. nova zrna se stvaraju u unutrašnjosti prvobitnih zrna.

Prvobitna veličina zrna utiče na brzinu stvaranja klica. Što je polazna veličina zrna manja to su i rekristalisana zrna manja. Brzina stvaranja klica se povećava sa smanjenjem prvobitne veličine zrna jer se povećava ukupna površina granica zrna. Ako se zrna stvaraju u blizini granice zrna onda će broj klica biti veći što je veća ukupna površina granica zrna. Osim toga manje polazno zrno znači veću akumuliranu energiju i gustinu dislokacija u procesu deformacije, odnosno veća je zakrivljenost rešetke i broj subrzna kritične veličine u unutrašnjosti zrna, a to pogoduje mehanizmu stvaranja klica u unutrašnjosti zrna. Raste i brzina rasta klica ali u manjoj mjeri u odnosu na N što na kraju rezultira u sitnijem zrnu.

2.3. Uticaj rastvorenih atoma na rekristalizaciju

Uticaj rastvorenih atoma se manifestuje u povećanju temperature rekristalizacije. Njihov uticaj je najviše izražen kada su prisutni u malim koncentracijama i jako zavisi od vrste atoma. U tabeli 2 su dati uticaji pojedinih rastvorenih atoma na temperaturu rekristalizacije bakra. Tabela 2: Uticaj pojedinih elemenata na temperaturu rekristalizacije bakra

Uticaj rastvorenih atoma se objašnjava njihovom sklonošću da segregiraju po granicama zrna i subzrna formirajući «atmosfere» koje blokiraju kretanje granica zrna i subrzna. Usporavanjem kretanja granica smanjuje se brzina rekristalizacije. Uticaj rastvorenih atoma na brzinu rekristalizacije se koristi u praksi. Na primjer, bakru se dodaju male količine srebra, kadmijuma ili telura čime se bitnije ne smanjuje električna provodnost a znatno se povisuje temperatura omekšavanja hladno deformisanog metala. Na taj način se dobije provodnik električne struje relativno velike

zatezne čvrstoće.

Rastvoreni atomi

Porast temperature rekristalizacije u odnosu na

čisti Cu Nikl 0

Kobalt 15 Željezo 15 Srebro 80 Kalaj 180 Telur 240

Uticaj rastvorenih atoma, takođe, se koristi i za dobijanje željene teksture. Bakru se dodaje fosfor da bi se potisnula kubna komponenta, dok se u niskougljeničnom čeliku udio {111} komponente povećava smanjenjem sadržaja mangana u čvrstom rastvoru.

2.4. Uticaj sekundarnih faza na rekristalizaciju

Uticaj sekundarnih faza na rekristalizaciju se ogleda u prvom redu u njihovom uticaju na dislokacionu substrukturu pri deformaciji, što zatim jako utiče na brzinu stvaranja klica novih rekristalisanih zrna. Sekundarne faze mogu biti disperzne faze, prisutne prije deformacije i sekundarne faze koje se izlučuju u toku žarenja deformisanog metala razlaganjem presićenog čvrstog rastvora.

Veliki dio metalnih materijala sadrži mikrostrukture sa sekundarnim fazama, koje već u toku deformacije vrše znatan uticaj na mikrostrukturu i na njih se mora računati i u toku procesa oporavljanja i rekristalizacije. Pri tome se mora voditi tačuna i o tome da li su to tvrde (nedeformabilne) ili meke (one koje se mogu deformisati u toku plastične prerade). Uopšteno govoreći, uticaj sekundarnih faza se posmatra preko vrste, veličine i raspodjele tih čestica u matriksu.

Smicanje mekših čestica (reakcija sječenja) može umanjiti otpor deformaciji u povoljnim ravnima klizanja i kroz to dovesti do formiranja traka deformacije tj. do jake homogene deformacije koja pogoduje formiranju klica rekristalizacije. Tvrde čestice su čestice sa jakim međuatomskim vezama kao što su npr,. oksidi, karbidi i sl. U neposrednoj okolini takvih čestica hladnom deformacijom se javljaju područja jakih naprezanja uslijed gomilanja dislokacija. Tu se mogu razlikovati dva slučaja. U slučaju velikih disperznih čestica koje se nalaze na većem rastojanju jedna od druge u toku deformacije se javlja izražena ćelijska substruktura, naglašeno zakrivljenje rešetke osnovnog metala i povećana gustina dislokacija u blizini

64


Vježba br. 4

čestica. Ovim se povećava brzina stvaranja klica (velika zakrivljenost kristalne rešetke) a time i brzina rekristalizacije. Ovako se ponaša čelik koji sadrži čestice karbida, nitrida ili sulfida i aluminijum koji sadrži čestice intermetalnog jedinjenja Al3Fe.

Drugi krajnji slučaj su čestice malih dimenzija na malom međusobnom rastojanju. Također, dolazi do formiranja velikog broja dislokacija, ali su one sada ravnomjernije raspoređene, zbog čega je zakrivljenost rešetke mala, odnosno granice subzrna i pojedinačna subzrna su veoma slabo izražene. Mali broj subzrna ispunjava uslov da postanu klice novih zrna. Time se smanjuje brzina stvaranja klica, tj. brzina rekristalizacije. Stabilizacija dislokacione substrukture fino dispergovanim česticama se široko primjenjuje u praksi. Najpoznatiji primjeri su disperzno ojačane legure SAP, TD-Ni i legure na bazi bakra.

Disperzne faze koje se izdvajaju u toku žarenja takođe mogu da uspore rekristalizaciju. Naročito veliki efekti se postižu po granicama subzrna u toku oporavljanja. U tom slučaju dolazi do blokade granica zrna i smanjenja brzine stvaranja klica.

Ovaj efekt se u praksi koristi za dobijanje željene teksture ili veoma sitne strukture. Na primjer u aluminijumu se obrazovanje kubne teksturne komponente potiskuje izdvajanjem čestica Al3Fe a u niskougljeničnom čeliku se udio {111} komoponente pojačava a udio {100} smanjuje izdvajanjem AlN u toku poligonizacije.

3. Dinamičko oporavljanje i rekristalizacija

Dinamičko oporavljanje i rekristalizacija su procesi koji se uporedo odvijaju sa procesom deformacije, npr. u trenutku kada se metal sažima između valjaka ili kada se sažima na ulazu u matricu pri istiskivanju presovanjem. Ukoliko se proces oporavljanja ili rekristalizacije započne tek u trenutku kada je sažimanje završeno (npr. između dvije provlake, ili pri hlađenju) onda se radi o statičkom oporavljanju i rekristalizaciji.

Energija greške sloga ima veliki uticaj na proces dinamičkog oporavljanja i rekristalizacije. Dinamička rekristalizacija se uglavnom odvija u legurama sa malom energijom greške sloga jer je oporavljanje zbog otežanog kretanja dislokacija spriječeno. Kod legura sa velikom energijom greške sloga stepen oporavljanja koji prethodi rekristalizaciji je veći zbog čega se umanjuje aktivaciona energija za rekristalizaciju i brzina rekristalizacije je manja.

4. Rast zrna

Proces rekristalizacije se odvija na račun akumulirane energije u sistemu u toku deformacije, pri čemu se slobodna energija sistema jako smanjuje. Daljne smanjenje slobodne energije sistema se može odvijati smanjenjem ukupne površine granica zrna, jer je energija granica puno veća od energije u unutrašnosti zrna. Smanjenje površine granice zrna odvija se povećanjem zrna i to je osnovni razlog zašto nakon rekristalizacije dolazi do rasta zrna.

Rast zrna može biti normalni i abnormalni rast. Normalni rast se odvija ukoliko se produži vrijeme žarenja ili poveća temperatura i sva zrna rastu približno ravnomjerno. Abnormalni rast zrna se odvija kada je spriječen normalni rast i na znatno višim temperaturama. U toku abnormalnog rasta zrna rastu samo pojedina zrna dok se druga ne mijenjaju.

Rast zrna u odnosu na proces rekristalizacije se odvija sporije jer je pokretačka sila za ovaj proces smanjenje unutrašnje energije preko smanjenja ukupne površine granica zrna a ona je puno manja od pokretačke sile za proces rekristalizacije.

4.1. Mehanizam rasta zrna

Rast zrna se odvija kretanjem granica zrna pri čemu se atomi kreću u oba pravca kroz granicu zrna a veličina protoka zavisi od zakrivljenosti granice zrna. Granice zrna u polikristalnim agregatima teže da se postave pod uglom od 120o. Taj ugao se može dobiti samo ako zrno ima oblik pravilnog šestougaonika. Kada zrno ima manje ili više od šest granica da bi se zadovoljio uslov ravnoteže, ugao od 120o, granice zrna se zakrivljuju. Zakrivljena granica ima veću površinsku energiju od prave granice zbog čega ona teži da se ispravi a to je onda pokretačka sila za kretanje granice zrna. Zrna sa pet i manje granica imaju unutrašnju površinu granice konkavnu a spoljnu konveksnu dok je kod zrna sa više od šest granica obrnuto. Ustanovljeno je da se kretanje granice uvijek odvija u pravcu njenog centra zakrivljenosti što je i logično jer granica teži da se ispravi a time i skrati. Zbog toga zrna sa više od šest granica rastu na račun zrna sa manje od šest granica tj. velika zrna rastu na račun malih, slika 10.

65



Slika 11: Šema rasta zrna geometrijskom

koalescencijom

Slika 10: Šematski prikaz uticaja broja granica na njihovu zakrivljenost (a) i smjer kretanja pri rastu

zrna (b)

Osim ovog mehanizma rasta, rast zrna se može odvijati i mehanizmom geometrijske koalescencije,

slika 11, koji se zasniva na pretpostavci da se zrna slične orijentacije mogu spajati. Geometrijskom koalescencijom se stvaraju velika zrna sa više od šest granica koja teže da dalje rastu mehanizmom kretanja granica zrna na račun malih zrna. Geometrijska koalescencija može da se javi u metalima i legurama koji imaju izraženu usmjerenu orijentaciju, teksturu u suprotnom uslovi za ovaj mehanizam rasta se teško postižu.

4.2. Brzina rasta zrna

Eksperimentalni rezultati su pokazali da se veličina zrna u većini metala mijenja prema relaciji:

21

ktD = , odnosno . n je konstanta koja zavisi od vrste metala i temperature. Za većinu metala vrijednost je između 0,2 i 0,5. Prema ovoj jednačini brzina rasta se smanjuje sa vremenom jer je n < 1. Kako zrna rastu to se smanjuje pokretačka sila za njihov rast. Kada zrno dostigne određenu veličinu pokretačka sila više nije dovoljna za dalji rast zrna i rast se zaustavlja. Dostignuta veličina zrna je maksimalna za datu temperaturu. Sa povišenjem temperature maksimalna veličina zrna će se povećati.

nktD =

4.3. Inhibitori rasta zrna

U većini slučajeva u praksi se zahtijevaju materijali sa sitnijim zrnom jer takvi materijali imaju bolje mehaničke osobine kao što je zatezna čvrstoća i udarna žilavost. Zbog toga se velika pažnja poklanja mehanizmima koji mogu spriječiti ili usporiti rast zrna. Rast zrna može biti spriječen ili otežan djelovanjem rastvorenih atoma, sekundarnih faza, usmjerene orijentacije ili slobodnih površina. Svi ovi faktori se obično nazivaju inhibitorima rasta zrna. Mehanizam njihovog djelovanja zasniva se u stvari na smanjenju pokretljivosti granice zrna.

4.3.1. Rastvoreni atomi Rastvoreni atomi djeluju na isti način kao i na proces rekristalizacije. Segregiranjem po granicama

zrna oni otežavaju ili blokiraju njeno kretanje. Njihovo djelovanje je efikasnije na nižim temperaturama, i kao jači inhibitori rasta su se pokazali oni atomi koji izazivaju veću elastičnu deformaciju osnovne rešetke.

4.3.2. Sekundarne faze Sekundarne faze smanjuju pokretljivost granica zrna

kada smanjenje površinske energije granice, koja prati rast zrna, postane manje od lokalnog povećanja površinske energije granice koje prati njeno odvajanje od čestice sekundarne faze, slika 12.

