Металлургия и материаловедение - Циммерман Р., Гюнтер К.

Автор: Циммерман Р. Гюнтер К.

Теги: металлургия черных металлов железо, чугун и сталь цветные металлы в целом испытания материалов товароведение силовые станции общая энергетика технология обработки без снятия стружки в целом: процессы, инструмент, оборудование и приспособления справочник металлургия материаловедение

Год: 1982

Похожие

Методы испытаний и исследования. Том 1

Технология металлов и материаловедение

Справочник сварщика

Машиностроение. Том 6. Технология производства машин

Текст

Р ЦИММЕРМАН
К. ПОНТЕР
МЕТАЛЛУРГИЯ
И МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ
Перевод с немецкого
Б .И. Левина и Г.М. Ашмарина
под редакцией
П.И. Полухина и МЛ, Бернштейна
МОСКВА"МЕТАЛЛУРГИЯ'П982

УДК 669.1+669.2+620.18+621.7@83) D30.2)
УДК 669.1+669.2+620.18+621.7@83) D30.2)
Циммерман Р., ГюнтерК. Металлургия н материа-
материаловедение. Справ, изд. Пер. с нем. M.I Металлургия, 1982.
480 с. / ; :
Кратко изложены теоретические н технологические основы
производства черных и цветных металлов и сплавов, их. обра-
обработки. Описаны свойства различных металлов и сплавов. Ос-
Освещены основные положения физического металловедения, со-
современные методы изучении структуры и свойств металлов и
сплавов. Рассмотрены металлические материалы, используемые
в технике, полупродукты и заготовки, полупроводниковые ма-
материалы.
Приведены основы металлургического производства в цвет-
цветной и черной металлургии (доменное, сталеплавильное, про-
прокатное, литейное производство и обработка цветных металлов
и сплавов). Описаны термическая обработка металлов н ме-
металлургической продукции. Ил. 818. Табл. 194. Библиогр.
список: 145 назв.
., 2601000000—200
Ц - 6—82
040@1)-82
© VEB Deutscher Verlag fur Grundstoffindustrie Leipzig
I Перевод на русский язык. Издательство «Металлургия>, 1982

СОДЕРЖАНИЕ
Стр.
От редакторов русского перевода . . 10
Предисловие к русскому изданию . . 10
1. Основы материаловедения 11
1.1. Кристаллическое состояние и
строение кристаллов 11
1.2. Структура сплавов 15
1.3. Ионные структуры 19
1.4. Молекулярные структуры 19
1.5. Структура реальных кристаллов 19
1.5.1 Нульмерные нарушения строе-
строения решетки — точечные дефекты . . 20
1.5.2. Одномерные дефекты 21
1.5.3. Двумерные, или плоские, дефек-
дефекты решетки 23
1.5.4. Иллюстрация" всех перечислен-
перечисленных выше дефектов структуры .... 24
1.6. Стеклообразное состояние .... 25
1.7. Диаграммы состояния, диаграм-
диаграммы состав — температура 25
1.7.1. Основные положения 25
1.7.2. Типы двойных диаграмм сос-
состояния 26
1.7.3. Реальные диаграммы состояния 28
1.7.3.1. Диаграмма железо—углерод
(ДЖУ) 28
1.7.3.2. Влияние легирующих элемен-
элементов на структуру сплавов Fe—С и их
свойства ..... 37
1.7.3.3. Реальные диаграммы состоя-
состояния цветных металлов и некоторые
свойства сплавов 48
1.7.4. Многокомпонентные системы.. 59
1.8. Переходы в твердое состояние .. 60
1.8.1. Переход жидкость — твердое
тело (кристаллическое состояние)... 61
1.8.1.1. Общие закономерности .... 61
1.8.1.2. Формы кристаллов 64
1.8.1.3. Ликвация в литой структуре . 64
1.8.1.4. Трехзонная литая структура . 67
1.8.2. Переход в стеклообразное сос-
состояние 68
1.8.3. Переход газовая фаза — твер-
твердая (кристаллическая) фаза 68
1.9. Фазовые превращения в твердом
состоянии 69
1.9.1. Превращение с изменением
кристаллической структуры 72
1.9.2. Превращение с изменением кон-
концентрации 72
1.9.3. Превращение с изменением кон-
концентраций и структуры 73,-
1.9.4. Упорядочение 73
1.9.5. Превращения в молекулярных
структурах 74
1.9.6. Превращения в сталях при на-
нагреве и охлаждении ,74
1.9.6.1. Диаграмма время — темпера-
температура превращений (ВТП) переохлаж-
переохлажденного аустенита 74
1.9.6.2. Обзор превращений в сталях
при охлаждении и нагреве [140] . . 79
1.9.6.3. Описание структур, которые
возникают в результате превращения
переохлажденного аустенита 79
1.9.6.4. Превращения в сталях при
отпуске . 83
Стр.
1.10. Возврат, полигонизация, ре-
рекристаллизация и рост зерен ... 85
1.10.1а. Возврат 85
1.10.16. Полигонизация 85
1.10.2. Рекристаллизация 86
1.10.3. Рост зерна после первичной
рекристаллизации 88
1.10.4. Текстуры рекристаллизации . . 89
1.11. Испытания свойств 90
1.11.1. Механические свойства 90
1.11.1.1. Обратимая деформация ... 91
1.11.1.2. Необратимая деформация . . 92
1.11.1.3. Процессы деформации в по-
поликристаллических материалах .... 96
1.11.1.4. Ползучесть и релаксация . . 98
1.11.1.5. Явления разрушения 99
1.11.1.6. Повышение прочности .... Ю6
1.11.2. Механические испытания ... 108
1.11.2.1. Испытания на растяжение . 108
1.11.2.2. Испытания на сжатие .... Ш
1.11.2.3. Испытания иа изгиб 112
1.11.2.4. Испытания на кручение ... П2
1.11.2.5. Испытания на срез ИЗ
1.11.2.6. Испытания на пробивание
отверстий ИЗ
1.11.2.7. Испытания на загиб ИЗ
1.11.2.8. Испытания на осадку (плю-
(плющение) П4
1.11.2.9. Испытания проволоки на гиб
с перегибом (знакопеременные гибы) П4-
1.11.2.10. Испытания проволоки на
скручивание 115
1.11.2.11. Испытания труб 115
1.11.2.12. Испытание листовых (плос-
(плоских) образцов на глубокую вытяжку
по Эриксену 115
1.11.2.13. Определение способности к
глубокой вытяжке — по Энгельгарту
и Гроссу . П7
1.11.2.14. Определение ударной вяз-
вязкости '. П8
1.11.2.15. Испытание на ударное рас-
растяжение 121
1.11.2.16. Испытание на ударное сжа-
сжатие 121
1.11.2.17. Испытание на ударное кру-
кручение . •. 122
1.11.2.18. Испытания на продольный
изгиб , 122
1.11.2.19. Испытания на длительную
прбчность 122
1.11.2.20. Испытания на циклическую
прочность (усталостные испытания) 124
1.1К2.21. Испытания твердости .,. . . 129
1.11.2.22. Испытания на прокалива-
емость . . . . . 132-
1.11.2.23. Другие методы технологи-
технологических испытаний 134
1.11.2.24. Испытания сварных соеди-
соединений . . . . -.-. . . . 135
1.11.3. Физические свойства и испы-
испытания . . .' 139
1.11.3.1. Электропроводность 139
1.11.3.2. Теплопроводность . ...... 141
1.11.3.3. Термоэлектричество 141
1.11.3.4. Сверхпроводимость ...... 143
5

Стр.
1.11.3.5. Диэлектрические свойства . 143
1.11.3.6. Магнитные свойства и их ис-
исследование 143
1.11.3.7. Измерение внутреннего тре-
трения .... 149
1.11.3.8. Дилатометрия 151
1.11.3.9. Термический анализ 153
1.11.4. Исследования структуры ... 154
1.11.4.1. Получение рентгеновского
излучения ., 154
1.11.4.2. Свойства рентгеновского из-
излучения ., , , 156
1.11.4.3. Методы исследования струк-
структуры с помощью рентгеновского из-
излучения 156
1.11.4.4. Оценка результатов 157
1.11.4.5. Структурные исследования с
помощью пучков быстрых частиц . . 158
1.11.4.6. Другие способы изучения
структуры и анализа ее мелких со-
составляющих . 160
1.11.5. Структура 161
1.11.5.1. Состав структуры 161
1.11.5.2. Исследование структуры ... 161
1.11.5.3. Исследование структуры с
помощью оптических методов .... 173
1.11.5.4. Определение свойств и иден-
идентификация отдельных структурных
составляющих 181
1.11.5.5. Количественная металлогра-
металлография (стереометаллография) 181
1.11.6. Методы ультразвуковой де-
дефектоскопии материалов 187
1.11.7. Магнитные методы контроля . 193
1.11.8. Рентгеновская дефектоскопия 196
1.11.9. Контроль химического состава 198
1.11.10. Коррозионные испытания . . 200
1.11.11. Применение изотопов и ме-
методы исследования с помощью мече-
меченых атомов 207
1.11.11.1. Основные положения .... 207
1.11.11.2. Техника измерений 210
1.11.11.3. Получение искусственных
радиоактивных изотопов 211
1.11.11.4. Примеры применения ..... 212
2. Некоторые металлические мате-
материалы 213
2.1. Материалы, используемые в ме-
металлургическом производстве . . 213
2.2. Металлические материалы .... 213
2.2.1. Сплавы железа 213
2.2.1.1. Общие сведения 213
2.2.1.2. Принципы обозначения спла-
сплавов железа ; ."..... 214
2.2.1.3. Обозначение сплавов железа . 215
2.2.1.3.1. Обозначение сталей 215
2.2.1.3.2. Вспомогательные буквенные
и цифровые обозначения 215
2.2.1.3.3. Пересчетиые коэффициенты
для обозначения легирующих элемен-
элементов в низколегированных сталях ... 215
2.2.1.3.4. Обозначение литейных чугу-
нов ... 215
2.2.1.3.5. Обозначение отбеленного чу-
гуиа 215
2.2.1.3.6. Обозначение ковкого чугуна 215
2.2.1.3.7. Обозначение литейных ста-
сталей .. 216
2.2.1.4. Строительные стали общегС
назначения . . . . 216
.18. Улучшаемые стали
.19. Азотируемые стали
.20. Пружинные стали
.21. Хромируемые стали
.22. Стали для сварочной прово-
2.2.1.5. Низколегированные строи-
строительные стали
2.2.1.6. Стали для цепей
2.2.1.7. Стали для заклепок
2.2.1.8. Метизные стали для холодной
и горячей штамповки гаек
2.2.1.9. Стали для изготовления ка-
катанки
2.2.1.10. Холоднокатаная лента и тон-
тонкие листы из низкоуглеродистой стали
2.2.1.11. Листовая котельная сталь . .
2.2.1.12. Трубные стали для обычных
и прецизионных труб (бесшовных и
сварных)
2.2.1.13. Арматурная сталь для же-
железобетонных конструкций .
2.2.1.14., Высокопрочные свариваемые
строительные стали
2.2.1.14.1., Коррозионностойкие строи-
строительные стали
2.2.1.15. Мягкая сталь и магнитно-
мягкие материалы для реле
2.2.1.16. Стали для холодной высадки
2.2.1.17. Цементуемые стали
2.2." "~ ""
2.2.
2.2.
2.2.
2.2.
локи (для электродов)
2.2.1.23. Нержавеющие н кислото-
кислотостойкие стали
2.2.1.24. Жаростойкие (окалиностой-
кие) стали
2.2.1.25. Водородоустойчивые стали
2.2.1.26. Жаропрочные стали общего
назначения (теплоустойчивые) и жа-
жаропрочные аустенитные стали ....
2.2.1.27. Клапанные стали
2.2.1.28. Теплоустойчивые стали для
турбинных лопаток
2.2..1.29. Динамные и трансформатор-
трансформаторные стали (горячекатаные листы) . .
2.2.1.30. Износостойкие стали
2.2.1.31. Стали для подшипников ка-
качения
2.2.1.32. Углеродистые инструмен-
инструментальные стали
25.1.33. Легированные инструменталь-
инструментальные стали
2.2.1.34. Инструментальные стали для
горячих штампов
2.2.1.35. Быстрорежущие стали ....
2.2.1.36. Автоматные стали
2.2.1.37. Стали для крупных поковок
2.2.1.38. Хладостойкие (криогенные)
стали
2.2.1.39. Немагнитные стали
2.2.1.40. Литейный чугун. Обзор
(см. 5.1)
2.2.1.41. Чугун с пластинчатым гра-
графитом
2.2.1.42. Литейный чугун с шаровид-
шаровидным графитом . . .
2.2.1.43. Легированный чугун
2.2.1.44. Нелегированный отбеленный
чугун
2.2.1.45. Легированный отбеленный
чугун
2.2.1.46. Ковкий чугун
Стр.
216
217
217
217
218
219
221
221
223
224
225
225
226
226
227
229
230
230
231
231
232
234
234
236
236
237
237
238
239
240
241
242
242
243
243
244
245
246
247
247
250
253
253
6