Slika 12: Interakcija sferičnog uključka sa

granicom zrna koja se kreće

U momentu kada se granica zrna sudari sa sfernom česticom, sferna čestica se ugrađuje u granicu i zamjenjuje jedan dio granice i time smanjuje površinu granice za r2π (r je poluprečnik čestice). Maksimalno smanjenje površine granice se dobije kada se granica postavi normalno na česticu. Kretanje granice biće praćeno njenim zakrivljenjem i time povećanjem

66


Vježba br. 4

njene površine i površinske energije. Ovo povećanje zavisi od dužine linije kontakta i oblika granice u blizini uključka. Potpuno odvajanje granice od uključka izaziva dalje povećanje površine granice. Sila potrebna za potpuno odvajanje granice od čestice je jednaka (vidi sliku):

θθσπ sincos2 srF =

Iz ove reakcije proizlazi da što je veća čestica to će sila biti veća odnosno da veće čestice jače blokiraju kretanje granica. Ali isti efekt se može postići sa malim česticama ukoliko se ukupna zapremina čestica ne mijenja, jer se povećava ukupna površina granica tj. pri istom zapreminskom udjelu i istom obliku, fino dispergovane sekundarne faze snažnije blokiraju granice zrna od krupnijih.

Poznati primjeri iz prakse su: torijum oksid u volframu, Al-N, FeC i TiC u čeliku. Najpoznatiji primjer je čelik umiren aluminijem. Ovaj čelik nakon većeg stepena deformacije i rekristalizacije ima sitnozrnastu strukturu koja se ne mijenja ni u temperaturnom intervalu u kojem se obično javlja normalni rast zrna.

4.3.4. Usmjerena orijentacija Ako veći broj zrna posjeduje istu ili približno istu orijentaciju površinska energija i pokretljivost

granica su veoma mali što znači da će u takvom metalu ili leguri rast zrna biti otežan ili sasvim spriječen. Objašnjenje za smanjenu pokretljivost granica u slučaju usmjerene orijentacije proizlazi iz modela građe granice zrna i brzine difuzije atoma kroz granice zrna. Naime, što je veći ugao razorijentacije između dva zrna veća je njena «poroznost» i atomi se lakše kreću kroz takvu granicu za razliku od granica sa malim uglom razorijentacije kod kojih je obrnuto.

4.3.5. Slobodne površine Granice zrna koje izlaze na vanjske površine teže da se skrate i postave normalno na slobodnu

površinu uzorka. Sa smanjenjem zakrivljenosti smanjuje se i njena pokretljivost. Ovo naročito dolazi do izražaja kod tankih limova i žice. Brzina rasta se naglo smanjuje ako zrno zahvata cijelu debljinu uzorka jer se granica ispravila i postavila normalno na površinu uzorka. Osim toga javlja se i efekt termalnih kanala koji se formiraju na slobodnoj površini na mjestu presjeka sa granicama zrna. Ovi kanali se stvaraju u procesima površinske difuzije i premještaju se zajedno sa granicama zrna, otežavajući tako kretanje granica zrna.

4.4. Abnormalni rast zrna

Do abnormalnog rasta zrna dolazi kada se uzorak u kojem je završen proces rekristalizacije i normalnog rasta zagrije do viših temperatura. Za određeni metal obično postoji neka minimalna temperatura do koje metal mora da se zagrije da bi došlo do abnormalnog rasta. Abnormalni rast se često naziva sekundarnom rekristalizacijom a da bi došlo do abnormalnog rasta zrna moraju biti ispunjena dva uslova:

a) normalni rast zrna mora biti spriječen pod uticajem inhibitora, b) povišena temperatura mora izazvati takve strukturne promjene koje omogućavaju da samo

mali broj najvećih zrna raste na račun ostalih. Disperzne faze su najjači inhibitori za spriječavanje rasta zrna i ujedno u određenim uslovima

mogu izazvati abnormalni rast zrna. Abnormalni rast zrna se javlja kada se smanji disperzija sekundarnih faza. To se može desiti uslijed koalescencije čestica (ogrubljavanje) ili uslijed rastvaranja čestica u matriksu. U oba slučaja granice se djelimično ili potpuno deblokiraju što izaziva abnormalni rast zrna. U praksi postoje brojni primjeri pozitivnog korištenja ove pojave. Na primjer u prisustvu MnS koji je inhibitor normalnog rasta zrna abnormalni rast zrna se namjerno uzrokuje odgovarajućim termičkim tretmanom kako bi se izazvalo pojačanje teksture rekristalizacije u transformatorskim limovima.

5. Rekristalizacioni dijagrami

Kao što je već istaknuto veličina zrna je važna karakteristika koja određuje strukturno osjetljive mehaničke i fizičke osobine metala i legura. Uz hemijski sastav metala i legura, veličina zrna i stepen njene neravnomjernosti je u mnogim slučajevima određen standardima i tehničkim specifikacijama. U nekim slučajevima od suštinske važnosti je znati veličinu zrna i tip strukture ne samo u konačnom proizvodu nego i u nekim međufazama tehnološkog procesa. Npr. za mnoge materijale koji imaju smanjenu deformabilnost vrlo je važno znati veličinu zrna u momentu plastične deformacije, pošto se plastičnost materijala obično pogoršava sa povećanjem veličine zrna.

67



Najuobičajeniji način grafičkog predstavljanja ispitivanja veličine zrna u zavisnosti od različitih tehnoloških procedura je trodimenzionalni dijagram koji daje prosječnu veličinu zrna D kao funkciju deformacije i temperature žarenja ili deformacije, rekristalizacioni dijagrami.

Slika 13: a) Al, b) elektrolitičko Fe, c) komercijalno čisti Ti, d) Nb, e) Ta, F Cr, g) austenitni čelik (0,1% C, 18% Cr, 14% Ni, 2% Mo), h) austenitni čelik (0,1% C, 18% Cr, 14% Ni, 2% Mo, 1% Nb) koji sadrži NbC

karbide i Fe3Nb2 intermetalni spoj rastvorljiv iznad 1150oC

Najčešće se koriste dva tipa ovih dijagrama: prvi tip dijagrama se koristi kada se rekristalizaciono žarenje izvodi nakon hladne deformacije, slika 13. Oni ilustruju zavisnost prosječne veličine zrna od stepena deformacije i temperatura uzastopnih rekristalizacionih žarenja za vrijeme koje se uzima isto za sve temperature. Drugi tip dijagrama se konstruiše za vruću deformaciju i on pokazuje zavisnost prosječne veličine zrna od stepena i temperature vruće deformacije bez uzastopnog žarenja, slika. 14.

Slika 14: Rekristalizacioni dijagram drugog tipa; a)

niskougljenični čelik sa 0,06% C, vruće valjani, žaren 5min. na temperaturi valjanja i hlađen u peći, b) ЗИ437

legura kovana na presi i hlađena u pijesku, c) mikrostruktura niskougljeničnog čelika nakon malog

stepena deformacije i gradijenta zagrijavanja na 700o – 1000oC za ilustraciju dijagrama pod a)

Moderne tehnologije sve više koriste legure na bazi Fe, Ni, Mo, Ti, Al, Cu i sl. koje su namijenjene korištenju na visokim temperaturama i radu pod visokim naponima u agresivnim medijima. Zbog njihove slabe plastičnosti ove legure se uglavnom prerađuju vrućom deformacijom. Nakon vruće deformacije, ovi materijali su podvrgnuti završnom termičkom tretmanu (otvrdnjavanje i često starenje) da bi se dobile željene mikrostrukture. Kao što je poznato vruća deformacija ima veliki uticaj na tip strukture koja se formira u toku termičkog tretmana.

Za ove namjene neophodno je koristiti treći tip rekristalizacionog dijagrama za određivanje veličine zrna ne samo nakon vruće deformacije nego i nakon termičkog tretmana otvrdnjavanja ili starenja. Ti dijagrami sadrže dvije krive za svaku temperaturu deformacije: jednu za veličinu zrna

68


Vježba br. 4

neposredno nakon deformacije (kao u dijagramima drugog tipa) i drugu za veličinu zrna nakon termičke obrade, slika 15.

Prilikom konstruisanja rekristalizacionog dijagrama svi faktori koji utiču na veličinu zrna moraju biti konstantni i moraju biti navedeni svi brojčani podaci. To obuhvata: hemijski i fazni sastav za legure i za čiste metal stepen čistoće i sadržaj nečistoća; početnu veličinu zrna i teksturu, tip i brzinu deformacije; brzinu zagrijavanja, vrijeme izotermalnog zagrijavanja, brzinu hlađenja i sl. Veličina i položaj mikrosekcija na kojima je mjerena veličina zrna takođe treba biti specificirana.

Ipak, rekristalizacioni dijagrami u svojoj uobičajenoj formi daju ograničene informacije o tipu rekristalisane strukture i ne odražavaju mnoge strukturalne osobenosti. Dijagrami daju samo prosječnu veličinu zrna, npr. dok struktura može imati glavnu masu zrna indeksa 8 a nekolicinu vrlo velikih zrna što bi dalo prosjek indeks 2 ili 3 što je daleko od stvarnog stanja mikrostrukture. Osim nemogućnosti specificiranja tipa neravnomjernosti zrna rekristalizacioni dijagrami ne daju informacije o mikro ili makro nehomogenim zonama, linearnoj strukturi i sl. Zbog toga je Berezkovski predložio specijalne simbole za karakterizaciju tipa strukture (ekviosnost i jednolikost veličine zrna, prisustvo dvojnika, i sl.) na krivoj D -ε rekristalizacionog dijagrama, slika 16. Za praksu je naravno poželjno da rekristalizacioni dijagrami sadrže što

više podataka o strukturi a posebno o prisutnoj ekstremnoj veličini zrna, tipu nejednolikosti veličine zrna, obliku zrna, teksturi i sl.

Slika 15: Rekristalizacioni dijagram trećeg tipa za

leguru XH70BMTЮ, - hladno sabijanje, - vruće sabijanje na presi i termički tretman na

120oC/2h i na 1050o/4h

Donje dvije krive na trećem tipu dijagrama opisuju strukturu materijala u deformisanom stanju (nakon vruće deformacije). Takve strukture vrlo često sadrže djelimično nova rekristalisana zrna a djelimično početnu veličinu zrna, slika 17. Velika početna deformisana zrna su okružena finijim novim zrnima. Koncentracija novih zrna je veća nakon većeg stepena deformacije i pri manjim brzinama hlađenja. Ali zrna se međusobno ne razlikuju samo po veličini nego i u obliku (volumna energija). Velika početna zrna se deformišu i iščezavaju zagrijavanjem ili u toku sporog hlađenja neposredno nakon vruće deformacije. Fina, savršenija nova zrna rastu na račun velikih; slika je suprotna onoj uočenoj kod zagrijavanja uobičajenih nehomogenih metala gdje velika zrna rastu na račun malih. Na primjer, austenitni čelik tip 12X18H9 je imao veliki broj zrna indeksa 1 i 2 u početnom stanju. Nakon plastične deformacije na 1100oC i hlađenja 1,5 s prije otvrdnjavanja, indeks 1 je iščezao ali su registrovana zrna indeksa 3 i 4. Nakon iste deformacije i 15 s hlađenja dobijena je finija struktura indeksa 6 i većeg- Nakon hlađenja 500 s ponovo su se pojavila zrna indeksa 4 i 5. Prema tome velika zrna indeksa 3 i 4 u metalima hlađenim 1,5 s su u stvari deformisana zrna koja iščezavaju prilikom zagrijavanja koje slijedi.

Slika 16: Rekristalizacioni dijagram trećeg tipa koji opisuje

strukturu; 1 – ekviosna uniformna zrna, 2 – neekviosna uniformna zrna, 3 – izdužena stara zrna i fina ekviosna zrna na njihovim granicama (početak primarne rekristalizacije),

4 – ekviosna stara zrna i individualna nova zrna (5% površine) na njihovim granicama (nejednolikost, početak primarne rekristalizacije), 5 – nova ekviosna zrna (100%

površine) početak rasta zrna, 6 – dvojnici u većini zrna, 7 – nejednolikost (pune linije – nakon hladnog sabijanja, tačka

– crta nakon hladnog sabijanja i termičkog tretmana)

69



Slika 17: Mikrostruktura H36XTЮM8 legure nakon vruće plastične deformacije do 6%

a) i 20% b) velika područja su deformisana zrna

Jasno je da su osobine deformaciono ojačanih zrna značajno drukčije od onih rekristalisanih. Zbog toga je važno da rekristalizacioni dijagrami trećeg tipa ukazuju na prirodu zrna (deformisan, rekristalisan ili oboje) koji čine strukturu. Na slici 16 je dat sistem preporučenih simbola za dizajniranje različitih struktura na rekristalizacionim dijagramima i rekristalizacioni dijagram konstruisan sa ovim simbolima.

Drugi nedostatak rekristalizacionih dijagrama je da oni u stvari uvijek ne predstavljaju stvarni stepen deformacije. Rekristalizacioni dijagrami se obično konstruišu ispitivanjem ravne ili cilindrične probe koja se deformiše hladnim sabijanjem ili valjanjem i zatim termički tretira. Nakon toga se prosječna veličina zrna određuje preko visine uzorke (na presjeku dijagonala na pravouglom uzorku) i stepen deformacije se računa po formuli:

( )or

for

HHH −

=ε

Ipak stepen deformacije može značajno varirati duž visine uzorka zahvaljujući trenju između uzorka i alata za deformaciju, posebno kod male deformacije i velikih brzina sabijanja. Razlika u temperaturi početka rekristalizacije po visini može iznositi i do 100oC. Pavlov je predložio metod vijka za određivanje stvarnog stepena deformacije. U probušeni uzorak se nareže navoj duž ose cilindričnog uzorka kako bi se mogao staviti vijak od istog materijala. Nakon deformacije i termičkog tretmana (za konstrukciju prvog i drugog tipa dijagrama) ili neposredno nakon vruće deformacije (za konstrukciju trećeg tipa dijagrama), uzorak se reže u smjeru sabijanja. Stvarni stepen deformacije na različitim tačkama duž visine uzorka se određuje promjenom koraka navoja:

o

noact S

SS −=ε

gdje je So korak prije sabijanja i Sn korak nakon sabijanja. Prosječna veličina zrna se određuje na odgovarajućem poprečnom presjeku i konstruiše se dijagram na kojem prosječna veličina zrna pomaknuta u odnosu na stvarni stepen deformacije na presjeku gdje je ta veličina bila određena. Slika 18 pokazuje jedan takav dijagram. Veličina zrna je data sa dvije linije. Gornja odgovara stvarnom stepenu deformacije a donja prosječnom stepenu deformacije izračunatom na uobičajeni način. Pod uobičajenim uslovima razlike u vrijednostima prosječne veličine zrna su male, ali bi mogle biti veće ako bi se označile druge strukturalne karakteristike na dijagramu.

Najekonomičniji i najbrži metod konstrukcije stvarnih rekristalizacionih dijagrama se zasniva na korištenju koničnih uzoraka koji se deformišu zatezanjem, a prije deformacije na uzorcima se naprave markeri. Stvarna deformacija se određuje na osnovu

Slika 18: Rekristalizacioni dijagram srednjeugljeničnog čelika

(0,65%, 0,4% Mn, 0,29% Si, 0,24% Ni, 0,14% Cr); Vruća deformacija pod čekićem, žarenje 40 min. na temperaturi deformacije; gornje linije su stvarni dijagrami a donje su

uobičajeni dijagrami

70


Vježba br. 4

promjene u udaljenosti između markera. Nakon deformacije ovog uzorka, dobije se set vrijednosti deformacije od vrijednosti blizu nula na

krajevima do maksimalnih vrijednosti na vratu (ili u predjelu loma). Najviši stepen deformacije je određen plastičnošću uzorka u datim uslovima plastične prerade. Stepen deformacije dužinom uzorka može varirati sa promjenom nagiba ugla na krajevima i ukupne deformacije cijelog uzorka. Na primjer analizirajući interval kritične deformacije logično je smanjenje ugla nagiba i tako proširenje područja manjeg stepena deformacije.

Ispitivanjem jednog uzorka (deformisanog i žarenog na datoj temperaturi) izotermalni presjek rekristalizacionog dijagrama može biti određen i cijeli dijagram konstruisan iz rezultata dobijenih na 10 uzoraka. Nadalje, metod je prilično ilustrativan, posebno u slučajevima gdje se javljaju grubozrnate ili nejednolike strukture u konačnim intervalima.

Metod koničnog uzorka je neprimjenljiv na materijalima niske plastičnosti gdje se lom javlja poslije male plastične deformacije. Osim toga treba imati na umu da relacije specifične za uzorke deformisane zatezanjem nisu uvijek primjenljive na druge tipove deformacije. Tamo gdje male varijacije u veličini zrna nisu važne i nisu prisutni uslovi za formiranje nejednolike strukture zrna uobičajeni metod za konstrukciju rekristalizacionih dijagrama mogu dati zadovoljavajuće rezultate.

Jos jedan nedostatak uobičajenih rekristalizacionih dijagrama je što predstavljaju veličinu zrna nakon različitih stepena deformacije i na različitim temperaturama žarenja za isto vrijeme žarenja, tj. u suštini za različita stanja rekristalizacije. Jasno je da za isto vrijeme zagrijavanja i hlađenja rekristalizacija se može odvijati jače nakon većeg stepena deformacija ili više temperature žarenja.

Uprkos njihovim manjkavostima rekristalizacioni dijagrami se široko koriste prilikom izbora uslova procesa plastične prerade metala, među kao i završnih procedura žarenja. Koristeći rekristalizacioni dijagram mogu se pratiti promjene u veličini rekristalisanih zrna zavisno od stepena deformacije ε na konstantnoj temperaturi žarenja (ili deformacije) ili na temperaturi žarenja (deformacija pri konstantnom stepenu deformacije).

Porast u stepenu deformacije jako povećava brzinu nukleacije u procesu rekristalizacije i moglo bi se očekivati da veličina zrna na rekristalizacionom dijagramu se kontinuirano smanjuje sa povećanjem deformacije. Ovo bi ustvari bio slučaj ako bi rekristalizacioni dijagram pokazivao veličinu zrna sa krajem primarne rekristalizacije. Ali dijagrami daju veličinu zrna nakon žarenja za isto vrijeme za sve temperature i deformacije, drugim riječima različiti dijelovi dijagrama predstavljaju različite faze rekristalizacije.

Na temperaturama zagrijavanja iznad tokom žarenja koje se odvija za neko uobičajeno vrijeme primarna rekristalizacija ima dovoljno vremena da se završi i da neka zrna počnu da rastu, odnosno da počne sekundarna rekristalizacija. U vezi sa ovim zavisnost veličine zrna o deformaciji na rekristalizacionim dijagramima se ne opisuje sa monotonom krivom nego sa onom koja ima jedan ili više maksimuma. Broj, položaj i visina ovih maksimuma kao i mehanizmi kojima se oni odvijaju zavisi od mnogo faktora.

rst

Najrašireniji je prvi maksimum veličine zrna u području niskog, tzv. kritičnog stepena deformacije i prisutan je na svim dijagramima rekristalizacije. Drugi manje raširen maksimum se javlja u području srednjih vrijednosti deformacije i obično se uočava u području između 20 i 50 % deformacije u zavisnosti od sastava legure, početne veličine zrna, temperature i stepena deformacije, i sl. Ovaj maksimum je tipičan za mnoge često korištene legure otporne na temperaturu u kojima su grubo zrno i nejednolikost štetne. Treći maksimum se uočava vrlo rijetko i leži u području visokih vrijednosti deformacije ako je bila prisutna izražena tekstura deformacije prije rekristalizacije. Nekolicina zrna koja imaju različitu orijentaciju od matriksa rastu na račun njegovih zrna.

Zavisnost prosječne veličine zrna od temperature žarenja pri konstantnom stepenu deformacije je ipak jednostavnija. Ako legura (metal) trpi polimorfnu transformaciju porast u temperaturi žarenja iznad rezultira u monotom porastu veličine zrna. U prisustvu rastvorljivih disperznih faza na visokim temperaturama (nitridi, karbidi, oksidi, inetermetalna jedinjenja) rekristalisana zrna ne rastu sve dok temperatura ne dostigne temepraturu rastvorljivosti ovih faza. Dostizanje te temperature izaziva nagli porast veličine zrna. Ovaj porast veličine zrna je naročito izražen u području kritične deformacije. Što su više temperature na kojima se odvija rastvaranje faza to je intenzivniji rast zrna. Ovaj skokovit porast zrna je uočen kod brojnih metala i legura na rekristalizacionim dijagramima i može se smatrati znakom početka rastvaranja sekundarnih faza.

rst

Odnos )(τfD = je komplikovaniji ako se odvija polimorfna transformacija u metalu. Ova transformacija profinjuje početna; prema tome ako se zagrijavanje odvija na temperaturama znatno višim ili nižim od temperature polimorfne transformacije formiraju se gruba zrna.

71



Postoji i specijalni tip rekristalizacionih dijagrama za zagrijavanje velikom brzinom (indukciono ili zagrijavanje električnim kontaktom) bez izotermalnog držanja, slika 19. Oni se konstruišu za različite brzine zagrijavanja. Važna karakteristika rekristalizacije u toku zagrijavanja velikom brzinom a koja se odražava na rekristalizacione dijagrame je da veličina zrna mnogo manje zavisi od stepena deformacije nego prilikom zagrijavanja uobičajenim brzinama. Za stepen deformacije iznad kritične vrijednosti rekristalizacioni dijagram u stvari daje veličinu zrna sa završetkom primarne rekristalizacije pošto proces rasta zrna kretanjem granica zrna u suštini nema dovoljno vremena da se razvije ili da se odvija jedino u ranoj fazi tako da njegov efekt na konačnu strukturu je neuporedivo niži nego efekt primarne rekristalizacije.

Na kraju treba istaći da tip strukture formirane u završnom žarenju ne zavisi samo od uslova tog žarenja i prethodne deformacije nego i od parametara strukture formirane tokom ranijih operacija. Najvažniji strukturni

parametri su: veličina i jednolikost zrna, tekstura, prisustvo čestica sekundarne faze i veličina, koncentracija i distrubicija ovih čestica. Važnost ovih faktora se može ilustrovati slikom 20 za Cr-brozu (Cu + 0,5 % Cr) za dva različita početna stanja sa različitom veličinom zrna. Stanje 1 je formirano otvrdnjavanjem od 1020oC i zatim starenjem na 500oC/20h. Prosječna veličina prečnika zrna je bila 0,7 mm, veličina čestica Cr, dCr, približno 50 nm i koncentracija Cr u čvrstom rastvoru je približno 0,02 mas.%.

Slika 19: Rekristalizacioni dijagram za zagrijavanje velikom

brzinom; a) komercijalno Fe, indukciono zagrijavanje, 50oC/s, b) čelik 10, kontaktno električno zagrijavanje 1 s,

hlađenje na zraku, c) čelik 10, zagrijavanje u peći 10 min., hlađenje na zraku

Stanje 2 je dobijeno otvrdnjavanjem sa 700oC (držanjem 1h na toj temperaturi). Respektivni parametri su: D = 0,002 mm, dCr = 2 – 4 µm i x 0 0,04 mas.% Cr. Dva stanja se razlikuju jedan od drugog i u deformacionim teksturama a posebno u teksturi primarne rekristalizacije. Stanje 1 je imalo tri komponente kubne teksture a stanje 2 jednu komponentu kubne teksture.

Uzorci su zatim hladno valjani pri stepenu deformacije od 20, 40, 60 i 80% i žareni na 800o, 900o, 1000o i 1040oC. Rekristalizacioni dijagrami su dobijeni iz rezultata ovih ispitivanja, slika 20. Kao što se vidi dijagrami se značajno razlikuju. Rekristalizacija na 800o i 900o nakon srednjeg stepena deformacije je finijeg zrna u stanju 1 dok u stanju 2 praktično nema promjene. Zagrijavanje na 1000oC ima obrnut odnos. Za uzorke u stanju 2 koji su deformisani 80% zagrijavanje na 1040oC je rezultiralo u oštro izraženom maksimumu veličine zrna uslijed sekundarne rekristalizacije u kubnoj teksturi matriksa. Uzorci u stanju 1 nisu dali takav maksimum.