Стр.
2.2.1.47. Стальное литье (GS) .... 254
2.2.1.48. Нелегированное стальное
литье 255
2.2.1.49. Жаропрочное стальное литье 268
2.2.1.50. Жаростойкое (окалиностой-
кое) стальное литье 276
2.2.1.51. Коррозионностойкое и кисло-
кислотостойкое стальное литье ....... 276
2.2.1.52. Химический состав стали . 256
2.2.1.53. Химический состав чугунов . 270
2.2.2. Цветные металлы и их сплавы 277
2.2.2.1. Общие сведения 277
2.2.2.2. Система обозначений цветных
металлов и сплавов 277
2.2.2.3. Медь и медные сплавы. Об-
Общие сведения ^77
2.2.2.4. Чистая медь 278
2.2.2.5. Медноцинковые деформируе-
деформируемые сплавы (латунн) 278
2.2.2.6. Медноцинковые деформируе-
деформируемые сплавы (специальные латуни) . 279
2.2.2.7. Меднооловянные деформируе-
деформируемые сплавы (оловянистая бронза) . 279
2.2.2.8. Медьиикельцинковые дефор-
деформируемые сплавы (нейзильбер) . . , 279
2.2.2.9. Медн'оникелевые деформируе-
деформируемые сплаиы 280
2.2.2.10. Медноалюминиевые дефор-
деформируемые сплавы (алюминиевая
бронза) 280
2.2.2.11. Меднобериллиевые деформи-
деформируемые сплавы (бериллиевая бронза) 281
2.2.2.12. Литейные медные сплавы . 281
2.2.2.13. Меднохромистые сплавы . . 282
2.2.2.14. Химический состав меди и
медных сплавов 284
2.2.2.15. Алюминий и алюминиевые
сплавы. Общие сведения 283
2.2.2.16. Алюминий высокой чистоты,
чистый и первичный алюминий .... 283
2.2.2.17. Алюминий для раскисления
и алюминотермии . . .......... 290
2.2.2Л8. Алюминиевые деформируе-
деформируемые сплавы 290
2.2.2.19. Литейные алюминиевые
сплавы 292
2.2.2.20. Алюминиевые . поршневые
сплавы . . 293
2.2.2.21. Химический состав алюминия
и алюминиевых сплавов 294
2.2.2.22. Свинец и свинцовые сплавы.
Общие сведения 293
2.2.2.23. Чистый свинец 293
2.2.2.24. Свинцовосурьмяные сплавы
(гартблей) . . . N . 296
2.2.2.25. Свинцовосурьмянистооловян-
ные (типографские) сплавы 297
2.2.2.26. Подшипниковые сплавы на
основе свинца и олова (баббиты) . . 297
2.2.2.27. Свинцовые сплавы, отливае-
отливаемые под давлением . 298
2.2.2.28. Химический состав свинца' и
свинцовых сплавов 299
2.2.2.29. Магний и магниевые сплавы.
Общие сведения 298
2.2.2.30. Чистый магний 298
2.2.2.31. Магниевые сплавы 300
2.2.2.32. Химический состав магния и
магниевых сплавов 300
Стр.
2.2.2.33. Олово и оловянные сплавы . 301
2.2.2.34. Чистое олово 301
2.2.2.35.,Мягкие припои 301
2.2.2.36. Химический состав олова и
оловянных сплавов 301
2.2.2.37. Цинк и цинковые сплавы.
Общие сведения . . ., 302
2.2.2.38. Чистый цинк . 302
2.2.2.39. Цинковые литейные рафини-
рафинированные сплавы 303
2.2.2.40. Химический состав цинка н
цинковых сплавов 303
2.2.2.41. Никель и никелевые сплавы 304
2.2.2.42. Чистый никель 304
2.2.2.43. Никелевые сплавы 305
2.2.2.44. Химический состав никеля н
никелевых сплавов . . . 305
2.2.2.45. Химический состав некото-
некоторых подшипниковых сплавов 307
2.3. Доменный (передельный) чугун . 306
2.4. Ферросплавы и легирующие до-
бавкн (элементы) 308
2.4.1. Ферросилиций и металлический
кремний . 309
2.4.2. Ферромарганец ........... 309
2.4.3. Феррохром и металлический
хром . .•-.•• 309
2.4.4. Фёррбтитан . . .*.'.'. ........ 310
2.4.5. Ферровольфрам . . . . 311
2.4.6. Ферроникель ......." 311
2.4.7 Силикрмедь^ (кремнистая медь) 311
2.4.8. Силикомарганец 311
2.4.9. Феррофосфор ¦. . . . 312
2.4.10. Феррованадий .......... 312
2.4.11. Силикокальций 312
2.4.12. Ферромолибден 312
2.4.13. Металлический марганец (азо-
(азотированный) 312
2.4.14. Металлический марганец . . . 312
2.5. Полупроводниковые материалы . 313
2.5.1. Общий обзор 313
2.5.2. Возможная классификация по
основным принципам применения . . . 313
2.5.3. Некоторые полупроводниковые
элементы н физические эффекты, оп-
определяющие нх применение 313
2.5.4. Некоторые полупроводниковые
материалы и их параметры 314
3. Металлургические реакции 316
3.1. Общие положения 316
3.2. Металлургические реакции в
доменной печи 318
3.2.1. Реакции между газами и твер-
твердым углеродом . , ! 319
3.2.2. Восстановление окислов железа 319
3.2.3. Реакции в доменной печи .... 320
3.2.3.1. Общие представления 320
33.3.2. Диаграмма восстановления . . 321
3.2.4. Материальный и тепловой баланс . 322
3.2.5. Процессы горения 322
3.2.6. Поведение основных сопутству-
сопутствующих железу элементов в доменной
печи 323
3.3. Металлургические реакции при
производстве стали 325
3.3.1. Окислительный период (фрише-
вание) 325
3.3.1.1. Поведение углерода 326
3.3.1.2. Поведение кремния 329
3.3.1.3. Поведение марганца 329

Стр.
3.3.1.4. Поведение фосфора , 331
3.3.1.5. Поведение серы 333
3.3.2. Раскисление стали 335
3.3.2.1. Равновесие реакции раскисле-
раскисления .,. 335
3.3.2.2. Осаждающее раскисление . . . 335
3.3.2.3. Продукты раскисления .... 336
3.3.2.4. Диффузионное раскисление . 337
3.3.2.5. Другие способы раскисления . 337
3.3.3. Материальный и тепловой баланс 338
3.4. Металлургические реакции при
производстве цветных металлов . 339
3.4.1. Первичная переработка сырья . 340
3.4.1.1. Пирометаллургические способы 340
3.4.1.2. Окислительный и сульфатизи-
рукмций обжиг сульфидного сырья . . 341
3.4.1.3. Кальцинирующий, восстано-
восстановительный и хлорирующий обжиг . . 342
3.4.2. Производство чернового металла 344
3.4.2.1. Основные положения 344
3.4.2.2. Восстановительная плавка . . 344
3.4.2.3. Реакционная плавка 345
3.4.2.4. Осадительная плавка (цемен-
(цементация) . ...-.¦ 346
3.4.2.5. Электролиз расплавов 346
3.4.3. Рафинирование чернового ме-
металла .-....• , 34E
3.4.3.1. Физические -методы рафиниро-
рафинирования 346
3-4.3.2. Химические методы рафиинро-
вання 348
3.4.3.3. Электролитическое рафиниро-
рафинирование 348
3.4.4. Гидрометаллургия 348
3.4.4.1. Подготовка сырья 348
3.4.4.2. Перевод в растворимое состо-
состояние и выщелачивание 348
3.4.4.3. Разделение раствора от вы-
выщелачивания и нерастворенного остат-
ка 349
3.4.4.4. Очистка растворов 350
3.4.5. Амальгамная металлургия ... 351
3.4.6. Примеры металлургических тех-
технологий 352
3.4.6.1. Металлургия меди 352
3.4.6.2. Металлургия никеля 353
3.4.6.3. Металлургия ванадия ..... 375
3.4.6.4. Металлургия свинца 375
3.4.6.5. Металлургия олова |7b
3.4.6.6. Металлургия цинка 377
3.4.6.7. Металлургия алюминия .... 37°
3.4.6.8. Металлургия магния 37°
3.4.6.9. Металлургия благородных мг- '
таллов ?™
3.5. Шлаковые реакции *'*
3.5.1. Общие положения rf/y
3.5.2. Диаграммы состояния металлур- ,^
гических шлаков З
3.5.2.1. Отдельные компоненты .... 380
3.5.2.2. Многокомпонентные системы 381
3.5.3. Структура жидких шлаков . . . 385
3.5.3.1. Классические модельные пред-
представления .• • - • 385
3.5.3.2. Ионная теория . 385
3.5.4. Шлаки доменного процесса ... 387
3.5.5. Шлаки в процессе производст-
производства стали 387
3.5.6. Шлаки в производстве цветных
металлов 391
3.6. Газы в металлах и краткая ха-
характеристика защитных и реак-
реакционных газов '.
3.6.1. Система водород — железо . . .
3.6.2. Система кислород — железо . .
3.6.3. Система азот — железо
3.6.4. Система газ—.цветные металлы
3.6.5. Определение газов
3.6.6. Защитные и реакционные газы .
4. Металлургические процессы ....
4.1. Общие представления
4.1.1. Пирометаллургические методы
(общие представления)
4.1.2. Гидрометаллургические методы
(общие представления)
4.1.3. Методы порошковой металлур-
металлургии
4.2. Методы производства железа и
стали (общие представления) . .
4.2.1. Метод производства чугуна . .
4.2.2. Метод производства губчатого
железа
4.2.3. Прямое восстановление желез-
железной руды с использованием атомной
энергии ¦
4.2.4. Методы производства стали
(общие представления)
4.2.4.1. Конверторное производство
стали
4.2.4.1.1. Процесс LD
4.2.4.1.2. Процесс LDAC (OPL) ....
4.2.4.1.3. Процесс Калдо
4.2.4.1.4. Роторный процесс
4.2.4.1.5. Процесс PL (Phoenix—Lan-
zen)
4.2.4.1.6. Томасовский процесс
4.2.4.1.7. Кислородный конвертор с
нижним дутьем
4.2.4.2. Процессы изготовления стали
в подовых плавильных печах .....
4.2.4.2.1. Мартеновский процесс ....
4^2.4.2.2. Плавка стали в электропечах
(общие лредставления)
4.2.4.2.3. Плавка стали в дуговых пе-
печах
4.2.4.2.4. Индукционные печи (бессер-
дечниковые)
4.2.4.2.5. Печи сопротивления с .гра-
.графитовыми нагревателями .•
4.2.4.2.6. Плавка в двухподовой (двух-
ванной) печи
4.2.4.2.7. Процесс плавки в тандем-
печи . .
4.2.4.2.8. Плавка в плазменной печи
4.2.5. Процессы непрерывного произ-
производства стали
4.2.6. Методы дополнительной обра-
обработки стали, выплавленной обычным
способом (общие представления) ...
4.2.6.1. Специальные методы перепла-
переплава (общие представления)
4.2.6.1.1. Процесс переплава в вакуум-
вакуумной дуговой печи
4.2.6.1.2. Переплав в вакуумной ин-
индукционной печи . .
4.2.6.1.3. Переплав в многокамерной
электронно-лучевой печи
4.2.6.1.4. Процесс электрошлакового
переплава (ЭШП)
4.2.6.2. Процессы вакуумной обработ-
обработки жидкой стали ¦ .
Стр.
391
392
393
394
395
395
397
398
398
399
399
399
399
401
402
405
405
406
406
408
410
411
411
411
412
413
413
416
416
418
418
418
419
419
420
422
422
424
424
425
426
427
8

Стр.
4.2.6.3. Методы промывки жидкой ста-
стали газами 429
4.2.6.4. Методы обработки жидкой ста-
стали синтетическими шлаками в ковше 429
4.2.7. Разливка стали на слитки, сля-
слябы и прутки 430
4.2.7.1. Разливка стали на слитки и
слябы 430
4.2.7.2. Непрерывная разливка .... 432
4.3. Методы производства цветных
металлов (обзор) 432
4.4. Аппаратура для получения цвет-
цветных металлов пирометаллургическим
способом (обзор) •..,.. 432
4.4.1. Печи цветной металлургии . . . 432
4.4.1.1. Печи для обжига мелкодис-
мелкодисперсных материалов 432
4.4.1.2. Агломерационные (обжиговые)
аппараты 434
4.4.1.3. Шахтные плавильные печи . . 434
4.4.1.4. Высокопроизводительные пла-
плавильные печи 435
4.4.1.5. Стационарные пламенные (от-
(отражательные) печи 437
4.4.1.6. Вращающиеся пламенные печи 437
4.4.1.7. Конверторы и горны 438
4.4.1.7.1. Конверторы . 438
4.4.1.7.2. Горны 439
4.4.1.8. Плавильные сосуды (печи ре-
ретортного типа) 439
4.4.1.8.1. Плавильные котлы 439
4.4.1.8.2. Тигельные печи 441
4.4.1.8.3. Ретортные печи 442
4.4.1.9. Электрические печи ....... 443
4.4.2. Примеры электролизных уста-
установок для производства цветных ме-
металлов . . . 443
4.4.2.1. Электролитическое рафиниро-
рафинирование меди (электролиз водных рас-
растворов) ,. . . . 443
4.4.2.2. Электролиз алюминия (элект-
(электролиз расплавленных солей) 444
Сто.
4.5. Новые методы получения Pb, Zn,
Си 444
5. Способы формоизменения 445
5.1. Деформация, формоизменение . . 445
5.1.1. Основные положения ...... 446
5.1.1..1. Деформируемость . 446
5.1.1.2. Механизм деформации .... 446
5.1.1.3. Состояние материала 446
5.1.1.4. Условия деформации 448
5.1.1.5. Условия пластичноети, тече-
течения, критерий течения 448
5.1.1.6. Условия когезии (деформации
без разрушения) 449
5.1.1.7. Некоторые понятия 449
5.1.2. Процессы деформации 450
5.1.2.1. Процессы получения заготовок 450
5.1.2-2. Методы изготовления труб . . 451
5.1.2.2.1. Методы изготовления бес-
бесшовных труб 451
5.1.2.2.2. Методы изготовления свар-
сварных труб 456
5.1.2-3. Методы изготовления полос и
листов 457
5.1.2.4. Методы изготовления профи-
профилей 459
5.1.2.5. Методы изготовления кованых
и прессованных заготовок 460
5.1.2.5.1. Свободная ковка 460
5.1.2.5.2. Объемная штамповка .... 462
5.1.2.5.3. Прессование 463
5.1.2.5.4. Штамповка выдавливанием 463
5.1.2.6. Методы изготовления прово-
проволоки 464
5.1.2.6.1. Горячая прокатка проволо-
проволоки на проволочных станах 464
5.1.2.6.2. Волочение проволоки .... 464
Библиографический список 466
Приложение. Марки сталей по TGL
и их аналоги по стан-
стандартам СССР 470
Предметный указатель 475

ОТ РЕДАКТОРОВ
РУССКОГО ПЕРЕВОДА
В рамках долговременного сотрудничества стран — членов СЭЁ непрерывно развивают-
развиваются деловые связи между издательствами Германской Демократической Республики в
СССР. За последние годы издательствами ГДР выпущен ряд книг советских авторов,
а издательствами СССР — книги авторов из ГДР. В частности, в, издательстве «Метал-
«Металлургия» вышли «Испытания материалов» X. Блюменауэра, «Атлас дефектов стали»,
«Справочник по сварке, пайке, склейке и резке металлов и пластмасс» и др. Предлага-
Предлагаемый читателю справочник продолжает уже сложившуюся традицию.
По своему содержанию справочник «Металлургия и материаловедение» является
введением в рассматриваемую область знаний. Особенность его -— необычная для совет-
советского читателя форма изложения обширного комплекса сведений. Ее отличают крат-
краткость, а иногда даже некоторый упрощенный и особый, как бы стенографический спо-
способ подачи материала. Все это оправдывается стремлением авторов охватить практи-
практически все разделы металлургии и материаловедения."
При таком построении книга представляется весьма полезной для среднего звена
специалистов (для квалифицированных рабочих, мастеров, техников), а также для
лиц, изучающих материаловедение и металлургию (студентов средних и высших учеб-
учебных заведений). Кроме того, материаловед найдет в ней необходимые для своей прак-
практической работы сведения по металлургии, а металлург — соответственно сведения по
материаловедению. Эти соображения и послужили основанием для перевода настоящей
книги на русский язык.
Редакторы считают своим приятным долгом выразить благодарность проф. Ю. С.
Юсфину и доцентам Н. И. Уткину и В. К. Потемкину за просмотр некоторых разделов
перевода.
П. И. Полухин
М. Л. Бернштейн
ПРЕДИСЛОВИЕ
К РУССКОМУ ИЗДАНИЮ
В металлургии и материаловедении, как и во всех других областях знаний, непрерыв-
непрерывное накопление фактов, научных достижений и технологических приемов, вызвало
«взрыв „информации» — появление огромного числа публикаций. По этой причине спе-
специалисту по какому-либо одному разделу металлургии в.настоящее время очень труд>
но охватить' эту область знаний в целом. Однако без этого работать над отдельными
проблемами нецелесообразно, а иногда и невозможно. В связи с этим в ГДР в послед-
последние годы разработаны так называемые аккумуляторы знаний (Wissensspeicher) —
справочники, задача которых заключается в том, чтобы обобщить в более или менее
систематическом н кратком виде большой объем сведений в той или иной области.
Очевидно, что такие справочники не могут заменить учебники с их более детальным
изложением узких проблем.
Авторы предприняли попытку создать подобный справочник по металлургии и ма-
материаловедению, который должен помочь специалистам найти необходимую научную
и технологическую информацию, не обращаясь к специальным книгам н журналам.
Разумеется, объем сведений в таком справочнике ограничен, и во многих случаях чи-
читателю, возможно, потребуется специальная литература. Однако для получения пер-
первичной информации содержащиеся в справочнике данные могут оказаться достаточ-
достаточными.
Справочник «Металлургия и материаловедение» предназначен для технологов, ква-
квалифицированных рабочих, студентов, а также широкого круга читателей, которые зани-
занимаются производством и использованием металлических и других конструкционных
материалов.
При составлении настоящего справочника авторы использовали учебники проф.
докт. техн. наук Х.-И. Экштейна, проф. докт. техн. наук В. Шатта и проф. докт.техн.
наук X. Шуманна.
Авторы считают своим приятным долгом выразить признательность проф. докт.
техн. наук Х.-И. Экштейну и проф. докт. техн. наук В. Шатту за большую помощь
прн подготовке рукописи. Авторы выражают глубокую благодарность проф. докт. техн.
наук П. И. Полухину и проф. докт. техи. наук М. Л. Бериштейну за полезные замеча-
замечания и организацию перевода справочника на .русский язык.
Фрейберг — Москва 1982
10

1. ОСНОВЫ
МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЯ
Материаловедение — наука, которая, бази-
базируясь на основных положениях физики
твердого тела, физической химии и электро-
электрохимии, исследует и направленно использу-
использует взаимосвязь структуры и свойств для
улучшения свойств применяемых материа-
материалов или для создания новых материалов с
заданными свойствами. Главное в ией—
это научно обоснованное предсказание по-
поведения применяемых в технике материа-
материалов.
Структура¦
Свойства -
¦Изменения структуры
X
"Изменение свойств
Материал. Материалы оказывают влия-
влияние [78] на конструкционное решение из-
изделий; форму и качество поверхности из-
изделий; способ изготовления, соединения и
монтажа; сопротивление стационарному на-
гружеиию и динамическим нагрузкам; дол-
долговечность работы изделий; массу изделия;
стоимость, продукции.
Выбор ' и рациональное использование
материала. При выборе материала нужно,
чтобы удовлетворение поставленным тре-
требованиям (например, заданным техничес-
техническим условиям, технике безопасности и т.д.)
было осуществлено при наименьших затра-
затратах на собственно материал и на издерж-
издержки, связанные с его обработкой. При этом
необходимо гарантировать высокое качест-
качество (работоспособность) изделий в эксплу-
эксплуатации.
Выбор материала проводят в два этапа.
Этап 1 — выбор материалов, которые
удовлетворяют требованиям по внешнему
виду изделия и по заданным свойствам.
Этап 2 — материалы, которые отобраны
на этапе 1, обсуждаются с точки зрения
наименьших экономических затрат; при
этом принимают во внимание такие пара-
параметры, как технология изготовления, а так-
также обслуживание и т. д.
Процесс выбора материала по [78] вклю-
включает:
А. Первичные требования, которые зада-
задаются, исходя из основных условий службы
разрабатываемого изделия (например, кор-
коррозионная стойкость).
Б. Вторичные требования, которые зада-
задаются, исходя из технологических условий
изготовления (например, возможность
сварки).
Важнейшие критерии, которые следует
учитывать при выборе материала:
а) физические — структура; механичес-
механические свойства; оптические свойства (напри-
(например, цвет); акустические свойства (напри-
(например, уровень звучания); термические свой-
свойства (например, линейное расширение);
электрические свойства (например, прово-
проводимость); магнитные свойства (например,
коэрцитивная сила);
б) технологические — первичное получе-
получение заготовок; обработка давлением; обра-
обработка резанием; монтаж; нанесение покры-
покрытий;
в) химические — устойчивость против аг-
агрессивных сред (например, кислот); устой-
устойчивость против атмосферного влияния;
г) биологические — устойчивость по от-
отношению к воздействию насекомых и жи-
животных;
д) критерии, связанные с доставкой,—
возможности доставки; формы доставки;
масса доставки; состояние доставки;
е) экономические — цена; стоимость пе-
переработки; транспортные" затраты; затраты
на обслуживание.
Общие указания к экономическому ис-
использованию материалов приведены в -табл.
1 [78].
Металлы. Отличаются от неметаллов ме-
металлическим блеском и отражающей спо-
способностью; высокой прочностью; способ-
способностью к деформационному упрочнению;
хорошей электро- и теплопроводностью;
кристаллическим строением (за исключе-
исключением ртути); твердым агрегатным состоя-
состоянием при комнатной температуре (кроме
ртути при комнатной температуре).
Металлы (а также их окислы и гидро-
гидроокислы) образуют с кислотами соли (кати-
онообразователи).
Подразделять можно по различным кри-
критериям, например:
а) по способу получения — обычная плав-
плавка, спекание, электрометаллургические ме-
методы;
б) но плотности — легкие и тяжелые ме-
металлы;
в) по температуре плавления — легко-
легкоплавкие (<пЛ<:700 С), металлы со средней
температурой плавления (<Ол=700-г-
-ь2000°С), тугоплавкие (^пл>2000°С);
г) по химической стойкости — благород-
благородные и неблагородные металлы.
1.1. КРИСТАЛЛИЧЕСКОЕ СОСТОЯНИЕ
И СТРОЕНИЕ КРИСТАЛЛОВ
Кристаллические вещества обладают за-
закономерной трехмерной периодической по-
последовательностью строения, которую мож-
можно определить и проанализировать с помо-
помощью тонких структурных методов анализа
(см. I.II.4).
Противоположность кристаллического
состояния—аморфное.
Элементы строения кристаллов различных
веществ: атомы, иоиы (моделируются, как
сферические частицы); молекулы, комплек-
комплексы (сферическая симметрия); молекулы
большой протяженности (комплексы с фор-
формой полос, слоев).
Кристалл имеет анизотропную, гомоген-
гомогенную, периодическую дискретность (дискрет-
(дискретное вещество).
Пространственная решетка представляет
собой объемно упорядоченное равномерное
11

ТАБЛИЦА 1
Материал
Целесообразные области '
применения
Технологические
свойства
Недостатки
Сталь
Чугун
Легкие
металлы
Пластмассы
Изделия с высоким уров-
уровнем механических напря-
напряжений и высокими тер-
термическими напряжениями
Чугун с пластинчатым и
шаровидным графитом
(см. 1.7.3.1) для нагру-
нагруженных деталей вместо
литой стали. Литая
сталь — в случае более
высоких напряжений
Детали, от которых тре-
требуется хорошая корро-
коррозионная стойкость и удо-
удовлетворительное соотно-
соотношение прочности и плот-
плотности
Детали, обладающие вы-
высокой «погодной» стой-
стойкостью, требующие ма-
малых затрат на уход, ра-
работающие в условиях
малого износа
Армированные изделия,
пенопласты
Хорошая сваривае-
свариваемость конструкцион-
конструкционных сталей. Возмож-
Возможность изготовления
облегченных ¦ фасон-
фасонных стальных профи-
профилей
Хорошая сваривае-
свариваемость. Экструдиро-
ванные профили
Термопласты,
реактивные
массы
термо-
термопласт-
Недостаточная корро-
коррозионная стойкость
Ограниченные возмож-
возможности применения обыч-
обычного серого чугуна (ма-
(малая прочность)
Модуль упругости со-
составляет только '/з моду-
модуля упругости стали. Це-
Цена выше (чем стали)
Цена выше. Обращать
внимание иа высокую
склонность к ползучести.
Падение прочности при
небольшом повышении
температуры и"в резуль-
результате старения (естест-
(естественного)
а -*¦
Рис. 1.1. Одномерное (а), двухмерное (б) и трех-
трехмерное (в) распределение атомов в решетке
расположение точек (например, точечных
масс атомов).
Одномерная решетка —рис. 1,1, а-. Вос-
Восстанавливается при сдвиге данного атома
на трансляционный отрезок а.
Двумерная решетка — рис.- 1,1,6. Тран-
Трансляция ряда точек на отрезок Ь под опре-
определенным углом (Второе направление!
Вектор!). Возникают плоскости решетки.
Трехмерная (объемная, пространствен-
пространственная) решетка — см. рис. 1,1, в [56]. Допол-
Дополнительная трансляция на отрезок с в треть-
третьем направлении, который не может лежать
в плоскости, образованной векторами а и Ъ.
Постоянные решетки представляют собой
отрезки трансляции а, Ь, с; соответствуют
межатомным расстояниям, составляют ве-
величины порядка 10~8 см.
Постоянная решетки при данной темпе-
температуре — константа, характерная для опре-
определенного кристаллического вещества.
Элементарная ячейка — наименьший
элемент объема пространственной решетки,
с помощью которого трансляциями на па-
параметры решетки а, Ъ, с в направлении
главных векторов можно построить объ-
объемную решетку.
Кристаллическая решетка однозначно
определяется постоянными решетки а, Ь и
с и углами между векторами решетки а,
Р и V (рис. 1.2).
Кристаллическая система. Существует 7
кристаллических систем и 14 видов крис-
кристаллических решеток, или решеток Браве.
Точки располагаются в решетках таким об-
12

рованных кристаллических материалах
(рис. 1.3).
Текстура: закономерная ориентация крис-
кристаллических плоскостей и направлений в
поликристаллическом веществе.
разом, чтобы каждая из них имела иден-
идентичное окружение (табл. 2).
Металлы преимущественно относятся к
кубической (объемно- и гранецентриррван-
ной) или гексагональной системам.
Анизотропия. Зависимость физических
свойств (например, прочности, пластично-
пластичности, теплового расширения, электро- и теп-
теплопроводности, намагничивания и т. д.) от
направления в монокристаллах или тексту-
ТАБЛ И ЦА 2
@10)
/
Рис. 1.3
-6в[100]
Изотропия. Свойства материала одина-
одинаковы во всех направлениях (аморфные ве-
вещества; мелкозернистый материал счита-
считается квазиизотропным).
Изотипия. Вещества с одинаковой фор-
формулой, описывающей стехиометрию, и оди-
Кристаллнческая
система
Постоян-
Постоянные ре-
решетки
Углы
Типы элементарных кристаллических ячеек
простая
с центро-
центрованным
базисом'
о. ц. к.
г. ц. к.
Кубическая
Тетрагональ-
Тетрагональная
Ромбическая,
орторомбиче-
ская :
Ромбоэдриче-
Ромбоэдрическая, триго-
нальная
Гексагональ-
Гексагональная
Моноклинная
Триклинная
а=Ь=с
а=Ьфс
афЬфс
а=Ь=с
а=р=у=90°
а=Р=у=90°
=.a2=as=
0° 120°
афЬфс
афЪфс
P=Y=90°
Ж
13