Ovaj primjer pokazuje da se ne treba oslanjati samo na rekristalizacione dijagrame bez razmatranja početnog stanja materijala i uslova završne deformacije i termičkog tretmana. Pošto su strukturne karakteristike određene rekristalizacionim procesom prilično brojne i važne ne mogu sve biti prisutne na uobičajenim rekristalizacionim dijagramima, zbog čega su razvijeni specijalni rekristalizacioni dijagrami za

Slika 20: Rekristalizacioni dijagram za Cr-bronzu; a) otvrdnjavanje sa

1020oC i zagrijavanje na 500oC/20 h, b) otvrdnjavanje sa 700oC

72


Vježba br. 4

predstavljanje nekih posebnih karakteristika ovog procesa. Neki od njih su: + Dijagram koji registruje brzinu procesa i temperature ili vremenski interval njegovog

odvijanja. Ovaj tip dijagrama pokazuje vrijeme početka i kraja primarne rekristalizacije zavisno od temperature žarenja i stepena prethodne deformacije.

+ Sa vrućom deformacijom, posebno sa stanovišta visoko temperaturnih termomehaničkih procesa odgovarajući dijagrami su dijagrami koji daju zavisnost temperature početka i kraja rekristalizacije od stepena vruće deformacije i vrijeme žarenja koje slijedi ili zavisnost rekristalisanog volumena o temperaturi deformacije (za dati stepen deformacije) i vremena držanja na temperaturi deformacije, slika 21.

+ Dijagrami strukturnog stanja su dijagrami koji karakterišu stanje (nerekristalisano, poligonizirano, rekristalisano) kao funkciju brzine i temperature deformacije, slika 22.

Tehnolozi mogu koristiti dijagrame za PCK legure čije su osobine jako zavisne od teksture. Takvi dijagrami su projekcija rekristalizacionih dijagrama prvog tipa na ravan deformacija – temperatura zagrijavanja. Ova projekcija određuje područja koja imaju poseban tip strukture i teksture. Šematski primjer ovog dijagrama je dat na slici 22.

Slika 21: Promjena i sa stepenom plastične

deformacije i vremenom žarenja (a) udio rekristalisanog volumena naspram temperature deformacije (ε = 25%) i vremenom žarenja (b)

srt

frt

Slika 22: Strukturni dijagrami; a) AMr6 legura nakon

vruće deformacije i termičkog tretmana, b) PCK precizna magnetna legura nakon hladne deformacije i

zagrijavanja: I – struktura primarne rekristalizacije (pr) i rast zrna (gg) bez izražene teksture: II – primarna

rekristalizaciona struktura sa kubnom teksturom; III – sekundarna rekristalizaciona struktura sa slabom

teksturom Dakle, izrada rekristalizacijskih dijagrama je od velikog značaja prije svega za čelike posebne

namjene. Slijedeća dva primjera se odnose na dva vatrootporna čelika koji se nakon valjanja podvrgavaju hladnoj deformaciji vučenjem. Iz datih dijagrama se vidi stepen deformacije i koja je to najpovoljnija temperatura rekristalizacije. U slučaju da pri pravilnoj hladnoj deformaciji i rekristalizaciji se ne postignu željene osobine i mikrostruktura uzroke treba tražiti u preradi vrućom deformacijom ili u postupku izrade taline. Što znači da rekristalizacijski dijagrami ne propisuju samo tehnologiju izrade nego su takođe i dobri pokazatelji otklanjanje manjkavosti pri proizvodnji čelika.

Primjer rekristalizacionog dijagrama za Č.4961

Sa dijagrama na slici 23 vidi se da je najpovoljnija temperatura rekristalizacije 675oC. Ispod ove temperature može se reći da se odvija oporavljanje a iznad ove temperature veličina zrna raste i temperatura od 700oC je kritična temperatura rekristalizacije s obzirom na veličinu zrna. Također se sa dijagrama jasno vidi da je veličina zrna manja što je veći stepen deformacije. Za ovaj čelik kritični stepen deformacije 25%. Osim toga vrlo je važna veličina i vrijeme trajanja žarenja. Za duže vrijeme žarenja doći će do odvijanja sekundarne rekristalizacije tj. ogrubljenja zrna. Uvijek

Slika 23: Rekristalizacijski dijagram za Č.4961 (23%Cr, 5,5% )Al

73



treba izabrati minimalno potrebno vrijeme što uglavnom zavisi od vrste materijala. Za ovaj čelik najpovoljnije je vrijeme od 30 min. za stepen deformacije od 30% i temperaturu rekristalizacije od 675oC. Iz tabele 3 se vidi kako se mijenjaju mehaničke osobine od hladno deformisanog stanja čelika do rekristaliziranog. Uzeta je prosječna vrijednost 25 uzoraka.

Tabela 3: Mehaničke osobine Č.4961

Stanje čelika Re [N/mm2] Rm [N/mm2] A [%] Z [%] Hladno deformisano (stepen deformacije od 30%) 915 1023 15,4 49,2

Oporavljanje na 600oC 630 774 23,9 57,7 Rekristalizacija na 675o C/30 min. 540 701 29,5 66,4

Primjer rekristalizacionog dijagrama za Č.4561

Na slici 24 je dat rekristalizacijski dijagram za Č.4561. Iz dijagrama se vidi da je kritična temperatura rekristalizacije 1070oC, a kritični stepen deformacije je 20% u termičkoj obradi koja mora biti između 900o i 1050oC. Vrijeme žarenja je takođe 30 min, a nakon žarenja čelik treba ohladiti u vodi. U tabeli 4 su date vrijednosti mehaničkih osobina hladne prerade i rekristaliziranog čelika (prosječna vrijednost 25 uzoraka).

Ovaj čelik je veoma osjetljiv na temperaturu valjanja i ako je temperatura valjanja bila neodgovarajuća, gruba zrna u ovom

čeliku se ne mogu popraviti naknadnom termičkom obradom. Takav čelik je potrebno ponovo preraditi u vrućem stanju, što najčešće nije izvodljivo jer se radi o žici. Da bi se to izbjeglo vrlo je važno izabrati pravilan režim zagrijavanja i valjanja. Ako su početne temperature valjanja visoke, mikrostruktura sa porastom temperature do konačne vrijednosti je sve više grubozrnata i nehomogena. Što je veća početna temperatura valjanja to niža mora biti završna temperatura valjanja da bi se dobilo sitno zrno i homogena mikrostruktura nakon termičke obrade. Eksperimenti su pokazali da pri početnoj temperaturi valjanja od 1150oC konačna temperatura valjanja treba da bude 960oC, a ako je početna 1000oC i konačna je temperatura valjanja 1000oC.

Slika 24: Rekristalizacijski dijagram za Č.4561 (21% Cr, 30% Ni)

Tabela 4: Mehaničke osobine Č.4561

Stanje čelika Re [N/mm2] Rm [N/mm2] A [%] Z [%] Hladno deformisano (stepen deformacije od 30%) 714 995 19,3 51,2

Oporavljanje na 600oC 394 713 40 64,6 Rekristalizacija na 675o C/30 min. 34,2 66,8 46,5 70,1

Ako se valja pri niskoj početnoj temperaturi od 1000oC, zrno pri termičkoj obradi na višim

temperaturama postane, recimo 1050oC, postane vrlo nehomogeno. Samo ako je početna temperatura valjanja znatno viša i završna temperatura valjanja znatno niža od temperature termičke obrade dobije se pri pravilnoj termičkog obradi sitno zrno. Najbolja homogenost mikrostrukture se dobije ako početna i završna temperatura valjanja leže blizu temperature termičke obrade.

74


Vježba br. 5

TEKSTURA

Karakteristika polikristalnih tijela da su kristali odnosno zrna statistički orijentisana. Ukoliko se polikristalno tijelo obrađuje plastičnom deformacijom rešetka kristala će pod uticajem deformacije rotirati i težiti da se postavi u odgovarajući položaj prema pravcu dejstva deformacione sile. Na taj način većina zrna se usmjerava u istom ili približno istom pravcu i nastaje jednolika kristalografska orijentacija koja se naziva tekstura. Tekstura je dakle struktura polikristalnog agregata u kojem najveći broj zrna ima istu ili približno istu kristalografsku orijentaciju. Usmjerenost teksture nastala u toku nekog od vidova plastične deformacije se naziva tekstura deformacije. Pri žarenju nakon hladne deformacije u procesu rekristalizacije ponovo se formira usmjerena orijentacija strukture koja može biti slična teksturi deformacije ili potpuno različita od nje i naziva se teksturom žarenja. Pri kristalizaciji ingota ili drugih odlivaka kristalna zrna u zoni stubastih kristala često su orijentisana u jednom kristalnom pravcu paralelno pravcu odvođenja toplote. Takva kristalograska usmjerenost se naziva tekstura livenja.

Kada su sva zrna usmjerena u jednom kristalnom pravcu <uvw> to se naziva prostom aksijalnom teksturom, slika 1a. U tom slučaju je rešetka zrna u svim drugim elementima različito orijentisana tj. nejednako zarotirana oko prioritetnog pravca koji predstavlja osu orijentacije. Takva tekstura se obično javlja u vučenoj žici ali i prilikom drugih postupaka plastične deformacije.

Slika 1: Šema usmjerene

orijentacije strukture: a) prosta aksijalna strukutra, b) visoko

simetrična struktura

Visokosimetrična tekstura nastaje kada je kompletna rešetka svih kristalnih zrna jednako orijentisana. U tom slučaju sve kristalne ravni i pravci su jednako usmjereni tako da je polikristalni uzorak po kristalografskoj orijentaciji i osobinama sličan velikom monokristalu. Realna tekstura metala i legura se nalazi između dva krajnja slučaja.

Jednostavan način opisivanja teksture je pomoću idealnih orijentacija. Pri tome se definiše kristalni pravac koji je paralelan određenom uslovnom pravcu u uzorku npr. osi žice. U slučaju lima mora se definisati kristalna ravan paralelna ravni valjanja i kristalni pravac u toj ravni koji je paralelan pravcu valjanja (P.V.). Na primjer ako je u žici nekog metala sa kubnom strukturom dodekaedarski pravac <110> u svim zrnima paralelan osi žice onda je tekstura <110>. Kod lima kada su zrna sa kubnom ravni paralelna ravni valjanja tada je to kubna tekstura {001}<100>, odnosno

ako je orijentacija kao na slici 2b onda je tekstura {001}<110>.

Slika 2: Orijentacija kristalnih zrna kubnog metala sa

teksturom a) {001}<100>, b) {001}<110>

1. Polarna slika

Ukupna orijentisanost kristalnih zrna u polikristalnom uzorku može se prikazati pomoću polarnih slika. Polarna slika je stereografska projekcija na kojoj je prikazan raspored polova jedne familije ravni (hkl) rešetke u svim zrnima u odnosu na uslovne pravce uzorka. Uslovni pravac žice je osa žice a kod lima je to pravac valjanja (P.V.) i poprečni pravac (P.P) i normale na ravan valjanja. Ravan projekcije za teksturu žice je paralelna poprečnom presjeku žice a za teksturu lima paralelna je ravni valjanja u kojoj leži pravac valjanja P.V. i poprečni pravac P.P. Najčešće se daje raspored {001}, {011} ili {111} polova nekog polikristalnog agregata koji posjeduje usmjerenu orijentaciju. U zavisnosti od polova koji prikazuju dobije se (001), (011) ili (111) polarna slika. Za određivanje rasporeda polova neke familije ravni koristi se rendgenski difraktometar.

Tekstura PCK metala se najčešće prikazuje pomoću polarnih slika {100} i {111}, a VCK metala pomoću polarnih slika {100} i {110}, mada se koriste i polarne slike drugih ravni malih indeksa.