наковым типом решетки называются изотип-
ными (например, Си, Ag и Аи или NaCl,
PbSnMgO).
Антиизотипия. Ионные кристаллы, у ко-
которых лиганды Хп (например, центральный
атом А) комплекса АХп являются в одном
случае анионами (например, ТЬОг—флю-
оритный тип)., а в другом случае катионами
(например, LiO2 — антифлюоритиый тип).
Гомотипия. Решетки настолько близки
друг к другу, что одну можно перевести в
другую с помощью незначительных измене-
изменений (например, о. ц. к. Fe в г. ц. к. Fe в
результате закономерного гомогенного
сдвига).
Гетеротипия. Между решетками ие су-
существует простых переходов (например,
гексагональная и кубическая).
Изоморфизм. Изотипиые вещества назы-
называются изоморфными, если они могут сме-
смешиваться друг с другом (растворяться
друг в друге) без изменения типа решетки
с образованием непрерывного ряда твер-
твердых растворов.
Полиморфизм, аллотропия. Переход эле-
элемента (аллотропия) или твердого раствора
соединения (полиморфизм) от одного типа
решетки к другому при изменении внешних
условий (р, Т). Аллотропные модификации
стабильны при постоянном давлении в пре-
пределах определенных температур и могут
превращаться одни в другие.
Превращения в случае гомотипных моди-
9Ц" С
фикаций (например, a-Fe »-Y'Fe) ПРИ
этом происходят с большей скоростью и
полнотой, чем в случае гетеротипных (иа-
„ „ <19°с
пример, тетрагональное p-Sn >¦ куби-
кубическое a-Sn).
Псевдоморфизм. Присоединенный слой
искривленных соседних атомных плоскостей
из-за их различной геометрии (различных
углов) в случае одинакового типа кристал-
кристаллов— автотаксия; в случае чужеродных
решеток (разнотипные кристаллы) — эпи-
таксия.
Плоскости решетки. Плоскости, проходя-
проходящие через три точки пространственной ре-
решетки, образующие регулярную структуру.
Индексы Миллера. Служат для харак-
характеристики положения произвольной крис-
кристаллической плоскости в кристаллографи-
кристаллографической системе осей (рис. 1.4).
1. (hkl) — символы плоскостей; пред-
ставляют собой отношения обратных отрез-
отрезков, которые плоскость отсекает иа крис-
кристаллографических осях X, Y, Z. Единицами
измерения служат постоянные решетки а,
Ь, с по трем осям. Полученные дроби мож-
можно привести к наименьшим простым числам
путем умножения на общий множитель:
ОА/а
ОВ/Ь ' ОС/с
321
Каждая комбинация индексов Миллера
(hkl) описывает семейство плоскостей ре-
решетки, в которой каждая отдельная плос-
плоскость отстоит от соседней всегда на равные
отрезки d—межплоскостное расстояние.
Чем меньше индексы данной системы плос-
плоскостей, тем больше межплоскостное рас-
расстояние d и тем плотнее она заполнена
узлами решетки.
2. Если плоскость параллельна оси, то
точка пересечения плоскости с осью нахо-
находится в бесконечности. Обратное значение:
1/оо=0.
3. Символ (hkl) — «отрицательный» от-
отрезок по оси х. Плоскости, которые отсека-
отсекают продолжение осей в противоположном
направлении (отрицательный отрезок по
оси), обозначаются особым образом — над
соответствующим индексом ставится черто-
черточка (рис. 1.5).
4. Символ {hkl).
Обозначает семей-
семейство всех равно-
A00) значных кристал-
кристаллографических пло-
плоскостей.
Y Например:
—*" {100}—простая ку-
кубическая решетка
(рис. 1.6); может
быть получена сле-
следующей комбина-
Рис. 1.5 ВДей (hkl):
A00)
z
Рис. 1.6
hkl
hkl
hkl
hkl
hkl
hkl
{hkl}
= A00)
= A00)
=@10)
= @10)
= @01)
= @01)
Плоскость
Передняя
Задняя
Правая
Левая
Верхняя
Нижняя
5. Символ [uvw] — направление в ре-
решетке. Это направление, которое проходит
от начала координат к произвольной точке
Р кристаллической решетки; оно может од-
однозначно характеризоваться координатами
и,' v, w точки Р, которые и обозначаются
символами [и, v, w] — рис. 1.7.
6. Символ <uvw>. Применяется в тех
случаях, когда нужно характеризовать

только симметрию, а ие положение направ-
направления решетки в пространстве.
Зона. Все плоскости решетки различно-
различного положения в пространстве (hkl), кото-
которые пересекаются вдоль одного направле-
направления [ырйу], называемого осью зоны.
Рис. 1.7
Уравнение зоны. Определяет, относится
ли плоскость решетки (hkl) к зоне с дан-
данной осью зоны [uvw]: hu+kv+lw=>0.
Полярная сфера. Служит для описания
процессов перестройки в кристаллической
решетке, зависящих от направления. Систе-
Система точек пересечения со сферической по-
поверхностью нормалей к плоскостям решет-
решетки кристалла, расположенного в центре
сферы. Эти точки пересечения называют по-
полюсами плоскостей решетки.
Стереографическая проекция. Проекция
полюсов полярной сферы (с определенными
углами) на экваториальную плоскость этой
сферы, в которой полюса верхней части
сферы закономерно связаны с южным по-
полюсом полярной сферы (а соответственно
в нижней части — с северным полюсом).
Точки пересечения с экваториальной плоско-
плоскостью является стереографическими проек-
проекциями полюсов соответствующих плоскос-
плоскостей решетки (рис. 1.8 [13])г
Рис. 1.8
Полюсные фигуры. Полюсная фигура
прокатки {111} металла с г. ц. к. решеткой
(рис. 1.9 [13]). Полюсные фигуры служат
для описания текстур, т.е. наличия предпо-
предпочтительной ориентировки кристаллитов в
поликристаллическом веществе' либо вдоль
(НП), либо поперек (ПП) направления
прокатки на поверхности прокатанного
листа.
Межплоскостное расстояние d—наимень-
d—наименьшее расстояние по нормали между сосед-
Рис. 1.9
ними плоскостями решетки, принадлежа-
принадлежащими к одному семейству. Его можно рас-
рассчитать, зная индексы Миллера, постоянные
решетки а, Ь, с и углы а, Р и у (табл. 3).
1.2. СТРУКТУРА СПЛАВОВ
Сплавы. Металлы образуют между собой,
а также с неметаллами (при определенных
соотношениях и с учетом специфических
свойств элементов) либо отдельные фазы,
либо смеси фаз. Различают: твердые раст-
растворы замещения, твердые растворы внедре-
внедрения, интерметаллические фазы.
Твердые растворы замещения. Возника-
Возникают при занятии некоторых узлов решетки
матрицы атомами другого элемента, т.е.
замещением атома матрицы (рис. 1.10).
О
Рис. 1.10
Область растворимости какого-либо метал-
металла в данной матрице может быть оценена
эмпирическим правилом Юм-Розери.
Широкая область растворимости воз-
возможна в тех случаях, когда:
а) различие атомных радиусов менее
10-15 %;
б) элементы обладают почти одинаковы-
одинаковыми электрохимическими свойствами;
в) решетки изотипны.
Отсюда при выполнении всех вышеназ-
вышеназванных условий получается непрерывный
ряд твердых растворов (например, Си—
№), а при частичном выполнении вьгше-
15

ТАБЛИЦА 3
Кристаллическая
система (сиигония)
Кубическая
Гексагональная
Тетрагональная
Ромбическая
С
Ромбоэдрическая
Моноклинная
Триклинная
Межплоскостное
а
а
1 / 4 . ¦ t . .. ¦ а*Р
1/ "Г-(Л2 + ftfe + ft2) Н —
г 3 ,. с2
а
1
га с с
аУ 1—3cos2a + 2cossa
ftft' ~~ (ft2 + #* + Р) sin2 a + 2(ft& + kl + hi) (cos" a — cos a)
1 ~
-- / ft2 ft2 P 2ft/cosp
V a2sin2p 2 "*" c2sin2p acsin2 p
abc V 1 — cos2 a — cos2 p — cos2 у + 2 cos a cos p cos y
У We2 sin2 aft2 + aV sin2 pfe2 + a2^2 sin2 yP + X
X = 2a6c2 (cos a cos p — cos y) hk + 2a26c (cos p — cos у — cos a) kl +
+ 2a62c (cos у cos a) — (cos P) hi
названных условий растворимость в твер-
твердом состоянии ограниченная.
При образовании твердых растворов
электрическое сопротивление, твердость
чаще всего возрастает, а теплопроводность,
пластичность — обычно падают.
Ближний,порядок. Возникает, когда реа-|
лизуется тенденция к расположению в ка-
качестве ближайших соседей разнородных
атомов (разных элементов). Энергия связи
между разнородными атомами больше, чем
между однородными (рис. 1.11).
с условиями обработки образуют вполне
определенную решетку. Сверхструктуры ус-
устойчивы только ниже определенной темпе-
температуры, когда сохраняется закономерное
расположение разнородных атомов в опре-
определенных узлах сверхрешетки (рис. 1.12).
Рис. 1.12
Рис. 1.U
ФОШО
Дальний порядок, или сверхструктура.
Возникает при определенном количествен-
количественном (стехиометрическом) соотношении раз-
разнородных атомов, которые в соответствии
Сплавы с дальним порядком имеют по
сравнению с неупорядоченными твердыми
растворами иные механические, электричес-
электрические и магнитные свойства (см. раздел 1.11).
Сверхструктура золота и меди — См. рис.
1.13.
Образование зон. Происходит тогда, ког-
когда в твердом растворе реализуется тенден-
тенденция к предпочтительному расположению
16

расстояние
P
a2 c2
M_. J!_. JL
— a2 fc« c2
(ft2 + fe* + P) sin a + 2 (ftfe + kl) + hi (cos2 a —jcos a)
a2 (I — 3 cos2 a + 2 cos2 a)
1 ft2 fe2sin2P f
~ sin2P c2 b2 +"^2~"}"
^c2 sin2 «ft2 + a2c2 sin2 pfe2 + а2^ sin yf + 2abc2 (cos a cos p — cos y) hkX
a2№c2 A — cos2 a — cos« p — cos2 у + 2 cos a cos (icos y)
X = + 2a2bc (cos p cos у — cos a) kl + 2ab2c (cos у cps a — cos P) hi
однородных атомов (растворяемого элемен-
элемента) в качестве ближайших соседей, что в
определенных условиях (вероятного обра-
Рис. 1.13
•¦
/
о
о
/
С
г
w
)
/
/
Аи Си
• Си
АиСи3
о Аи
О
оооооооо
Ряс. 1.14
зования металлических фаз) оказывается
энергетически выгоднее, чем образование
неупорядоченного твердого раствора (рис.
1.14).
Твердые растворы внедрения. Образуют-
Образуются при внедрении чужеродных атомов раст-
растворяемого элемента (большей частью ме-
металлоидов с малым атомным радиусом) в
междоузлия кристаллической решетки мат-
матрицы. Образование твердого раствора вне-
внедрения при заполнении пор в г. ц. к. решет-
решетке— см. рис. 1,15.
Несмотря на малую растворимость вне-
внедренных атомов элементов в кристалличес-
кристаллическую решетку металлической матрицы, ряд
Рис. 1.16
2—140

технологических процессов, таких как об-
обработка на твердый раствор, закалка, ста-
старение, приводит к значительному измене-
изменению свойств (см. 5.0), что широко исполь-
используется в технике.
Фазы внедрения. Сверхструктуры в си-
системах растворов внедрения (см. рис. 1.16,
на котором изображена структура WC, ко-
координационное число 6) имеют полуметал-
полуметаллический блеск, высокую твердость и изно-
износоустойчивость. В технике используются
такие фазы внедрения, как бориды, силици-
силициды, карбиды.
Интерметаллические фазы. Образуются
обычно в средних частях диаграмм состоя-
состояния, за областью твердых растворов, когда
не выполняется правило Юм-Розери. Ха-
Характеризуются проявлением гетерополярной
и гомеополярной составляющих межатом-
ТАБЛИЦА 4
Система
Cu—Zn
Ag—Zn
Ag-Cd
Аи—Cd
Аи—Zn
Си—Sn
Си—Si
Си—Al
Ag—Al
Cu—Sb
Fe—Zn
Fe—Al
Ni—Al
Co—Zn
Ni—Zn
Pt—Zn
ФазьцЮм- Розери
P
CuZn
AgZn
AgCd
AuCd
AuZn
CuBSn
Cu5Si
Cu8Al
AggAl
FeAI
NiAl
V
Cu6Zn8
AgBZn8
Ag6Cd8
AusCd8
AusZn8
CuslSn8
CUaAl4
Fe6Zn2l
CoBZn2f
Ni6Zn2l
PtjZnji
e
CuZns
AgZns
AgCds
AuCd8
AuZns
CugSn
CUsSi
Ag5Al3
CulsSbs
FeZn,
ных сил связи наряду, естественно, с ме-
металлической связью при почти полной или
частичной стехиометрии. Интерметалличес-
Интерметаллические фазы стабильнее сверхструктур, они
большей частью твердые, хрупкие и обла-
обладают плохой электропроводностью.
Различают (по увеличению вклада неме-
неметаллической составляющей сил связи):
A. Фазы Юм-Розери, которые образуются
между металлами групп Ib, IVb до VHIb
(металлы первого рода) и металлами групп
lib, Ilia до Va (металлы второго рода) —
табл. 4. Такие фазы характеризуются опре-
определенным отношением числа валентных
электронов к числу атомов.
Примеры фаз:
а) Р-фазы — большинство из них имеет
кубическую и г. п. у. решетки; три валент-
валентных электрона на каждые два атома;
б) •уФазы —большей частью сложные
кубические решетки; 21 валентный электрон
на 13 атомов;
в) е-фазы — в основном г. п. у. решет-
решетки; имеют семь валентных электронов на
четыре атома.
Фазы Юм-Розери имеют металлический
блеск, высокую твердость и хрупкость. Их
число в сплавах должно быть регламенти-
регламентировано.
Б. Фазы Лавеса, представляющие, собой
соединения АВг типов MgCu2, MgNi2 и
MgZn2—табл. 5.
Фазы Лавеса — твердые, хрупкие, диа-
диамагнитные.
B. Фазы Цинтля, представляющие собой
соединения между металлами с сильно раз-
различающимися электрохимическими свойст-
свойствами; имеют солевидный характер. Фазы
Цинтля Li и Mg — табл. 6.
Г. Фазы Гримме—Зоммерфельда, имею-
имеющие гомеополярный характер сил связи,
образующиеся между элементами, равно-
равноотстоящими вправо и влево от группы IVa
периодической системы элементов. Они кри-
кристаллизуются в кубическую решетку алмаз-
алмазного типа или гексагональную типа вюрци-
та, например CdSe, который применяется
как полупроводник (лазер).
Д. Интерметаллические соединения на
железной основе с металлами IV, V и VI
групп, интерметаллические соединения Fe с
Со, Ni и Мп.
cr-фазы описываются, как фазы Юм-Ро-
Юм-Розери (имеют определенное отношение элек-
электронов на атом).
ТАБЛИЦА 5
MgCuj-тип, образУется из Двух
А1- (г. ц. к.) решеток;
решетка кубическая
AgBe2,
BiAu2,
NbCo2,
ТаСо2,
Ti (Be, Co,CrJ,
U (Al, Co, Fe или MnJ,
Zr (Co, Fe или WJ
MgNij-тип, образуется из одной
Al (г. ц. к.) и одной A3 (г. п. у.)
решеток; решетка гексагональная
BaMg2,
Nb (Mn или FeJ,
TaMn2,
Ti (Mn или FeJ,
UNi2,
Zr (Cr, Ir, Mn,
Re, Ru, Os или VJ
MgZn2-THn, образуется из двух
A3 решеток; решетка гексаго-
гексагональная
NbCo2,
ТаСо2,
TiCo2,
ZrFe2,
а также когда металл В
имеется в избнтке
18

ТАБЛИЦА
Группа
периоди-
периодической
системы
I
II
III
IV
V
VI
VII
Li
LiAg
LiZn
LiAI
LinSn
Li3Bi
LioSe
LiCl
6
Тип
m
Mg
MgCu2
MgZn2
MgTl
Mg2Pb
Mg3Sba
MgTe
MgBr2
Примечание
Интерметалли-
Интерметаллические фазы с
металлически-
металлическими свойствами
Граница фаз
Цинтля
Фазы солевид-
ного характера
твердых растворах LiCl—MgC!2 с большим
содержанием LiCl.
Твердые растворы сложения. В таких
твердых растворах занято большее число
На рис. 1.17—некоторые интерметалли- Рис , ,g Структура .ИОИНОго кристалла NaCl
ческие фазы в сплавах на основе железа. (комплексное проникновение Na6Cl и NaCie)
Элемент
В t ГруппаШ
¦ Элемент А -
Группа!?
Групла?
ГруппаШ
Мп
Fe
Со
Ni
Al
ВА
ВА
ВА
fi
Ti
В2А
6 X
В2А
ВА
В2А
ВА
ВА
В*АВА
G(Si)
Zr
В2А
X
В2А
В2А
ВА
G(Si)
Hf
В2А
X
ВгА
В2А
ВА
G(Si)
em
V
6 X
ВА
<5
В3А
6
3 х&о
6 C(Si)
Nb
ВгА
X
В2А
6
В2А
В3А
6(Si)
Та
В2А
X
В2А
В2А
В3А
Сг
б X
6
6
tf(Si)
Mo
6 X
В2А
6
6
В3А
W
X
В2А
М
ВзА
М
Рис. 1.17
1.3. ИОННЫЕ СТРУКТУРЫ
Образуются из катионов металла и анионов
металлоида; имеют гетерополярную связь.
У стехиометрических ионных кристаллов,
таких как щелочные и Ag-галогениды, на-
наблюдается ионная проводимость с помощью
решеточных вакансий. Вследствие незначи-
незначительной подвижности ионов ионные крис-
кристаллы являются хорошими изоляторами.
Оксиды и сульфиды имеют большей частью
нестехйометрический состав, поэтому про-
проводимость их связана с дефектами (см. по-
полупроводники 2.6) На рис. 1.18—ионная
структура NaCl с Na6Cl и NaCl6, комплекс-
комплексное проникновение.
Твердые растворы вычитания. Возникают
при обменном взаимодействии между раз-
различными ионными структурами, когда число
занятых одинаковых положений в решетке
такого твердого раствора уменьшается по
сравнению с решетками чистых компонен-
компонентов. Например, двухзаряженный ион Mg
замещает два однозарядных иона Li в
равнозначных мест в его решетке, чем в
решетках чистых компонентов.
1.4. МОЛЕКУЛЯРНЫЕ СТРУКТУРЫ
У металлов связь во всех направлениях
одинакова (гибкая металлическая связь).
В отличие от этого у высокополимерных
твердых тел внутри молекулярной цепоч-
цепочки— связь насыщенная сильная ковалент-
ная, а между цепочками — ненасыщенная
связь.
Внутри цепочки: 10—200 ккал-моль;
между цепочками: 0,5—10 ккал-моль-*.
Структура высокополимерных веществ-
[13]—табл. 7.
1.5, СТРУКТУРА РЕАЛЬНЫХ
КРИСТАЛЛОВ
Структура реального кристаллического те-
тела отличается от структуры идеального на-
нарушениями в строении решетки. Дефекты
19

ТАБЛИЦА 7
Материал по
TGL 21733
РЕ
РР
РЮ
PVC
PVDC
PTFE
PAN
PS
1,4-полибута-
диен
PF
PUR
Натуральный
каучук 1,4-цис-
полиизопрен
Пластомер
(Р), эласто-
эластомер (Е), дюро-
мер (D)
Р
Р
Е
Р
Р
Р
Р
Р
Е
D
P(ED)
Е
Структурная формула
СН2—СН2]П
СН2-СН(СН3)]„
сн2-с(аед„
СН2С—СНС1]„
CHg—СС12\п
CF2-CF2]n
CH2-CHCN]n
СН2-СН(СвНв)]„
Г Н Н Н Н-|
1 1 1 1
—С —С =С —С
1 1
L н нлп
СН2-мосты между фенолышми кольцами
г О Н -]
i! I
-C-N-(CH2)e — N-C-O(CHeL — О
1 il
L н о J
СН3-заместитель в цис-положениях
Вид
Полимеризованный
То же
»
»
»
»
»
»
Поликонденсат
Полиаддукт
Естественный вы-
высокий полимер
решетки существенно влияют на свойства.
Металлический кристалл после 'обычной
кристаллизации и медленного охлаждения
(в равновесном состоянии) содержит ~107
дислокаций на I см2, удельное количество
атомов в плоскости ~1015. Таким образом,
соотношение между дислокациями и ато-
атомами ~1: 108[13].
Классификация дефектов решетки. Де-
Дефекты решетки классифицируют по их про-
протяженности в пространстве, причем в ка-
качестве единицы протяженности принимают
величину трансляции. Различают: нульмер-
нульмерные, одномерные и двумерные нарушения
строения решетки.
весии вакансий (ср) в согласии с зависи-
зависимостью:
¦6
ф
1
Y
$

Y
ж
А,
Y
ф
¦6
$
Y
?
Y
Yi
y
?
0
Щ
&
$
ф
¦
YI
?
4
$
ф
?
Y
Y
Ф
¦
Ф
ф
0
Y
Y
Y
¦
Y
ф
Y
¦
Y
Y
Y
V
V
л
у
Y
f
Y
¦
v
¦
?
Y
v
Ф
Ф
Y
$
Y
?
Y
Y
Y
Y
у
К
9
Рис. 1.19
'1.5.1. Нульмерные
нарушения строения
решетки — точечные
дефекты •
К точечным относят дефекты, величина ко-
которых во всех трех направлениях сравни-
сравнима с величиной трансляции решетки (рис.
1.19).
Нульмерными нарушениями строения ре-
решетки являются вакансии A на рис. 1.19);
атомы в междоузлиях B иарис. 1.19);
атомы замещения C на рис. 1.19), а также
их различные комбинации D).
Вакансии. Представляют собой свободные
от атомов узлы решетки. С повышением
температуры происходит увеличение числа
находящихся в термодинамическом равно-
= nIN = e
At/
RT
(RT).
Здесь п — число вакансий; N — число узлов-
решетки; kU — энергия связи (у металлов
от 20 до ~50 ккал-моль-1, для ср вбли-
вблизи Г8~Ю-4).
С увеличением концентрации вакансий
электропроводность, теплопроводность и
плотность падают, удельная теплоемкость
растет.
Нульмерные дефекты Шоттки (рис.
1.20, а). Возникают в результате перехода
атомов из внутренних областей кристалла
на поверхность. Образование вакансий про-
происходит в результате перехода атомов на
¦внешнюю поверхность. В решетке происхо-
происходит перегруппировка, при которой сохраня-
сохраняется электрическая нейтральность.
20

Анти-Шоттки-дефект. Переход атомов с
поверхности кристалла во внутрь.
Нульмерные дефекты Френкеля (рис.
1.20,6). Атом оставляет свое место в узле
решетки и переходит в междоузлие.
1.22,6, линия винтовой дислокации v в ку-
кубической решетке). Плоскость решетки за-
закручивается по вииту вокруг линии дисло-
дислокации (образуя геликоидальную поверх-
поверхность). По величине Ъ дислокации подраз-
Рис. 1.20.-Дефекты Шоттки (а) и Френкеля (б)
1.5.2. Одномерные дефекты
Одномерные нарушения строения решетки
имеют достаточную протяженность только
в одном направлении. Важнейшими одно-
одномерными дефектами являются дислокации.
Дислокации возникают:
¦— в ходе процесса кристаллизации;
— в процессе пластической деформации;
— в результате фазовых превращений.
Вектор Бюреерса b (рис. 1.21). Этот век-
вектор является определяющим параметром
Рис. 1.21. Контур
Бюргерса и вектор
Бюргереа
геометрии дислокаций. В зависимости от
способа построения контура, проводимого
вокруг дислокации, он может быть незам-
незамкнутым при отсутствии дислокации (см.
рис. 1.21) или замкнутым при наличии дис-
дислокации (рис. 1.22, а). Ъ — расстояние меж-
между атомами в контуре (см рис. 1.21).
Классификация дислокаций. По углу
между b и I (I — линия дислокации) раз-
различают краевые дислокации (b±l); винто-
винтовые дислокации {b\\l)\ смешанные дислока-
дислокации [0°<{Ь, /)<90°].
Краевая дислокация может быть пред-
представлена как линия (край) экстраплоскости,
которая вставлена в решетку (см. рис.
1.22, а, кубическая решетка [13]) или изъ-
изъята из нее. Краевые дислокации находятся
внутри решетки и исчезают при выходе на
поверхность кристалла (образуя там ус-
уступ) . В пространстве, окружающем краевую
дислокацию, решетка искажена за счет
вставленного (или отсутствующего) слоя
атомов, составляющего экстра-плоскость.
В случае винтовой дислокации вектор b
и линия дислокации / параллельны (рис.
А
%
$
ф
mm
t
a
6
Y
j
<>
Y
Ф
Щ
#
<>
Y
6
Y
Y
Y
$
Phc. 1.22. Дислокации в куби-
кубической решетке:
а — краевая; б — винтовая
деляются на полные (единичные) и частич-
частичные.
Виды движения дислокаций. Скольжение;
поперечное скольжение; переползание.
А. Скольжение дислокаций. Консерва-
Консервативная форма движения дислокаций по
данной системе скольжения.
Система скольжения состоит из комби-
комбинации: плоскости скольжения, т. е. вообра-
воображаемой плоскости в решетке, по которой
происходит скольжение (параллельно
плоскости решетки с наивысшей плотностью
упаковки атомов), и направления скольже-
скольжения, т. е. наиболее плотноупакованного
кристаллографического направления, лежа-
лежащего в данной плоскости скольжения дис-
дислокации.
В результате трансляции атомных слоев
по плоскостям скольжения при пластичес-
пластической деформации на поверхности кристалла
появляются ступеньки, которые на шлифах
видны как линии скольжения или полосы
скольжения; обычно при микроскопическом
изучении структуры деформированных ме-
металлов их называют следами скольжения.
Б. Переползание. Неконсерватйвное дви-
движение дислокаций (рис. 1.23).
Краевая дислокация может покидать
свою плоскость, оставляя при этом вакан-
вакансии (или наращивая к краю экстраплоско-
экстраплоскости дополнительное число атомов) В пер-
первом случае экстраплоскость укорачивается,
во втором — удлиняется. Процесс зависит
от температуры (является термически ак-
активируемым). Переползание, таким обра-
образом, связано только с перемещениями
21

вблизи линии краевой дислокации. Могут
возникать пороги на дислокации. Такие
пороги на линии дислокации образуются
также при пересечении дислокаций, движу-
движущихся по пересекающимся плоскостям, при
Рис. 1.23
этом порог и b не лежат в одной плоско-
плоскости. Пороги на винтовой дислокации A) и
краевой дислокации B)—см. рис. 1.24.
1 Рис. 1.24
В. Поперечное скольжение. Винтовые
дислокации в отличие от краевых могут
легко менять свою плоскость скольжения на,
например, перпендикулярную ей [рис. 1.25,
Рис. 1.25
где 1 ¦— первоначальная плоскость; 2 —
плоскость поперечного скольжения; 3 (ана-
(аналогичная 1)— плоскость скольжения, по ко-
которой движение винтовой дислокации будет
осуществляться без препятствий].
Дополнительные сведения о дислокациях
А. Полные (единичные) дислокации. При
их движении элементарный сдвиг осущест-
осуществляется на величину Ь — трансляционный
вектор.
Б. Дислокации Шокли — неполные или
частичные дислокации. При их движении
сдвиг происходит на величину меньше Ь —¦
см. Двойникование. В расщепленных дис-
дислокациях дефекты упаковки ограничены
частичными дислокациями; например
а
Ь= — <112>—г. ц. к. решетка.
6
В. Дислокации Ломер—Котрелла. При
встрече двух движущихся во взаимно пе-
пересекающихся плоскостях расщепленных
дислокаций «головные» частичные дислока-
дислокации вступают в реакцию друг с другом.
Появляется V-образная дислокация Ло-
Ломер —Котрелла.
Г. Сидячие дислокации (Франка). Появ-
Появляются при захлопывании вакансионных
дисков (рис. 1.26).
Рис. 1.26
Такие дислокации не скользят:
а
Т
г. ц. к. решетка.
Д. Узлы дислокаций. Образуются, когда
дислокации с различными векторами Бюр-
герса встречаются друг с другом; устойчи-
устойчивыми являются тройные узлы, для которых
сумма векторов Бюргерса встретившихся
дислокаций равна нулю.
О наличии дислокаций в кристаллах мож-
можно судить главным образом по результатам
металлографического анализа (фигур трав-
травления); просвечивающей электронной ми-
микроскопии (наиболее достоверные сведе-
сведения); рентгенографической дифракционной
топографии; измерения электросопротивле-
электросопротивления; измерения плотности.
Примеры: распределение дислокаций в
кремнии — см. рис. 1.27 (X1500G) и дис-
Рис. 1.27
локаций в нёлегированной строительной
стали — см. рис. 1.28 (X15000).
Энергия дислокаций. Поле сдвиговых на-
напряжений вокруг винтовых дислокаций
имеет круговую симметрию, в то время как
вокруг краевых дислокаций создается не-
несимметричное поле как сдвиговых, так и
нормальных напряжений, описываемое
обычно в полярных координатах. Энергия
22