Ako su u polikristalnom uzorku zrna orijentisana nasumice, statistički ravnomjerno u svim pravcima projekcije polova na polarnoj slici su statitistički ravnomjerno raspoređeni. Na primjer, ako imamo lim sa deset zrna i poznata je orijentacija svakog zrna u odnosu na ravan lima i pravac valjanja onda

75



se na stereografskoj projekciji mogu prikazati npr. 001 polovi svakog zrna. Svako zrno ima šest (001) polova (svaki kristal ima šest (001) ravni i to će ukupno biti 60 polova, slika 3. Kod statističke orijentacije zrna u svim pravcima polovi će biti približno ravnomjerno raspoređeni po stereografskoj projekciji. Sasvim ravnomjeran raspored ne može da se dobije zbog prirode projekcije zbog čega su polovi nešto zgusnutiji oko centra i razrijeđeni na periferiji projekcije. Približno ravnomjeran raspored polova na stereografskoj projekciji pokazuje da u ispitivanom uzorku nema teksture.

Slika 3: (001) polarna slika; statistička

orijentacija zrna u svim pravcima

1.1. Prikazivanje poznate teksture na polarnoj slici

Na polarnim slikama se mogu odrediti idealne orijentacije koje približno opisuju teksturu uzorka. Pomoću standardnih stereografskih projekcija monokristala određuje se ravan paralelna ravni valjanja odnosno projekciji polarne slike. Ukoliko bi smo željeli da na polarnoj slici predstavimo raspored polova {100} monokristalnog lima moramo prvo uzeti onu standardnu stereografsku projekciju čija je ravan projekcije paralelna ravni valjanja odnosno lima. To mora biti standardna stereografska projekcija {100} jer je pri crtanju te projekcije zadovoljen uslov da ravan {100} bude paralelna ravni projekcije odnosno ravni valjanja a pravac <100> je pravac normalan na ravan projekcije, odnosno paralelan pravcu valjanja, slika

4a.

Slika 4: a) Kubni kristal čija je {100} ravan paralelna ravni lima a pravac <001> pravac paralelan

pravcu valjanja, b) standardna stereografska projekcija 100

Iz standardne stereografske projekcije (100), slika 4b, se vidi da se polovi {100} ravni nalaze na položajima N-S i W-E kao i u centru projekcije. Ako bi se lim sastojao od deset zrna i ako svih deset zrna imaju istu orijentaciju to znači da bi se svih šesdeset (100) polova trebalo nalaziti u položajima N-S i W-E i u centru projekcije. To bi bila idealna orijentacija.

Mnogo realniji slučaj je da je ovih deset zrna orijentisano tako da je u većini zrna {100} samo približno paralelna ravni valjanja. U tom slučaju polovi tih zrna će se nalaziti u blizini idealnih položaja, odnosno grupisati će se oko idealnih položaja na stereografskoj projekciji. Što orijentacija više odstupa od idealne to su polovi udaljeniji od svojih idealnih položaja. Realnija polarna slika 100 bi izgledala kao na slici 5a.

76


Vježba br. 5

Najmanje osjenčena područja su područja najveće koncentracije polova. Koncentracija polova se smanjuje u područjima koja su udaljenija od idealnih položaja jer se smanjuje broj zrna čija orijentacija odstupa od idealne. Znači na polarnoj slici (100) sa maksimalnom gustinom polova treba da se poklope polovi kubnih osa, a na polarnoj slici (111), slika 5b, polovi oktaedarskih pravaca odnosno ravni {111}.

Slika 5: a) {100}<001> tekstura; (001) polarna slika, b) {100}<001> tekstura, (111) polarna slika

1.2. Određivanje idealne orijentacije poređenjem polarne slike sa standardnom stereografskom projekcijom

Polarne slike se dobiju rendgenostrukturnom analizom. Sva odstupanja od idealne orijentacije mogu takođe da se prikažu polarnim slikama. Postupak se sastoji u tome da se područja u kojima je gustina polova ista obilježe izohipsama. Izohipse se zatim označavaju brojevima kojima je definisana relativna gustina polova1. Idealna orijentacija se određuje poređenjem poznate polarne slike sa standardnim stereografskim projekcijama.

Na slici 6 je predstavljena (111) polarna slika hladno valjanog mesinga. Izohipse koje ograničavaju područje različite gustine 111 polova označene su brojevima od 200 do 600, pri čemu je 600 područje najveće gustine polova (111).

Slika 6: Mesing 70/30 deformisan valjanjem 95%;

(111) polarna slika ∆{110}<112>

Poređenjem ove polarne slike sa raznim standardnim stereografskim projekcijama traži se ona stereografska projekcija na kojoj se idealni (111) položaji poklapaju sa područjima najveće gustine (111) polova. Postupak se sastoji u slijedećem: polarna slika se postavi preko standardne stereografske projekcije (osnovni krugovi moraju biti jednaki) i rotira se oko centra da bi se utvrdilo da li se položaji najveće gustine 111 polova poklapaju sa idealnim. Za ovaj slučaj to će biti stereografska projekcija (011), što znači da je ravan 011 približno paralelna ravni valjanja. Nakon rotacije od 35,3o koja polove 112 dovodi u položaj N i S utvrđuje se i da je pravac 112 pravac valjanja. Dakle, iz toga se zaključuje da se tekstura hladnovaljanog mesinga može opisati kao {011}<112>.

1 Brojke pokazuju relativnu ili apsolutnu visinu nivoa polarne gustine, tj. koliko je puta gustina polova neke

familije ravni u uzorku sa pretpostavljenom teksturom veća ili manja u odnosu na uzorak bez teksture (etalon). Za uzorak bez teksture usvojeno je da je polarna gustina jednaka jedinici.

77



1.3. Određivanje idealne orijentacije mjerenjem uglova na polarnoj slici

Ravni paralelne ravni valjanja mogu se odrediti i mjerenjem uglova između centra projekcije i najmanje dva položaja maksimalne gustine polova. Na sličan način se mogu odrediti i pravci paralelni pravcu valjanja.

Tabela 1: uglovi između ravni kubnih kristala Na polarnoj slici (111) hladnovaljanog

mesinga, slika 6, nalaze se četiri simetrična položaja maksimalne gustine polova označenih sa 600, a na osnovnom krugu četiri simetrična položaja označena sa 400 i dva sa 500 (položaji E i W). Ugao između svih položaja maksimalne gustine na osnovnom krugu i centra projekcije jednak je 90o. Iz tabele 1 se vidi da (111) polovi zatvaraju ugao od 90o sa polovima (110), što znači da se u centru projekcije nalazi 110 pol tj. da je ravan {110} paralelna ravni valjanja. Ali polovi (111) zatvaraju i ugao 35,3o sa (110) polovima. Ugao između centra projekcije i simetričnih položaja (600) je približno jednak tom uglu. Takođe, polovi (111) koji se nalaze na osnovnom krugu zatvaraju ugao od 19,5o i 90o sa položajem N. Prema tabeli 1 u N se nalazi (112) pol. To znači da pravac <112> leži u {110} ravni, odnosno u ravni valjanja i da je paralelan pravcu valjanja.

Pored normalnih polarnih slika koriste se i inverzne polarne slike. Inverzna polarna slika daje raspored orijentacija spoljašnjeg pravca uzorka (osa žice, pravca valjanja, poprečnog pravca ili pravca normale na ravan valjanja) u odnosu na kristalnu rešetku. Na slici 7 su predstavljene inverzne polarne slike mesinganog lima za tri karakteristična pravca. U

pravcu valjanja najveća polarna gustina je u polovima (112) i (100) što znači da je veliki broj zrna orijentisan pravcu valjanja. Paralelno normali na ravan valjanja su pravci <110> i <111> a poprečnom pravcu lima su kristalni pravci <111> i <110>. Inverzne polarne slike imaju prednost u odnosu na normalne pri prikazivanju teksture žice jer je u tom slučaju dovoljna jedna polarna slika za određivanje prioritetne orijentacije i veličine njenog rasipanja. Za opisivanje teksture lima prednost je na strani normalnih polarnih slika.

Danas se za ukupnu orijentisanost kristalnih zrna u polikristalnom uzorku koriste funkcije prostorne raspodjele orijentacija FPRO (ODF). Te funkcije omogućavaju da se odredi korelacija između usmjerene orijentacije kristalnih zrna i određenih osobina metala.

Slika 7: Inverzne polarne slike lima od mesinga: a) pravac valjanja, b) pravac normale na ravan valjanja PN, c) poprečni pravac PP

78


Vježba br. 5

1.4. Metode i postupci određivanja teksture materijala

1.4.1. ODF funkcija

Tekstura po klasičnoj definiciji je distribucija orijentacija svih kristala u razmatranom uzorku. ODF može biti definisana na dva načina: kao volumni udio ili brojčani udio kristala koji imaju određenu orijentaciju.

)(gfdgVdV

vol= )(gfdgN

dNnumb=

Slika 8: Opisivanje kristalne orijentacije

Milerovim indeksima i Ojlerovim uglovima

Odnos ove dvije funkcije definiše orijentacionu zavisnost veličine zrna. Orijentacija zrna g može se specificirati na mnogo načina, npr. matriksom orijentacija, kristalografskim indeksima ili Ojlerovim uglovima, slika 8.

[ ] { }21

333231

232221

131211

)( ϕϕ Φ==⎥⎥⎥

⎦

⎤

⎢⎢⎢

⎣

⎡uvwhkl

gggggggg

Slika 9: Predstavljanje kristalne orijentacije u Ojlerovom prostoru: a) jednog kristala, b) svih

kristala, c) gustine orijentacija, d) ODF predstavljena sa linijama istog nivoa u presjeku kroz

prostor orijentacija

Osim ovih, postoji i mnogo drugih načina opisivanja u literaturi, npr. rotaciona osa i ugao, Rodrigovi vektori. ODF funkcija se može predstaviti sa površinama ili linijama jednakih nivoa u izabranom prostoru orijentacija, npr. Ojlerovom prostoru kao što je to pokazano na slici 9. Funkcije su obično normalizovane pomnožene sa statističkom gustinom.

1)( ≡randomgf

ODF funkcija je funkcija statističke distribucije. Statistička relevantnost zavisi od broja zrna u razmatranom volumenu.

1.4.2. Teksturne veličine visokog reda

Funkcija distribucije razorijentacija (MODF) predstavlja razlike u orijentaciji zrna i faznih granica:

Slika 10: Razorijentacija susjednih

kristala

( ) { }21, φϕϕ=∆∆=∆

ggFgd

AdA

∆g se odnosi na koordinantni sistem K2B drugog kristala u

odnosu na sistem K1B prvog kristala, slika 10, i dA/A je površinski

udio granica koje imaju razliku orijentacija ∆g.

79



1.4.3. Multifazni materijali

U većini slučajeva materijal se sastoji iz nekoliko faza kao što je pokazano na slici 11. Tada se ODF ili MODF moraju definisati za faze i parove faza odvojeno:

Slika 11: Dvije ODF i tri MODF kristalita

metala sa oksidnom prevlakom

svaka faza ODF MODF (granice zrna) svaki par MODF (fazne granice) Na slici 11 su date dvije vrste ODF i tri vrste MODF

u slučaju površinske prevlake.

1.4.3.1. Nehomogene teksture. Generalno govoreći, teksture mogu biti različite u

različitim volumnim elementima materijala kao je to šematski predstavljeno na slici 12. Tada treba razlikovati lokalnu teksturu:

Slika 12:Lokalna i globalna tekstura u

uzorku sa nehomogenom teksturom

f(g,r) =f(ϕ1Φϕ2xyz)

od globalne teksture cijelog materijala. Lokalne teksture su često uočene u valjanim limovima, slika 13. One su, međutim, čak i važnije u svim vrstama procesa oblikovanja metala, kao što je dubuko vučenje, slika 14. Početna tekstura (iznad čaše) se mijenja u drugačiju teksturu u zidovima čaše (donja slika).

Slika 14: Nehomogenost teksture pri vučenju

(presjek ϕ2 = 45o)

Slika 13:Nehomogenost teksture u valjanom limu

željeza

Slika15:Primjer mikronehomogenosti teksture. Traka

smicanja u plastično deformisanom mesingu zajedno sa odgovarajućim dijagramima elektronske difrakcije

Osim makro nehomogenosti koje su date na slikama 13 i 14, treba uzeti u obzir i mikronehomogenosti kao što su npr. trake smicanja, slika 15.