Дефект упаковки
Рис. 1.28
винтовой дислокации Uv (за вычетом вкла-
вклада энергии ядра дислокации):
где С —модуль сдвига; b — вектор Бюр-
герса C-10~8 см); г0 — радиус ядра дисло-
дислокации (гоя*Ь).
Половина всей энергии дислокаций еще
сохраняется на расстоянии ri»10~4 см, т. е.
напряжения вокруг дислокаций дальнодей-
ствующие. Энергия дислокации пропорцио-
пропорциональна Ьг, поэтому в решетке устойчивы
дислокации с наименьшим (возможным по
геометрии решетки и условиям скольжения)
вектором Бюргерса (состояние с наимень-
наименьшей энергией).
Дислокации могут не находиться в тер-
термодинамическом равновесии — неустойчи-
неустойчивые дислокации.
1.5.3. Двумерные, или
плоские, дефекты решетки
Плоские (двумерные) дефекты решетки
имеют достаточную протяженность в двух
направлениях. К двумерным (плоским) де-
дефектам относятся:
а. Дефекты упаковки.
б. Границы в кристаллах: межфазные,
высокоугловые границы зерен, средне- и
малоугловые границы. субзерен, границы
двойников, границы областей упорядочения.
Дефекты упаковки. Нарушения последо-
последовательности застройки атомными плоско-
плоскостями решетки некоторых участков в кри-
кристалле приводят к появлению так называ-
называемых дефектов упаковки (рис. 1.29). Они
возникают обычно в плотноупакованных
кристаллах; ограничены дефекты упаковки
частичными дислокациями.
Гексагональная плотнрупакованная
объемная решетка — 2-кратное повторение
@001) плоскостей; г. ц. к. решетка — 3-крат-
3-кратное повторение плоскостей {III}. При воз-
возникновении дефектов упаковки появляется
энергия дефектов упаковки у—энергия, ак-
аккумулированная в участке с нарушенной
укладкой (застройкой) атомных плоскостей:
= 20 ЭРГ-СМ"~2>"
= 300 эрг-см-?.
Рис. 1.29
доченных сплавах; энергия составляет око-
около 100 эрг-см-2 (рис. 1.30, антифазная
граница в г. ц. к. решетке).
Рис. 1.30
Границы зерен. Поликристаллическое ве-
вещество состоит из большого числа зерен
(кристаллитов) с различной ориентировкой.
Граничные поверхности (границы зерен)
представляют собой переходные зоны с на-
нарушенным кристаллическим строением.
Различают малоугловые границы субзёрен
и большеугловые границы зерен.
А. Малоугловые границы субзерен (рис.
1.31). Простейшие из них прстроены из
Антифазная граница. Возникает в упоря-
Рис. 1.31
одноименных дислокаций, равномерно рас-
расположенных в плоскости границы. При
краевых дислокациях — границы наклона,
когда решетки двух кристаллитов наклоне-
наклонены друг к другу; при винтовых дислока-
дислокациях— границы кручения, когда решетки
23

двух кристаллитов развернуты друг отно-
относительно друга.
Угловые различия в ориентировке субзе-
субзерен определяются расстоянием d между
дислокациями: sin a^a^a/d.
Б. Болынеугловые границы зерен. Боль-
шеугловые границы являются сильно иска-
искаженными поверхностями раздела соседних
объемов с различием в ориентировках
^15—18° (рис. 1.32). Энергия границы со-
Рис. 1.32
ставляет обычно 500 эрг-см~2 и более.
Особым случаем болынеугловой границы с
малыми искажениями строения являются
границы двойников, энергия которых при-
примерно соответствует половине энергии де-
дефекта упаковки. Поэтому двойникование
происходит у кристаллов с малой энергией
дефектов упаковки (латунь, медь, аусте-
нитная сталь) — рис. 1.33, г. ц. к. решетка.
Рис. 1.33
б) частично- или полукогереитные меж-
фазиые границы — сопряжение фаз .только
частичное; для полного сопряжения необхо-
необходимо ввести дислокации (рис. 1.35);
Рис. 1.35
в) некогерентные межфазные границы —
фазы настолько различны по своему строе-
строению, что их сопряжение невозможно; от-
отсутствует общее размещение атомов на по-
поверхности раздела (например, большеугло-
выё границы зерен); для сопряжения
требуются переходная решетка и зерногра-
ничные дислокации — рис. 1.36.
Рис. 1.36
Межфазные границы. Эти границы раз-
разделяют фазы с различными структурами и
составом. Возможны следующие случаи:
а) когерентные межфазные границы —
фазы имеют незначительно отличающиеся
параметры решетки и хорошо сопряжены
одна с другой при малых искажениях на
границе (рис. 1.34);
1
Увеличение энергии собственно межфаз-
межфазной границы — от рис. 1.34 к рис. 1.36.
1.5.4. Иллюстрация всех
перечисленных выше
дефектов структуры
Рис. 1.34
Примером может служить железо [5] —
см. рис. 1.37.
Следует упомянуть еще о существовании
трехмерных дефектов решетки, наблюдае-
наблюдаемых, в частности, при скоплении точечных
дефектов.

Граница зерна
Вакансия
Дефект упаковки Единичная
О дислокация
Атом Fe
^ Атом, элемента замещения
• Атом элемента внедрения (C,N,B,H,O)
Субграница,
образованная
дислокациями
Рис. 1.37. Дефекты строе-
строения кристалла
1.6. СТЕКЛООБРАЗНОЕ СОСТОЯНИЕ
Состояние, промежуточное между состоя-
состоянием реального кристаллического твердого
тела и аморфного твердого тела. 1При осо-
особых условиях охлаждения (с большими
скоростями) не происходит кристаллизации,
и расплав переходит в переохлажденную
жидкость, имеющую твердое агрегатное
состояние. Стеклообразное состояние мета-
стабильно по сравнению с твердым крис-
кристаллическим состоянием и переохлажденной
жидкостью (рис. 1.38).
'H-f(T)
Рис. 1.38. Диаграмма изменения агрегатных
состояний для гомогенного вещества:
/ — переохлажденная жидкость; 2 — расплав;
3 — стеклообразное состояние; 4 — кристалли-
кристаллическое состояние
1.7. ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ,
ДИАГРАММЫ СОСТАВ —ТЕМПЕРАТУРА
Диаграммы состояния описывают гетеро-
гетерогенное равновесие фаз. Эти диаграммы не
охватывают метастабильных или неста-
нестабильных промежуточных состояний.
1.7.1. Основные положения
Построение диаграмм состояния
1. Измеряют такие свойства, которые
меняются дискретно при фазовых превра-
превращениях в твердом состоянии или при пере-
переходах из жидкого в твердое состояние.
2. Применяют главным образом терми-
термический анализ. Изучают кривые охлажде-
охлаждения (или нагрева) металла или сплава в
функции температуры. При превращении
(изменении фазового состава) термические
эффекты отмечаются по площадкам и точ-
точкам перегиба на диаграмме температура —
время. Кривые охлаждения (иагрева) вы-
выглядят по-разному вследствие термического
¦гистерезиса (рис. 1.39 и 1.40).
3. Название линий на диаграмме состав-
температура. Кривая ликвидуса — граница
между гомогенной областью жидкого (рас-
(расплавленного) состояния и гетерогенной
двухфазной областью (жидкое+твердое со-
состояние). Можно определить температур-
температурную зависимость соотношения между сме-
смесью фаз и жидкостью, находящимися в рав-
равновесии, а также состав фаз. Кривая соли-
дуса — граница между двухфазной (жид-
(жидкая + твердая) областью и твердой фазой.
Можно определить температурную зависи-
зависимость соотношения между жидкостью и
твердой фазой, находящимися в равнове-
равновесии, а также состав фаз (рис. 1.41 и 1.42).
25

Темпе?отура_ _ §
Хзатвердевания
1536°С
?
t,MUH ——
Врепя-
Рис. 1.40. Перенос точек перегиба кривых Т—t,
полученных с помощью термического анализа, на
диаграмму температура — концентрация (пример
дай для сплавов с неограниченной растворимо-
растворимостью):
1,4— температура затвердевания чистых метал-
металлов А и В; 2, 3 — сплавы системы А и В
Рис. 1.39. Кривая охлажде-
охлаждения чистого железа [6]
/00%В
Рис. 1.41. Состав фаз в зависимости от темпера-
температуры:
1 — состав расплава при Т\\ 2 — состав затвердев-
затвердевших кристаллов при Т\; 3— состав жидкокристал-
жидкокристаллического сплава Р при Т\
100% А
1007. В
Рис. 1.42. Количественное соотношение фаз при
r=const. Отрезки коиод man. Правило рычага:
S-n=K-m; S:K=m:n. где S — количество рас-
расплава; JC — количество затвердевших кристаллов
1.7.2. Типы двойных
диаграмм состояния
Двойная диаграмма состояния системы
для случая полной нерастворимости компо-
компонентов в твердом состоянии, образования
эвтектики и полной растворимости компо-
компонентов в жидком состоянии (рис. 1.43).
В равновесии находятся три фазы (F=
=0). Эвтектику характеризуют следующие
параметры:
а) система (рис. 1.44);
б) эвтектическая точка; в системе один
компонент понижает температуру плавле-
плавления другого, тогда Тв — минимальная тем-
температура и есть эвтектическая точка;
Рнс. 1.43. / — гомогенный расплав; // — Л-кри-
сталлы и расплав; /// — ^-кристаллы и расплав;
IV — Л-кристаллы и. эвтектика; V—В-кристаллы
и эвтектика; 1 — доэвтектические сплавы; 2 —
заэвтектические сплавы; Е — эвтектика
1
1
||
ё
\ Эвтектика
\ (A*B)
\
A \ /
Концентрация, %
/
/
/
В
/
В
А или В
А + эвтектике Эвтектика
или
В * эвтектика
Рис 1.44
в) эвтектическая реакция; Т, p=const;
A+B
. Двойная диаграмма состояния системы
для случая неограниченной растворимости
компонентов в жидком и твердом состоя-
состояниях (рис. 1.45).
26

1007.А
10Q°/.R
Концентрация -
Рис. 1.45. / — гомогенный расплав (F=
=2; К =; Р=*1); // —расплав и твердый
раствор (f=l; К=2;Р=2); 111 — твердая
фаза; твердый раствор замещения (?=2)
Рис. 1.49. Структурная диаграмма системы, при-
приведенной на рис. 1.47:
1,2 — тоже, что и иа рис. 1.48
Двойные диаграммы состояния системы
для случая неограниченной растворимости
компонентов в жидком состоянии и ограни-
ограниченной их растворимости в твердом состоя-
состоянии. Подразделяются на диаграммы с эв-
эвтектикой (рис. 1.46) и перитектикой (рис.
1.47); соответствующие структурные диа-
диаграммы— рис. 1.48 и 1.49.
700%А
1007. В
Рис. 1.46. Двойная диаграмма состояния системы
¦с ограниченной растворимостью компонентов в
твердом состоянии и эвтектическим превращени-
превращением:
/ — расплав; // — расплав+а; /// — расплав+Р;
IV— а-твердый раствор; V — р-твердый раствор;
VI — аир твердые растворы
1ООХА
1ООХВ
Рис. 1.47. Двойная диаграмма состояния системы
с ограниченной растворимостью компонентов в
твердом состоянии и перитектическнм превраще-
вием. Обозначения те же, что и на рис. 1.46
Концентрация -
Рис. 1.48. Структурная диаграмма системы, при-
приведенной иа рис. 1.46:
/ — выделения Р-фазы; 2 — выделения а-фазы
Твердые растворы на базе решетки
А-компонента обозначаются а-твердыми
растворами, на базе решетки В-компонен-
та — р-твердыми растворами. Они могут
быть твердыми растворами внедрения или
замещения.
Эвтектическая реакция Т, p=const;
+р
=*а+р.
Перитектическая реакция Т, p=const; S+
+Э5а.
Двойная диаграмма состояния системы
для случая образования интерметалличе-
интерметаллических фаз. В общем виде интерметалличе-
интерметаллическая фаза обозначается как 'АтВп (см.
1.2) —рис. 1.50.
Рис. 1.50. Кристалли-
Кристаллическая решетка ии-
терметаллического
соединения Mg2Pb
(решетка типа CaF2
114])
Образование интерметаллических фаз
возможно:
а) при кристаллизации из расплава; ре-
решетки компонентов А и В определяют воз-
возможность лишь ограниченной растворимо-
растворимости; конгруэнтно плавящиеся сплавы с тем-
температурным минимумом на линии ликви-
дуса;
б) в результате перитектического превра-
превращения как следствие реакции между дву-
двумя расплавами; неконгруэнтно плавящиеся
сплавы (так называемый закрытый макси-
максимум).
Интерметаллическая фаза ведет себя при
затвердевании как чистое вещество (рис.
1.51 и 1.52).
Двойная диаграмма состояния системы
для случая превращения в твердом состоя-
состоянии. В системах, в которых образуются не-
непрерывные твердые растворы, могут встре-
встречаться следующие случаи превращения в
твердом состоянии:
27

WO'AA
WO%B
Рис. 1.51:
/ — расплав; // — расплав+а-твердый раствор;
Ш — расплав+Р-твердый раствор; IV — расплав+
+Атвп; У — «твердый раствор; VI — Р-твердый
раствор; VII— а-твердый раствор+^т?л; VIII —
0-твердый раствор+ЛтВп; 1Х
Эвтектика. Эвтектика
Концентрация ——-
Рис. 1.52. Структурная диаграмма системы, при-
приведенной иа рнс. 1.51:
/, 4— выделения иитерметалличеСкого соединения
АтВп; 2 — выделения а-фазы; 3— выделения Р-
фазы; V — иитерметаллическое соединение ЛтВп;
? — эвтектика
а) упорядочение по типу сверхструкту-
сверхструктуры (см. 1.2) — рис. 1.53. Неупорядоченный
а-твердый раствор переходит в упорядо-
упорядоченный а'-твердый раствор. Регулярное
упорядочение атомов А и В по определен-
Рис. 1.53
100%А
JOO%B
ним узлам решетки. Структуру упорядо-
упорядоченной фазы "можно отличить от неупоря-
неупорядоченного твердого раствора только с по-
помощью реитгеноструктурного анализа;
Рис. 1V54
700%А с> С2 700%8
б) образование интерметаллического со-
соединения — рис. 1.54; из гомогенного
а-твердого раствора выделяется интерме-
интерметаллическое соединение, отличающееся от
упорядоченной фазы. В процессе охлажде-
охлаждения а-твердого раствора возникает новая
фаза с другой решеткой, в которой могут
растворяться компоненты А и В. Твердый
раствор на базе интерметаллического со-
соединения — а-фаза.
в) • концентрационное расслоение (разрыв
в растворимости в твердом состоянии) —
рис. 1.55. При охлаждении за счет концен-
Рис. 1.55
700%А
7ООХВ
трационного расслоения а-твердого рас-
раствора возникают два твердых раствора (ai
и а2) с одинаковыми кристаллическими ре-
решетками, но различным составом, ai-твер-
дый раствор богаче атомами А, а а2-твер-
дый раствор богаче атомами В.
1.7.3. Реальные диаграммы
состояния
1.7.3.1. Диаграмма
железо—углерод (ДЖУ),
Общие предварительные замечания
A. Чистое железо. Обладает низким со-
сопротивлением пластической' деформации; в
технике применяются сплавы железа с раз-
различными элементами.
Важнейший легирующий элемент — угле-
углерод. ДЖУ является диаграммой, описываю-
описывающей равновесные состояния; поэтому
структуры, отвечающие определенным об-
областям ДЖУ, получаются только в усло-
условиях очень медленного охлаждения или
нагрева. В технике процессы структурооб-
разования проходят в условиях, которые не
гарантируют получения равновесных со-
состояний, поэтому ДЖУ следует рассматри-
рассматривать лишь как отправную точку.
Б. Структура. При затвердевании спла-
сплавов Fe—С возможно образование следую-
следующих структур:
а) структуры сплавов с компонентами Fe
и С (графит), так называемая стабильная
система (штриховые линии на ДЖУ, см.
рис. 1.60);
б) структуры сплавов с компонентами
Fe и Fe3C (цементит), так называемая ме-
тастабильная система (сплошные линии на
ДЖУ, см. рис. 1.60).
B. Классификация сплавов Fe—С.
— Сталь. Все сплавы Fe—С, кроме чугу-
чугуна и чистейшего железа.
— Литая сталь — отливаемая в формы
сталь; содержание углерода до ~1,65%.
28

— Другие сплавы Fe—С: чугун (белый
и серый); литейный чугун (углерод суще-
существует в виде графита); серый чугун с
пластинчатым графитом; серый чугун со
сферическими графитовыми выделениями;
чугун, отлитый в специальные формы, с от-
отбеленной поверхностью; ковкий чугун, чер-
носердечный ковкий чугун; белосердечный
ковкий чугун; перлитный ковкий чугун.
Г. Классификация сталей. Имеется ряд
признаков для классификации многообраз-
многообразных видов сталей — см. 3.0.
Некоторые замечания к построению ДЖУ
А. Кривые охлаждения и нагрева,. полу-
полученные при термическом анализе чистого
железа, приведены на рис. 1.56. В реальных
Врепя-
Рис. 1.56
условиях точки при нагреве и охлаждении
не совпадают по температурной шкале из-
за термического гистерезиса, величина кото-
которого зависит от условий проведения опыта.
Существуют четыре точки остановки на
кривых.
Обозначения: A (arreter) — остановка;
т (refroiaisement) — охлаждение; с (cha-
uff age) — нагрев.
Б. Аллотропические модификации желе-
железа. Аллотропией называется явление, ког-
когда элемент в зависимости от температуры
и давления может существовать в различ-
различных твёрдых модификациях (для кристал-
кристаллических тел — иметь различную кристал-
кристаллическую решетку). Схематически можно
представить с помощью кривых термиче-
термической зависимости упругости давления пара
для двух модификаций, существующих для
одного вещества (рис. 1.57).
щаемость при прямом и обратном ходе кри-
кривых (нагреве и охлаждении) —рис. 1.58;
Рис. 1.58
/ — точка превращения для
А и В; 2 — точка плавления
В; 3 — точка плавления А
б) монотропия, т. е. только односторон-
односторонняя превращаемость (например, для фос-
фосфора). (Модификация В — в метастабиль-
ном состоянии — рис. 1.59).
Рис. 1.59
Обозначения те же, что на рис. 1.58
Аллотропические превращения Fe оказы-
оказывают решающее влияние на структурообра-
зование, описываемое ДЖУ.
5-Fe и a-Fe кристаллизуются с образо-
образованием одинакового (о. ц. к.) типа кристал-
кристаллической решетки (изоморфизм).
Постоянные решетки: о. ц. к. 0,286 нм (а,
б); г.ц. к. 0,364 нм (v).
В. Температуры фазовых превращений:
a-Fe
768 °С
y-Fe
г.ц.к.
Расплав
о.ц.к.
Аг
Рис. 1.57
У аллотропических модификаций раз-
различаются:
а) энантиотропия, т. е. взаимная превра-.
(точка А 1=723 °С — только при перлитном
превращении в сплавах Fe—С).
Строение ДЖУ (рис. 1.60)
А. Положение основных точек (линий) в
связи с превращениями в системе Fe—С
[13] {cm — цементит) — табл. 8.

600
3 6
Содержание углерода,'/.(помассе)
i i i |
10 20 30 W 50 60 70
Содержание цементита, % (по массе)
ВО
ВО
100
Рис. 1.60. Диаграмма состояния железо—углерод (ДЖУ):
Тв.р — твердый раствор; А — аустенит (v-твердый раствор); Ц — цементит; П — перлит; Л —
ледебурит; Ц1 — первичный цементит; UI( — вторичный цементит; Ф — феррит (а-твердый
раствор)
ТАБЛИЦА S
Положение
на ДЖУ
Вид превращения
Обозначение превращения
в равновес-
равновесном состоя-
состоянии
при охлаж-
охлаждении
при нагреве
PSK
МО
COS
SE
N
NH
723 СС
a+FesC:
Ферромагнитное
Парамагнитное
915 °С
; G68 °С)
Ае2
Аес
Аг2
Аг3
Агст
1392 СС
Acs
Ас 4,
Б. Диаграмма состояния железо — угле-
углерод (ДЖУ) — рис. 1.60.
В. Превращения по ДЖУ.
I. Перитектическая реакция:
б-твердый Остатки
раствор , расплава 1493°С
Точка Я ' Точка В >
0,10 % С 0,51 % С
30
у- твердый
раствор
Точка /
0,16 % С
II. Эвтектическая реакция:
Расплав
Точка С
4,3% С
1147СС
V-твердый
раствор
Точка Е
2,06 % С
III. Эвтектоидная реакция:
Fe3C
Точка F
6,67 % С

у-твердый
?раствор
Точка S
0,80 % С
723 °С
а-твердый
раствор
Точка Р
0,02 % С
Ge3C
Точка К
6,67% С
Г. Уточнения по ДЖУ (рис. I.6I):
Рис. 1.61
— кривая ликвидуса ABCD;
— кривая солидуса AHIECF;
— углерод понижает температуру плав-
плавления железа (линия ABC);
— железо также понижает температуру
плавления углерода (и Fe3C) (V-об-
разная форма диаграммы, D-+-C);
— температура А^ растет с увеличением
содержания углерода (линия N-+-I);
— температура Л3 уменьшается с увели-
увеличением содержания углерода (линия
GOS);
— область у-твердого раствора расширя-
расширяется с увеличением содержания угле-
углерода, х "
Д. Описание структур по ДЖУ в зависи-
зависимости от содержания углерода:
Эвтектоидный "сплав B, см. рис.
1.61): точка S=0,83 % С=перлит.
Доэвтектоидные сплавы A, см.
рис. 1.61): от точки Р к точке 5=от 0,02
до 0,83 % С=а-Ре+перлит.
Заэвтектоидные сплавы C, см.
рис. 1.61): от точки S к перпендикуляру из
точки ?=от 0,83 до 2,06 % С=Fe3C+перлит.
Эвтектический сплав E, см.
рис. 1.61): точка С=4,3 % С=ледебурит.
Доэвтектические сплавы D,
см. рис. 1.61): то перпендикуляра из точки
Е к перпендикуляру из точки С=от 2,06 до
4,3% С=РезС+перлит+ледебурит.
Заэвтектические сплавы F,см.
рис. 1.61): от точки С к точке F (перпенди-
(перпендикуляр); >4,3 % С=Fe3C+ледебурит.
Обсуждение метастабильной системы Fe—
FesC (рис. 1.62, 1.63).
А. Концентрационные границы: от 0 до
6,67% С A00%FesC).
Б. Сплавы с содержанием до 0,015 % С
(область 1, "р\к. 1.62; 1.63). Затвердевание
начинается немного ниже точки плавления
чистого железа. Переход жидкость —
твердое тело F-твердый раствор) происхо- .
дит в интервале температур; образующийся
при кристаллизации расплава б-феррит име-
имеет низкое содержание углерода. На линии
АН процесс затвердевания заканчивается,
200
Q. 0,005 0,010 0,015 0,020 0,025
С,% (пс массе)
Рис. 1.63
в-твердый раствор при этом имеет состав
исходной жидкой фазы. 6-фаза имеет о. ц. к.
решетку (рис. 1.64); максимальная раство-
Рис. 1.64. О.ц.к. решетка
феррита:
о=&=.с=2,86-1<Г~'в см
•
1
римость углерода в решетке составляет
0,10 % С. б-твердый раствор термодинами-
термодинамически стабилен до ~1390°С. При дальней-
дальнейшем охлаждении происходит фазовое пре-
превращение б-твердый раствор-^-твердый
раствор (аустенит) вдоль линии HN. Это
превращение также идет в некотором тем-
температурном интервале. Образующийся
у-твердый раствор обогащен углеродом.
Превращение б-твердого раствора в у п0
линиям NH и N1 идет с уменьшением со-
31

держания углерода в обоих твердых рас-
растворах до тех пор, пока весь б-твердый
раствор не исчезает, а содержание углеро-
углерода в ^-твердом растворе не достигает ис-
исходного, ^-твердый раствор устойчив в бо-
более широком интервале температур. Когда
достигается линия GOS, происходит пре-
превращение v->-a (г. ц. к.->-о. ц. к.). Темпера-
Температура А3 понижается с увеличением содер-
содержания углерода. Ниже линии GOS сплав
находится в двухфазной области, т. е. об-
образующийся а-твердый раствор (феррит)
находится в равновесии с исчезающим по
мере развития превращения у-твердым рас-
раствором. Концентрацию углерода можно по-
получить по правилу рычага нз пересечения
температурной прямой с линиями GOS и
SP). Y-xi-превращенне в сплаве с 0,012% С
заканчивается прн 800 СС (рис. 1.63);
а-твердый раствор достигает исходного со-
вращение ¦у-твердого раствора (состава S);
эвтектоид .состоит из а-твердого раствора
(состава Р) и цементита (состава К). Смесь
s
\
. >
-к
\
У
{ ¦
X !
\ :
1
Рис. 1.65. Феррит с 0,01 %С. Х500
держания углерода. Прн дальнейшем ох-
охлаждении, пока не достигается линия PQ,
состав а-твердого раствора не изменяется.
Затем при дальнейшем охлаждении угле-
углерод выходит из а-твердого раствора (по
линии PQ); образуется Fe3C (третичный
цементит). Все сплавы Fe—С с содержани-
содержанием углерода до 0,02% изменяют свою
структуру . прн охлаждении так, как это
описано выше, но, естественно, ход этих из-
изменений зависит от температуры и концен-
концентрации углерода.
В. Сплав с 0,12 % С (область 2, см. рнс.
1.62, между Ян/). Сплав затвердевает
вначале как / (см. рис. L62). От темпе-
температуры 1493 °С по лннин HIB сосуществу-
сосуществуют в-твердый раствор с 0,10 % С (точка Я)
и расплав с 0,51 % С (точка В). Прн ох-
охлаждении происходит перитектнческая
реакция (между точками Ян/), протекаю-
протекающая до полного исчезновения расплава.
Далее существуют 6- н ^-твердые раство-
растворы. Оставшиеся объемы 6-твердого рас-
раствора при дальнейшем охлаждении превра-
превращаются в Y-TBepflbift раствор (линия IN).
Y-твердый раствор устойчив до GOS, затем
идет превращение "у-нх- На линии PSK
а-твердый раствор имеет содержание уг-
углерода, отвечающее точке Р, в то время
как оставшийся у-тверщлй раствор имеет
содержание углерода, определяемое точ-
точкой S. Далее происходит эвтектоидное пре-
преРис. 1.66. Феррит и перлит в стали с
Х400
-0,1 % С.
этих компонентов обозначается как перлит
(имеет прн непрерывном охлаждении обыч-
обычно пластинчатую структуру). После эвте-
ктоидного превращения структура сплава
состоит из а-твердого раствора (состава
Р) и перлита. Прн охлаждении до комнат-
комнатной температуры а-твердый раствор обед-
обедняется углеродом (по линии PQ) с выде-
выделением цементита (рнс. 1.66).
Г. Сплав с 0,35 % С (область 3, рис.
1.62, между / н В), б-твердый раствор по
пернтектической реакции A493 °С) полио-
полиостью превращается в ¦утвеРДыи раствор.
Расплав не полностью исчезает. В конце
пернтектической реакции присутствует рас-
расплав (В) и у-твердый раствор (состава/).
Дальнейшее охлаждение ведет к превра-
превращению остатков расплава в \>-твердый рас-
раствор (линии IE и ВС). Дальнейший ход
превращения такой же, как н в случаях /
и 2 (см. рис. 1.62). Превращение у-^-а при
росте содержания углерода сдвигается к
более низким температурам; количество
перлита в конечной структуре увеличива-
увеличивается (рис. 1.67).
»
*
t-
Г
^o
Ц
*
V
1
Ж
, »
# *
•
>
; A ¦
*
Рис. 1.67. Феррит и перлит в стали с 0,3 % С.
Х300
Д. Сплав с 0,8 % С (область 4, см. рнс.
1.62; точка S ДЖУ).
Температура плавления снижается всвя-
32