1.4.4. Ispitivanje teksture

Ispitivanja teksture su uglavnom inicirana sa dva pitanja: kako teksture utiču na osobine materijala i kako se teksture formiraju u materijalu.

Osobine materijala koje zavise od teksture. Osobine polikristalnih materijala mogu zavisiti od ODF, MODF i drugih teksturnih veličina visokog reda. Slika 16 pokazuje tri kategorije opštih karakteristika polikristala, makroanizotropija, diskontinuitet kroz granice zrna i heterogenost granica zrna u zavisnsoti od ODF i MODF. Ove karakteristike mogu biti posmatrane sa svim vrstama anizotropnih osobina, tj. npr.

80


Vježba br. 5

volumne osobine: Jangov modul, plastičnost, magnetizam (permeabilnost, koercitivna sila), konduktivnost (električna, toplotna) ili osobine granica: energija, difuzija, mobilnost, čvrstoća kao i mnoge druge anizotropne osobine volumena i granica. Makroskopska prosječna vrijednost ovih osobina se procjenjuje prema ODF ili MODF:

∫= dggfgEE KristalMakr)()(

∫ ∆∆∆= gdgFgEE GranicaMakr)()(

Kao primjer slika 17 pokazuje r vrijednost kao mjeru plastične anizotropije u različitim čelicima izračunate u skladu sa ovim jednačinama.

Makroskopska anizotropija u materijalu tehnološki može biti poželjna ili ne. Generalno se profil osobina materijal usvaja prema aplikacionom profilu gotovog proizvoda, kao što pokazuje slika 18.

Formiranje teksture u materijalu. Tekstura u materijalu se može pojaviti uslijed djelovanja bilo koje vrste anizotropnih procesa čvrstog stanja, kao što su kristalizacija (iz nekristalnog stanja), plastična deformacija, rekristalizacija i rast zrna, fazne

transformacije, rotacija rigidnih čestica. Svaki od ovih procesa djeluje u materijalu sa nekom polaznom teksturom iz koje proizlazi teksturna transformacija koja se može šematski izraziti u formi:

Slika 16: Tri kategorije opšith karakteristika u

teksturi polikristalnih materijala: a) makroanizotropija, b) diskontinuitet granica, c)

heterogenost granica

Slika 17: r –vrijednost kao mjera plastične anizotropije u različitim čeličnim limovima u poređenju sa izračunatim vrijednostima prema

jednačini za .Makr

E Slika 18: Adaptacija osobina materijala aplikativnim osobinama radnog komada (transformator, kubna tekstura i Gosova

tekstura)

( ) ( )∫ ∆∆= gdgfggf starttransf ϕ)(.

Pri tome funkcija transformacije ϕ(∆g) može biti orijentacioni tok polja u slučaju plastične deformacije, Kurdjumov-Sahsova relacija u faznoj transformaciji ili 40o<111> odnos koji se često nalazi u rekristalizaciji. Primjer kooperativnog dejstva svih ovih procesa je formiranje teksture u čeliku nakon vruće i hladne deformacije valjanjem kao što je to šematski predstavljeno na slici 19.

Prema tome, formiranje teksture procesima čvrstog stanja i uticaj teksture na osobine materijala su dva glavna razloga izučavanja teksture. Ovo je od posebnog interesa u:

- fundamentalnim istraživanjima (izučavanje procesa čvrstog stanja) - proizvodni materijala (izotropija – anizotropija) - istorija materijala (analiza greške i geologija) - teksture kao pomagalo (fazna analiza i analiza napona)

81



Slika 19: Tekstura čeličnog lima je kombinovani rezultat

velikog broja procesa u čvrstom stanju

Slika 20: Klase materijala na čije osobine se može uticati teksturom

Teksture mogu uticati na osobine svih vrsta materijala, slika 15. Izučavanje tekstura je prvo

primjenjeno na metalnim materijalima. Danas, međutim, i nemetalni materijali sa sofisticiranijim kristalnim strukturama i višom anizotropijom privlače sve više interesa.

1.4.5. Mjerenja teksture

Moraju se razlikovati dvije kategorije eksperimentalnih tehnika teksturne analize. To su mjerenja zrna po zrna i polikristalna difrakcija.

1.4.5.1. Mjerenje zrna po zrna. Ovom metodom se mjeri orijentacija svih zrna u uzorku, Ovo se može postići nagrizanjem,

polarizacionim mikroskopom ili elektronskom difrakcijom – Kikuči dijagram. Najvažniji metod je Kikuči dijagram, slika 21. Ovom metodom se mogu dobiti u isto vrijeme prostorne i ugaone koordinate.

Slika 21: Mjerenje zrno po zrno teksture sa elektronskim mikroskopom

Kao rezultat individualnih mjerenja orijentacija, mogu se odrediti slijedeće teksturne veličine: 1) ODF volumen broj veličina zrna 2) MODF granice zrna fazne granice 3) teksturne veličine visokog reda

82


Vježba br. 5

Glavni nedostatak ove metode je potreban broj zrna da bi se dobila zadovoljavajuća statistička relevantnost kao što je procijenjeno na slici 22. Pri tome je Λ odstupanje dobijene teksture od individualne orijentacije od one dobijene iz mjerenja polikristalnom difrakcijom koja ima mnogo bolju statistiku zrna. Ovaj nedostatak se može prevladati visoko automatizovanom metodom analize zrna po zrno.

1.4.5.2. Polikristalna difrakcija Najveći dio istraživanja teksture je

napravljen polikristalnom difrakcijom, kao što je šematski predstavljeno na slici 23. Ugao difrakcije Θhkl fiksira određenu ravan rešetke (hkl). Rotacijom uzorka (αβ) se ravni rešetke dovode u položaje refleksije za bilo koju orijentaciju kristala. Ugao Θ, αβ se može prilagoditi uz pomoć teksturnog goniometra, slika 24. Rezultat ovog mjerenja je ugaona distribucija normala na ravni rešetke (hkl) zvanih (hkl) slike polova. Slika 25 pokazuje dvije polarne slike valjanog lima bakra i željeza.

Slika 22: Procjena relativne preciznosti Λ(N) određivanja

teksture zrno po zrno kao funkcije broja N inividualnih orijentacija

Glavni nedostatak ove metode je ilustrovan na slici 26. Difrakcioni proces ne vidi rotaciju kristalita oko normale na reflektirajuću ravan rešetke. Kao posljedica toga je da je polarna slika integral funkcije ODF f(g):

Slika 23: Mjerenje teksture polikristalnom difrakcijom

( ) ( )∫ Φ= γϕϕπ

αβ αβ dfPhkl

hkl 2121

Slika 24: Računarom kontrolisani teksturni

difraktometar (šematski)

Slika 25: Polarne slike valjanog lima željeta i bakra

83



ODF f(g) mogu biti izračunate iz nekoliko polarnih slika.

Slika 26: Polikristalna difrakcija “ne vidi” rotaciju

kristalita oko normalnog pravca na reflektujuću ravan rešetke

1.4.5.3. Korištenje radijacije za analizu teksture Za analizu teksture mogu se koristiti: elektroni, X-zraci, i neutroni. Oni imaju vrlo različitu dubinu

prodiranja u materiju i mogu se fokusirati bočno do istog reda veličine kao što je i njihova dubina prodiranja, tj. 1 nm, 0,1 mm i 1 cm. Ovo određuje da se ovi zraci koriste u izučavanju lokalne ili globalne teksture u respektivnim dimenzijama.

Većina analiza teksture se bazira na difrakciji X-zraka. Mogu se pomenuti slijedeće specijalne aplikacije:

- Scintilacioni detektor (rutinska metoda) - Detektor osjetljiv na položaj - Enegijska disperzivna metoda (EDS) - Rotirajuća anodna cijev - Gama zračenje - Sinhrontonska radijacija Neutronska difrakcija ima nekoliko prednosti u odnosu na X-difrakciju. Jedna od njenih glavnih

nedostataka je visoka cijena neutrona i njihova ograničena raspoloživost. Posebne aplikacije su: - veliki uzorci/globalna tekstura – tehnološki uzorci - visoka preciznost (fundamentalna istraživanja) - grubozrnati materijali (vruća galvanizacija, Gos limovi, odlivci) - frakcije malog volumena (precipitacija) - ne anizotropna apsorpcija (kompoziti, eutektici) - magnetno rasipanje (feromagneti) Elektronska difrakcija se uglavnom koristi za izučavanje mikrotekstura tj. lokalnih tekstura u

mikrodimenzijama. Posebne karakteristike ove metode su: - najviša bočna rezolucija (lokalne teksture, trake smicanja, teksture površina) - individualna orijentacija (ODF po broju, MODF, teksture veličine visokog reda)

2. Teksture metalnih materijala

2.1. Tekstura žice

Pri istiskivanju, izvlačenju ili rotacionom kovanju zrna rotiraju i kristalografski se usmjeravaju tako da određeni pravac <uvw> u većini zrna postaje paralelan osi deformacije, odnosno osi žice. Obično se radi o pravcu sa malim indeksima. U stvari sa pravcem <uvw> se definiše samo idealna orijentacija, koja pretpostavlja da je ovaj pravac paralelan osi deformacije u svim zrnima. U stvarnosti neka zrna odstupaju od tog pravca za nekoliko stepeni, dok u nekim zrnima taj pravac ne mora uopšte biti paralelna pravcu <uvw>. Sva odstupanja od idealnog pravca se mogu prikazati na stereografskoj projekciji.

2.1.1. PCK – metalni materijali Tekstura žice PCK- metalnih materijala se odlikuje formiranjem aksijalnih tekstura <111> i <100>.

To znači da je određen broj zrna orijentisan tako da u njima prostorna dijagonala elementarne ćelije leži paralelno osi žice, dok kod ostalih zrna ivica elementarne ćelije <100> je paralelna osi žice. Odnos ovih orijentacija može biti različit u žici od istog metala zavisno od stepena deformacije a posebno se razlikuje u

84


Vježba br. 5

žici od različitih PCK-metalnih materijala. Eksperimentalni rezultati pokazuju da <100> orijentacija preovladava u metalima sa malom energijom greške sloga (srebro, mesing). U metalima sa velikom energijom greške sloga preovladava orijentacija <111>.

2.1.2. VCK – metalni materijali Kod VCK-metalnih materijala tekstura žice je <110>. Ova tekstura je ustanovljena kod željeza,

čelika, molibdena, titana, niobijuma i β-mesinga.

2.1.3. HGP – metalni materijali Tekstura žice HGP-metalnih materijala zavisi od toga da li se deformacija odvija po baznim ili

prizmatičnim ravnima, odnosno piramidalnim ravnima klizanja, a i od stepena deformacionog dvojnikovanja.

2.2. Tekstura valjanja

Kao što je već rečeno tekstura valjanja se definiše preko ravni i pravca valjanja. Osim ovih odrednica često se navode i poprečni pravac i pravac normale na ravan valjanja.

2.2.1. PCK – metalni materijali U PCK-metalima, osim srebra, pri dovoljno visokom stepenu deformacije nastaje karakteristična

tekstura valjanja nezavisna od vrste metala i prethodnog tretmana. Razlike u teksturi između različitih metala su u granicama rasipanja orijentacije oko prioritetnih pravaca tako da se ukupna usmjerenost strukture ovih metala može smatrati kao jedan tip teksture {112}<111> i naziva se teksturom metala ili tekstura bakra, slika 36b.

Tekstura valjanja srebra je slična teksturi koja se formira u hladnovaljanom mesingu i kod nekih drugih legura sa PCK-rešetkom. U toj teksturi dominantna je orijentacija {110} <112> i naziva se teksturom legura ili teksturom mesinga, slika 36a.

Tekstura mesinga je manje komplikovana od teksture bakra. Na polarnoj slici su jasno definisani polovi maksimalne gustine koji se poklapaju ili su blizu polova idealne orijentacije. Polarna slika teksture mesinga pokazuje oblast visoke polarne gustine koja počinje od PP i dalje se prostire duž ekvatora i razdvaja se u dvije oblasti koje se

prostiru do ravni PN-PV. Maksimalne gustine polova se javljaju u blizini PV u ravni valjanja PN-PP blizu poprečnog pravca PP.

Slika 36: Polarne slike (111) teksture valjanja; a) tekstura mesinga,

b) tekstura bakra

Formiranje dva različita osnovna tipa teksture deformacije pri hladnom valjanju limova PCK metala i legura dovodi se u vezu sa veličinom energije greške sloga. Tekstura metala tj. bakra karakteristična je za metale sa velikom energijom greške sloga a tekstura mesinga za metale sa malom energijom greške sloga. Ova zavisnost je karakteristična i za legure. Kod legura tip teksture će biti uslovljen hemijskim sastavom. Tako npr. pri valjanju mesinga sa manje od 10% Zn dobije se tekstura bliska teksturi metala a pri valjanju mesinga sa više od 10% Zn tekstura legure. Mjerenja su pokazala da se energija greške sloga smanjuje sa dodatkom cinka i dostiže vrijednost od 30 do 40 mJ/m2 pri sadržaju od 10% Zn. Postepena transformacija teksture metala u teksturu legure sa povećanjem koncentracije legirajuće komponente zapažena je kod više legura. Na primjer u legurama bakra sa cinkom, aluminijem, germanijumom, legurama srebra i zlata i sl.

Tip teksture valjanja metala i legura sa PCK rešetkom zavisi i od temperature i stepena deformacije. Generalno se može reći da se tekstura metala ili bakra javlja ukoliko je veća energija greške sloga, viša temperatura deformacije i veći ukupni stepen deformacije. Na osnovu ovoga se pretpostavlja da je za nastajanje teksture metala neophodno intentzivno poprečno klizanje, koje se lakše ostvaruje ako je veća energija greške sloga i viša temperatura a koje se inače javlja pri velikom stepenu deformacije.

85



2.2.2. VCK – metalni materijali Tekstura valjanja ovih metala ne zavisi od legiranja. Svi VCK metalni materijali imaju sličnu

teksturu deformacije sa slijedećim teksturnim komponentama: {111}<110> + {111}<112> + {112}<110> + {100}<110>. Ove komponente se javljaju kod čelika i željeza dok se kod ostalih VCK metala i legura obično javljaju slijedeće komponente: {112}<110> i {111}<110>. Ukupni stepen usmjerenosti strukture, kao i zastupljenjost pojedinih teksturnih komponenti zavisi od stepena deformacije, režima sažimanja pri valjanju, polaznog stanja, sadržaja primjesa i debljine lima.

2.2.3. HGP – metalni materijali Kod ovih metala i legura tekstura valjanja zavisi od odnosa c/a. HGP metali sa odnosom c/a =

1,6333 imaju teksturu {0001}<11 0>. Bazične ravni su približno paralelne ravni valjanja a gusto složeni pravac je približno paralelan pravcu valjanja. Kada je c/a ≠ 1,6333 onda se bazične ravni nalaze pod nekim uglom u odnosu na ravan valjanja.

−2

2.3. Tekstura žarenja

Tekstura žarenja se definiše kao usmjerena orijentacija koja se dobija pri žarenju prethodno deformisanih metala. Na teksturu žarenja utiče tekstura deformacije, vrijeme i temperatura žarenja, brzina zagrijavanja i hlađenja i atmosfera peći za žarenje. Značajan uticaj na teksturu žarenja imaju i sekundarne faze, početna veličina zrna i rastvoreni atomi.

Iako se kaže da je rekristalizacija proces nastajanja i rasta novih nedeformisanih (neusmjerernih) zrna, rekristalisana zrna ipak imaju određenu usmjerenost koja može biti slična polaznoj teksturi deformacije ili da se jako razlikuje od nje. Tekstura nastala u toku primarne rekristalizacije mijenja se u procesu rasta zrna jer se pojedine orijentacije pojačavaju i sređuju brže od ostalih.

Nastajanje usmjerene orijentacije pri rekristalizaciji može da se objasni na osnovu dvije postojeće teorije: teorije orijentaciono zavisnog rasta zrna i teorije orijentaciono zavisnog stvaranja klica.

2.3.1. Teorija orijentaciono zavisnog rasta zrna Ova teorija pretpostavlja da se u toku rekristalizacije stvaraju klice svih orijentacija ali da samo

klice određene orijentacije rastu brže od klica ostalih orijentacija. Smatra se da najbrže rastu one klice čije su granice najpokretljivije. Pokretljivije su one granice kod kojih je veća razlika u orijentaciji između deformisane osnove i rekristalisanih zrna. U zavisnosti od toga da li je teksturna komponenta koja najbrže raste prisutna u teksturi deformacije kao sporedna ili glavna komponenta dobija se tekstura rekristalizacije koja se više ili manje razlikuje od teksture deformacije. Ako najbrže raste komponenta koja je sporedna u teksturi deformacije onda se dobije tekstura rekristalizacije koja se znatno razlikuje od teksture deformacije.

Nedostatak ove teorije je u tome što ne daje objašnjenje kako se formiraju klice novih rekristalisanih zrna i što brojni eksperimentalni rezultati se ne podudaraju sa predviđanjima ove teorije.

2.3.2. Teorija orijentaciono zavisnog stvaranja klica Ova teorija pretpostavlja da se tokom rekristalizacije stvaraju samo klice određene orijentacije.

Takve usmjerene klice dalje rastu formirajući kristalna zrna usmjerene orijentacije. Pretpostavlja se da klice nastaju aktiviranjem pojedinih subzrna koja su nastala u toku deformacije ili oporavljanja. Aktiviranje subzrna samo određene orijentacije dovodi se u vezu sa razlikom akumulirane energije deformacije u zrnima različite orijentacije. Pretpostavlja se da subzrna najprije postaju klice u onim zrnima u kojima je zbog njihove orijentacije akumulirano više energije. Na taj način se formira usmjerena orijentacija rekristalisane strukture u kojoj su neke komponente teksture deformacije pojačane dok su druge oslabljene ili su potpuno iščezle.

2.3.3. Uticaj disperznih faza Fino dispergovane faze smanjuju brzinu stvaranja klica pri rekristalizaciji dok se brzina rasta

manje mijenja. U rekristalisanoj strukturi preovladava ona komponenta koja se prva stvara. Takođe, zrna ove orijentacije su najveća i mogu dalje da se povećavaju u procesu rasta zrna na račun drugih orijentacija.

86


Vježba br. 5

2.3.3.1. Tekstura žarenja PCK-metalnih materijala Tekstura metala se tokom

rekristalizacije transformiše u {100}<001> teksturu koja se naziva kubnom teksturom, slika 37.

Slika 37: Bakar deformisan valjanjem 96,6% i žaren 5 minuta na 200oC; a) (111) polarna slika - ∆{100}<001>, ▲{122}<212>, b)

(100) polarna slika - □{100}<001>, ■{122}<212>

Udio kristalnih zrna sa kubnom orijentacijom zavisi od: stepena deforamcije, temperature žarenja i čistoće metala. Veliki uticaj na formiranje kubne teksture imaju legirajući elementi i primjese. Povećanje sadržaja legirajućih elemenata u čvrstom rastvoru smanjuje udio kubne orijentacije. Najjači uticaj od primjesa imaju fosfor i arsen koji doprinose nastajanju nekubnih orijentacija. Povišenje temperature u pravilu pojačava kubnu orijentaciju, ali ako bakar sadrži fosfor u tom slučaju raste udio nekubnih orijentacija.

Slika 38: Mesing deformisan valjanjem 95 % i žaren na 340oC; a)

(111) polarna slika - ▲{113}<112>, ∆{225}<734>, b) (100) polarna slika -■ {113}<112>, □{225}<734>

Kubna tekstura se može formirati i pri žarenju hladno valjanih limova i traka od aluminijuma. Tekstura rekristalizacije aluminijuma u odnosu na bakar je puno osjetljivija na prethodni tretman (termička obrada prije valjanja, temperatura toplog valjanja, temperatura međužarenja i sl.). Formiranje kubne teksture u aluminijumu zavisi i od stepena čistoće, posebno veliki uticaj imaju primjese željeza i silicija, odnosno odnos Fe/Si.

Tekstura legura (mesinga) se pri rekristalizaciji transformiše u teksturu čija je idealna orijentacija približno jednaka {113}<112>, slika 38.

2.3.3.2. Tekstura žarenja VCK-metalnih materijala Tekstura žarenja je posebno značajna u čeličnim limovima koji se dalje oblikuju deformacijom i u

limovima za jezgra transformatora. Tekstura rekristalizacije limova niskougljeničnih čelika može da bude različita i zavisi od stepena deformacije i temperature žarenja, prisustva disperznih čestica sekundarnih faza i dr., slika 39.

Eksperimentalni podaci pokazuju da se udio teksturnih komponenti sa kristalnom ravni {111} paralelno ravni valjanja povećava sa povećanjem stepena deformacije. Udio teksturnih komponenata sa kubnom ravni {100} paralelno ravni valjanja smanjuje se sa povećanjem stepena deformacije do oko 70% a pri većem stepenu deformacije ova orijentacija se naglo povećava.

Mehanizam formiranja teksture rekristalizacije u niskougljeničnom čeliku se može uspješno objasniti na osnovu teorije orijentaciono zavisnog formiranja klica.

Utvrđeno je da elastična energija koja se akumulira pri deformaciji niskougljeničnog čelika zavisi od orijentacije deformisanih zrna. Količina akumulirane energije je najmanja u zrnima {100}<011> orijentacije, a najveća u zrnima {110}<011>. Zrna sa najvećom energijom se prva aktiviraju i imaju najviše vremena da rastu dok se sretnu sa drugim zrnima. Međutim, učešće subzrna (110) orijentacije u teksturi deformacije je veoma malo tako da je i broj klica koje se stvaraju tokom žarenja mali i komponenta {110} u teksturi rekristalizacije nije jako izražena. Za razliku od (110) orijentacije, zrna (100) orijentacije su veoma brojna u teksturi deformacije, ali je aktiviranje tih subzrna zbog male akumulirane

Slika 39: (100) polarna slika teksture žarenja umirenog niskougljeničnog čelika deformisanog 70% i žarenog na

710oC

87



energije otežano tako da je udio i ove komponente u teksturi rekristalizacije manji nego u teksturi deformacije.

Najizraženija komponenta teksture rekristalizacije su zrna sa orijentacijom {111}<011> jer je broj subzrna te orijentacije najveći, a ta zrna imaju veću akumuliranu energiju (između zrna orijentacije (100) i (110)).

2.3.4. Uticaj rastvorenih atoma Niskougljenični čelici obično sadrže oko 0,35% mangana. Najveći dio mangana je u čvrstom

rastvoru. Utvrđeno je da atomi mangana smanjuju pokretljivost granica zrna, što znači da se sa smanjenjem sadržaja mangana povećava brzina rekristalizacije i to prvenstveno brzina rasta zrna. Klice {111} orijentacije rastu veoma brzo na račun deformisane osnove tako da se skraćuje vrijeme za stvaranje klica drugih orijentacija. U teksturi žarenja izražena komponenta će biti {111} što povećava sposobnost limova da se oblikuju dubokim izvlačenjem. Ovim smanjenje sadržaja mangana dobija svoj praktični značaj jer se može izbjeći dugotrajniji ciklus žarenja u zvonastim pećima, koji je inače neophodan da bi se dobila zrna dovoljne veličine i da se poveća učešće {111} komponente.

2.3.5. Uticaj disperznih faza Sa ovog stanovišta legirajući elementi se dijele u dvije grupe: titan i niobijum koji formiraju

karbide i koji se izdvajaju prije deformacije i aluminij koji takođe formira nitride ali koji se izdvajaju poslije deformacije a prije rekristalizacije.

Fino dispergovane čestice AlN koje se izdvajaju po granicama subzrna u toku oporavljanja jako smanjuju brzinu stvaranja klica. Da bi se AlN izdvojio po granicama zrna baš u toku oporavljanja potrebno je ispuniti uslove da aluminij i azot budu u čvrstom rastvoru prije oporavljanja. Kritična faza je hlađenje toplovaljanog lima sa temperature završne provlake do temperature namotavanja. Da bi se spriječilo izdvajanje AlN, lim se mora hladiti i namotavati na niskoj temperaturi od 500o do 550oC. Poslije hladne deformacije lim se mora sporo zagrijavati (30o – 50oC/h) do temperature žarenja oko 700oC. Tokom zagrijavanja nastupa oporavljanje i rekristalizacija. Zahvaljujući maloj brzini zagrijavanja fino dispergovane čestice otežavaju aktiviranje klica novih rekristalisanih zrna. Kranji rezultat je povećano učešće komponente {111} u odnosu na {100} kod umirenih čelika.

Tekstura valjanja legure željeza i silicija je ista kao i kod niskougljeničnih čelika, ali je tekstura rekristalizacije različita i najčešće ima više komponenata od kojih je najčešća {110}<001>, koja se često naziva Gos tekstura. Gos tekstura se dobije u toku sekundarne rekristalizacije. Da bi se dobila ova tekstura nakon primarne rekristalizacije neophodno je dobiti što veća zrna {110} orijentacije. Postupak se sastoji u slijedećem: završna temperatura valjanja mora biti što niža; toplovaljane trake debljine od 2 do 3 mm se zatim hladno valjaju do 0,75 mm i međufazno žare na 850oC. Zahvaljujući polaznoj grubozrnatoj strukturi u toku hladne deformacije se javljaju izražene prijelazne trake. Ove trake su pogodna mjesta za stvaranje klica novih rekristalisanih zrna. Kako u trakama preovlađuju subzrna {110}<001> orijentacije to će ona biti i najbrojnija u teksturi rekristalizacije. Završna deformacija do 0,3 mm i rekristalizaciono žarenje na 850oC dalje povećavaju udio {110} komponente, tako da zrna ove orijentacije postaju najveća u toku sekundarne rekristalizacije na 1200oC.

U tankim limovima legure Fe-Si u kojima većina granica izlazi na površinu lima može se dobiti izražena kubna tekstura. Zrna različite orijentacije na slobodnoj površini imaju različitu površinsku energiju. Što je veća površinska energija zrna rastu brže. Razvoj jedne ili druge teksture u zavisnosti od površinske energije često se naziva tercijarnom rekristalizacijom.

2.4. Tekstura u procesu rasta zrna i sekundarne rekristalizacije

Nakon završene primarne rekristalizacije može doći do normalnog rasta zrna određene orijentacije na račun drugih zrna. Proces abnormalnog rasta je poznat kao sekundarna rekristalizacija. U principu u procesu rasta zrna ili sekundarne rekristalizacije najbrže rastu zrna one orijentacije koja imaju najpokretljivije granice. Prema tome, dolazi do pojačavanja one teksturne komponente koja je u odnosu na ostale komponente najpovoljnije orijentisana.

2.5. Uticaj teksture na osobine metala i legura

Mehaničke i fizičke osobine kristala i polikristalnih agregata koji imaju usmjerenu orijentaciju su anizotropne. To su: konstanta elastičnosti, granica tečenja, zatezna čvrstoća i relativno izduženje, feromagnetičnost i susceptibilnost. Tekstura utiče i na otpornost koroziji metalnih materijala, jer su neke orijentacije kristala manje ili više otporne na dejstva agresivnih tečnosti i gasova. U metalima sa nekubnom

88


Vježba br. 5

kristalnom rešetkom električna i toplotna provodnost kao i toplotno širenje mogu da budu anizotropne osobine kao rezultat teksture.

Najvažniji uticaj teksture tiče se magnetne anizotropije limova za jezgra transformatora. Pri žarenju trafo-limova na visokoj temperaturi nastaje Gosova tekstura {011}<100>. U limu sa jako izraženom Gosovom teksturom sva kristalna zrna sa kubnom osom <100> usmjerena su paralelno pravcu valjanja. To omogućava da se jezgro transformatora napravi tako da se pravac lake magnetizacije <100> podudara sa pravcem glavnog magnetnog toka u jezgri. Zahvaljujući tome se znatno smanjuju histerezisni gubici i dobije se velika magnetna indukcija pri relativno slabom magnetnom polju.

Osim magnetne anizotropije drugi bitan uticaj teksture je na anizotropiju plastičnosti limova koji su namijenjeni za oblikovanje deformacijom. Plastična anizotropija je pojava da metal u različitim pravcima ima različite mehaničke osobine. Ona je bitna karakteristika karoserijskih i drugih limova koji se oblikuju deformacijom tj. dubokim izvlačenjem. Kao mjera plastične anizotropije često se koristi odnos stvarne deformacije u pravcu širine (εb) prema stvarnoj deformaciji u pravcu debljine (εs) epruvete pri ispitivanju zatezanjem:

1

1

ln

ln

ssbb

ro

o

s

b ==εε

bo i so su polazna širina i debljina, a b1 i s1 su širina i debljina epruvete poslije izduženja epruvete od 10 do 20%. Vrijednost r pokazuje da li metal pri zatezanju pokazuje veći otpor deformaciji u pravcu širine ili debljine i mjera je ortogonalne anizotropije lima. Srednji parametar anizotropije lima se najčešće određuje prema izrazu:

42 4590 RRR

R o ++=

−

Ro i R90 si parametri anizotropije u pravcu valjanja i poprečnom pravcu, a R45 u pravcu pod uglom od 45o u

odnosu na pravac valjanja. Sa povećanjem povećava se sposobnost izvlačenja. Većina komercijalno

važnih kubnih metala i legura ima faktor blizak 1. Aluminij, bakar, mesing (PCK) imaju ≤ 1, neumireni čelik od 1,1 do 1,3 a umireni od 1,3 do 1,7.

−R−R

−R

Pored dobijanja teksture koja povećava sposobnost oblikovanja veoma je važno dobiti i teksturu koja izaziva što manju tendenciju ka stvaranju “ušica” pri dubokom izvlačenju. Tendencija stvaranja ušica je veća što što je veća ravanska anizotropija. Zato je cilj dobiti lim u kojem su mehaničke osobine u raznim pravcima u ravni lima što manje razlikuju. Kod čelika sposobnost oblikovanja dubokim izvlačenjem povećava se u prisustvu izražene <111> teksture ali se time povećava i tendencija stvaranja ušica. Da bi se stvaranje ušica izbjeglo treba povećati udio {100}<001> komponente.

Kod PCK metala tekstura koja smanjuje tendenciju nastajanja ušica se dobije legiranjem. Time se utiče na stvaranje klica i rast zrna pri čemu se mijenja tekstura rekristalizacije. Bakar koji posjeduje kubnu teksturu ima veoma loše osobine pri oblikovanju dubokim izvlačenjem, zbog čega se ova tekstura mora izbjeći. Jedan način je da se smanji stepen deformacije koji prethodi žarenju a drugi da se koristi bakar dezoksidisan fosforom koji ima malu tendenciju ka stvaranju kubne teksture.

3. Neki primjeri izučavanja tekstura

Teksturne promjene u toku martenzitne transformacije su izučavane na leguri Fe30%Ni. Teksture austenita i zaostalog austenita su nakon parcijalne transformacije u martenzit pokazane na slici 40. Slične su ali nisu identične. To je zbog orijentacione zavisnosti vjerovatnoće transformacije t(g) koja je definisana sa:

)()(

1)(..

..Re..Re

gfVgfV

gtAustAust

AtAt−=

Ova funkcija je data na slici 40. Njena zavisnost od temeprature transformacije za glavnu orijentaciju je data na slici 41. Ekstrapolacijom t(g) → 0 definiše se temperatura početka martenzitne transformacije Ms(g) iz čega proizlazi da je ta vrijednost zavisna od orijentacije.

Na sličan način je ispitivana i transformacija martenzita u austenit. Slika 42 pokazuje gustine orijentacije u glavnim orijentacijama nakon ponovnog zagrijavanja na različitim temperaturama. Izveden je zaključak da se transformacija odvija između 400o i 480oC od bezdifuzione transformacije u transformaciju kontrolisanu difuzionim mehanizmom.

89



Slika 40: Tekstura austenita i zaostalog austenita kao i funkcija vjerovatnoće transformacije u Fe30%Ni

Slika 41: Funkcija vjerovatnoće tri glavne orijentacije u

Fe30%Ni kao funkcija temperature transformacije

Drugi primjer je unakrsno valjanje Armco Fe. ODF nakon 92% ukupne redukcije je pokazana na slici 43. Unakrsno valjanje je izvedeno sa različitim sekvencama datim na slici 44. Tako je izračunati stepen deformacije u oba pravca isti. Ali tekstura koja se razvila je prilično različita od one što se tiče maksimuma gustine orijentacija. Stvarno višefazno unakrsno valjanje daje ekstremno oštru teksturu.

Slika 42: Gustina orijentacija u tri glavne

orijentacije Fe30%Ni nakon trasformacije u austenit

Slika 43: Unakrsna tesktura Armko žljeza

Tekstura legure CuZnAl (SMA) su date na slici 45. One su formirane martenzitnom transformacijom iz viskotemperaturne β-faze koja je imala teksturu vrućeg valjanja. Slika 46 pokazuje teksture mjerene na površini i u unutrašnjosti. Martenzitne lamele su slobodne da se šire iznad prethodne površine pošto to nije moguće u unutrašnjosti. Ovo utiče na izbor varijante martenzita i prema tome na teksturu.

90


Vježba br. 5

Slika 44: Tri načina unakrsnog valjanja sa istim akumuliranim stepenom deformacije u dva

normalna pravca

Slika 45: Maksimalna gustina u glavnoj

orijentaciji (011) [100] nakon različitih načina unakrsnog valjanja

Slika 46: Tekstura površine i unutrašnjosti CUZnAl SMA legure nakon martenzitne transformacije iz

vruće valjanog β stanja

91



Analiza teksture koristeći ODF metod može biti primjenjena i na nemetalne materijale. Slika 47 pokazuje polietilen zajedno sa tri polarne slike iz kojih je dobijena. Odmah se može vidjeti da simetrija ortorombičnog uzorka je rezultat biaksijanog istezanja.

Na kraju, slika 48 pokazuje teksturu keramičkog poluprovodnika yBa2Cu3O7-x nakon magnetne orijentacije praškastih čestica u tečnom vezivu. Svojstva superprovodnosti ovog materijala pokazuju najače poznatu kristalnu anizotropiju. Prema tome vrlo izražena tekstura je neophodan uslov za tehnološku primjenu ovog materijala u polikristalnoj formi.

Slika 47: Tekstura biaksijalno istegnutog

polietilena

Slika 48: Tekstura magnetno orijentisanog y Ba2Cu3O7-xHTc

superprovodnog praška: a) polarne slike (neke od njih su sastavljene od dvije različite ravni rešetke), b) ODF

92

LITERATURA

1. Bleck W. WERKSTOFFKUNDE STAHL FUR STUDIUM AND PRAXIS, Verlag Mainz, Wissenschaftsverlag, Aachen, 2001.

2. Echtle L., Müller H., Prakt. Metallogr., 36 (1996) 6, pp. 311 – 335 3. Bunge H.-J., Steel Research, 62 (1991) 12, pp. 530 – 541 4. Drobnjak Đ.

FIZIČKA METALURGIJA. Fizika čvrstoće i plastičnosti 1, Tehnološko – metalurški fakultet Beograd, Beograd, 1986.

5. Haasen P. PHYSICAL METALLURGY, Press Syndiarte of the University of Cambridge, 1985.

6. Perović B. FIZIČKA METALURGIJA, Univerzitet „Veljko Vlahović“, Titograd, 1984.

7. Porter D., Easterling K. PHASE TRANSFORMATION IN METALS AND ALLOYS, Chapman and Hall University and Professional Division, 1981.

8. Gorelik S. RECRYSTALIZATION IN METALS AND ALLOYS, MIR, Moskva, 1981.

9. Lakhtin Yu. ENGINEERING PHYSICAL METALLURGY AND HEAT TREATMENT, Metalurgija, Moskva, 1977.

10. Šuman H. METALOGRAFIJA, Zavod za izdavanje udžbenika SRS, Beograd, 1965.

11. Chalmers B. PRINCIPLES OF SOLIDIFICATION, John Wiley & Sons, Inc., 1964.

12. Chalmers B. PHYSICAL METALLURGY, John Wiley & Sons, Inc., 1959.

93

Documents

primjenjena fizikalna hemija.pdf