зи с увеличением содержания углерода. За-
Затвердевание начинается при ~1480°С с
выделения кристаллов ¦у-твердого раство-
раствора. При —1380 "С затвердевание заканчи-
заканчивается. Гомогенный ^-твердый раствор су-
существует до 723 °С (точка 5). При даль-
дальнейшем охлаждении идет распад у-твердо-
го раствора по эвтектоидной реакции на
перлит. Далее при охлаждении — выпаде-
выпадение из феррита (а-твердого раствора) пер-
перлита: частиц цементита (обычно не разли-
различимых под микроскопом) рис. 1.68.
дит выделение вторичного цементита (рис.
1.71), продолжающееся до 723СС. ¦у~твеР~
дый раствор обедняется углеродом (до точ:-
>7tvb, :": ?тщ '..
ш
Рис. 1.71. Перлит и вторичный цементит в стали
с ~1,1 % С. Х500
Рис. 1.68. Перлит в стали с ~0,9 % С. Х630
Е. Сплав с 1,2 % С (область 5, см. рис.
1.62). При охлаждении •— затвердевание в
интервале температур (см. ДЖУ), затем в
твердом состоянии перегиб при -~880°С,
остановка на кривой охлаждения (~723°С)
при эвтектоидном превращении. Причина
перегиба — выделение карбидов. От тем-
температуры ~1300°С до точки перегиба су-
существует гомогенный у"твеРДый раствор.
Он может содержать 1,2 % С (линия со-
состава Е). При 880 °С — переход через
границу растворимости для данного спла-
сплава. Углерод выходит из г. ц. к. решетки
(рис. 1.69; 1.70) в виде РезС, т. е. происхо-
Рис. 1.69.
аустеиита:
Х10~~8см
Г.ц.к. решетка
а=Ь = с=3,64Х
Рис. 1.70. Аустенит. Хромоникелевая сталь типа
18-10. X2S0
3—140
ки 5). Затем идет эвтектоидное превра-i
щение с образованием перлита. Далее все
происходит так же, как и в случае 3 (см.
рис. 1.62). Вторичный цементит выпадает
обычно на границах зерен ¦у-твеРД°Г0 Рас'
твора. При комнатной температуре наблю-
наблюдается карбидная сетка, окружающая зер-
зерна, внутри которых располагаются перлит-
перлитные колонии.
Надо отметить, что в доэвтектоидных
сталях (между точками Р и S) доэвтекто-
идный феррит (по линии SP) также выпа-
выпадает по границам зерен ¦утвеРД°г0 Рас'
твора в виде сетки. Конечная структура —
ферритная сетка по границам зерен, внут-
внутри которых пластинчатый перлит.
Ж. Сплав с 2,4 % С (область 6, см. рис.
1.62; доэвтектический сплав). Кристаллы
^-твердого раствора образуются при
~1147°С (по линии IE). Присутствуют
остатки расплава; при дальнейшем охлаж-
охлаждении они (состав, отвечающий точке С)
превращаются в эвтектическую смесь, со-
состоящую из кристаллов ¦у-твердого раствора
(состава, отвечающего точке Е) и цемен-
цементита. Структура называется ледебуритом.
При дальнейшем охлаждении идет превра-
превращение первично образовавшихся кристал-
кристаллов 'у-таердого раствора (при кристалли-
кристаллизации расплава), а также кристаллов
Y-твердого раствора, входящих в состав
эвтектики — ледебурита, как уже описано
для сплава 5 (см. рис. 1.62) — рис. 1.72.
3. Сплав с 4,3 % С (область 7, см. рис.
1.62; точка С, ДЖУ эвтектика) —рис. 1.73.
При охлаждении — остановка при 1147°С.
Расплав затвердевает полностью при наи-
наинизшей (для данной системы) температуре
плавления. Образуется ледебурит (эвтек-
(эвтектика), состоящий из кристаллов ^-твердого
раствора (состава, отвечающего точке Е)
и цементита. Дальнейшие процессы затвер-
затвердевания происходят так же, как в случа-
случаях 5 и 6. Поскольку точка плавления же-
железа понижается при добавлении к нему
углерода почти на 400 °С, плавкой и литьем
таких железных литейных сплавов, как чу-
гуны, легче управлять, чем плавкой и
литьем сталей (с меньшим содержанием
33

0,8 2,06
Рис.# 1.72. Доэвтектический сплав с ~2,4% С.
Перлит, вторичный цементит, ледебурит. Х300
Рис. 1.73. Ледебурит в стали с 4,3 % С. Х800
углерода и более высокой температурой
плавления).
И. Сплав с 5 % С (8, см. рис. 1.62; заэв-
тектический сплав) — рис. 1.74. При ох-
Рис. 1.74. Заэвтектический сплав с 5
ный цементит и ледебурит. Х250
С. Первич-
Первичлаждении кристаллизация расплава начи-
начинается с выпадения первичного цементита.
Расплав при этом обедняется по углероду
(до состава, отвечающего точке С, при
1147 °С). Далее при дальнейшем охлажде-
охлаждении образуется ледебурит (эвтектика).
При дальнейшем охлаждении — те же пре-
превращения, что и у предыдущего сплава.
К. Структурные составляющие. Графиче-
Графическое применение правила рычага для опре-
определения соотношения структурных состав-
составляющих (по массе). Пример для разных
сплавов (с X % С) —см. рис. 1.75 н табл. 9.
О 1 2 3 U 5- 6 6J6T
Содержание углерода, % (по нассе\
Рис. 1.75
Ф — феррит; Ujj — вторичный цементит; Ц(— пер-
первичный цементит; Л — ледебурит (цементит+рас-
павшийся v-твердый раствор); П — перлит
ТАБЛИЦА 9
О % углерода <* чистое железо ~ 100% феррита
0,8 %С (без
учета третич-
третичного цементи-
цементита, структура
прн комнатной
температуре)
2,06 %С
Доля феррита=
Х100
XS
PX+XS
X
Доля феррита+доля
перлита=100 %
Доля вторичного цемен-
41
Доля вторичного цемен-
цементита + доля перлита=
= 100%
1. Феррит (название введено по Хоу).
Может содержать в твердом растворе
только 10 — 10-6 % С. Поэтому область
его существования очень мала (узка). Мак-
Максимум растворимости около 0,02 % G23 °С,
точка Р).
2. Перлит. Эвтектоид, состоящий из а-
твердого раствора и FeeC (ниже точки S).
Мелкодисперсная смесь обеих фаз. Наиме-
Наименование перлит (также предложено Хоу)
связано с перламутровым блеском. Проис-
Происходящий при непрерывном охлаждении
при 723 °С эвтектоидный распад ¦у-твердо-
го раствора связан с выделением при не-
непрерывном охлаждении тонких параллель-
параллельных цементитных пластин; образуется пла-
пластинчатый (или ламелярный) перлит.
В зависимости от температуры образова-
образования, связанной с выбранной скоростью ох-
охлаждения, получают:
— тонкопластинчатый перлит — при суще-
существенном переохлаждении, определяющем
уменьшение скорости диффузии, что явля-
является основной причиной уменьшения рас-
расстояний между цементитными пластиками:
в перлите;
— грубопластннчатый перлит, образую-
образующийся прн медленном охлаждении, когда
успевают возникнуть грубые пластинки це-
цементита.
34

3. Область равновесия между ферритом
•(цементитом) и перлитом. Деление сталей
ето структуре: доэвтектоидная (<0,8%С);
эвтектоидная или перлитная @,8% С); за-
эвтектоидная @,8 %—2,06 % С).
4. Ледебурит (назван в честь Ледебу-
ра). Смесь ^-твердого раствора и цементита.
Эвтектика (точка С, 4,3 % С). Сплавы, со-
содержащие от 2,06 до 6,67 % С и имеющие
в структуре ледебурит, являются белыми
чугунами.
Возможно также следующее обозначе-
обозначение: ледебурит I (^-твердый раствор и
Fe3C) и ледебурит II (перлит и Fe3C).
5. Формы существования цементита (по
ЗСоу).' При термической обработке (нагре-
(нагреве) вблизи точки А\ происходит коагуля-
коагуляция пластин Fe3C с постепенным превра-
превращением их в глобули (обработка на зер-
зернистый цементит).
— Третичный цементит. При 010~5 %
-в а-твердом растворе происходит выделе-
выделение третичного цементита. При медленном
охлаждении процесс идет по линии PQ.
Форма: пластинки и прожилки, а также
выделения в виде иголок в ферритном зер-
зерне. При более быстром охлаждении часть
углерода остается в твердом растворе; вы-
выделение третичного цементита подавляется.
— Цементит перлита. Наблюдается уже
при >0,02 % С. Обычно тонкопластинча-
тонкопластинчатый (ламелярный) продукт эвтектоидного
распада.
,— Вторичный цементит. Продукт выделе-
выделения из |у"твеРДого раствора. При охлаж-
.дении (начиная с 1147 "С; 2,06 % С точ-
точка ?) выделение происходит по линии ES.
•Форма: цементитная сетка, цементит по
границам зерен.
— Цементит ледебурита. При >2,06% С;
цементит в до- и заэвтектических сплавах.
— Первичный цементит. При >4,3 % С;
в общем случае появляется при очень бы-
быстром охлаждении высокоуглеродистых
сплавов до комнатной температуры. Форма:
длинные крупные пластины.
— Цементит Стеда. Наблюдается только
в сплавах Fe—С—Р. Составная часть сме-
смеси фосфида железа, FesC и у-твердого рас-
раствора; после распада фосфида железа и
перлита.
— Зернистый цементит. Образуется не
при охлаждении, а в основном после спе-
¦циальной термической обработки (вблизи
точки Аи см. выше). Форма: зернистые
(глобулярные) час,тицы; такая форма необ-
необходима для хорошей деформируемости
сталей.
— Специальные карбиды. Fe3C раство-
растворяет до 15 % Сг или Мп. Возникает твер-
твердый раствор на базе цементита: (Fe, СгKС;
(Fe,MnKC; (Fe,Mn, СгKС.
В легированных сталях возможно также
•образование специальных карбидов при на-
наличии сильных карбидообразующих эле-
элементов в надлежащих количествах.
Некоторые пояснения к стабильной систе-
системе Fe—C
а. Равновесие. Устанавливается очень
медленно, не так надежно, как в системе
Fe—Fe3C.
б. Образование графита. Начинается
при температуре выше 1130°С из распла-
расплава и при содержании углерода >0,8%- Ин-
Интенсивность выделения зависит от количест-
количества углерода, скорости охлаждения, давле-
давления (при кристаллизации расплава), на-
наличия других химических элементов.
Графит в сплаве может появиться: из
расплава и при распаде цементита по реак-
реакции Fe3C->3Fe+C* (С* —активная форма,
влияет на разложение цементита при тем-
температурах от 1100 до 800 °С).
Одной из форм графита является так
называемый углерод отжига, появляющий-
появляющийся при термической обработке на ковкий
чугун.
В зависимости от условий металлурги-
металлургического производства и от способов обра-
обработки существуют две бсновные формы
графита: пластинчатый (или ламелярный),
существующий обычно в сплавах Fe—С с
высоким содержанием кремния, и глобу-
глобулярный (или сферический), появляющийся
обычно в сплавах Fe—С с добавками маг-
кия.
в. Основные точки в стабильной системе
и структуры: эвтектика, 1153 °С, точка С,.
4,25% С; эвтектоид, 738 °С, точка S',
0,8 % С.
Структура (по оттенку цвета в изломе):
белый чугун (перлит и ледебурит); поло-
половинчатый чугун (перлит, ледебурит, гра-
графит); серый чугун (перлитная или ферри-
то-перлитная металлическая основа с вклю-
включениями графита).
Сопоставление структур:
Система Fe—Ее3С
Ледебурит (у-твер-
дый раствор+Fe3C)
Перлит (а-твердый
раствор+Fe3C)
Первичный цемен-
цементит (линия CD)
Вторичный цемен-
цементит (линия SE)
Система Fe—СГрафит
Графитная эвтек-
эвтектика (^-твердый
раСТВОр + Сграфит )
Графитовый эвтек-
эвтектоид (а-твердый
раСТВОр + Сграфит )
Первичный графит
(линия CD')
Выделившийся гра-
графит (линия S'E')
г. Охлаждение сплава с 3 % С. Образо-
Образование кристаллов |у»'твеРД°Г0 раствора
происходит из расплава; последний при
этом обогащается углеродом (до 4,25 % С
точка С). При дальнейшем охлаждении
остатки расплава распадаются на ¦у-твер-
дый раствор и графит (эвтектика). Затем
происходит выделение графита из |у-™ер-
дого раствора (линия E'S'). Когда дости-
достигается температура 738 °С (линия P'S'K'),
Y-твердый раствор @,7 % С точка S') рас-
распадается на графитовый эвтектоид:
а-твердый раствор+графит. Теоретически
превращения при охлаждении протекают,
как описано, однако на практике несколь-
. ко по-иному, так как часто образуется Fe3C,
который затем распадается на графит
(число графитовых зародышей зависит от
скорости охлаждения, влияния кремния и
марганца и др.).
Литейная сталь (см. 5.1). Это сталь для
изготовления отливок. Граница между та-
такой сталью и чугуном ~ 1,65% С (см.
35

ДЖУ). В литой стали образующийся пер-
первичный твердый раствор имеет существен-
существенные отклонения по содержанию углерода
от предсказанного по ДЖУ. Отливки обыч-
обычно следует подвергать отжигу для снятия
напряжения и уменьшения ликвациониых
неоднородностей. Литая сталь может под-
подвергаться сварке. Применяется, когда меха-
механические свойства серых чугунов не соот-
соответствуют требованиям (особенно по со-
сопротивлению ударным нагрузкам).
Основные сведения по ДЖУ приведены в
табл. 10.
ТАБЛИЦАМ
твора); 3) гетерогенные выделения — кар-
карбиды.
а. Влияние углерода на свойства а-твер-
дого раствора. Углерод увеличивает вре-
временное сопротивление, предел текучести,
твердость, удельное электросопротивле-
электросопротивление, остаточную намагниченность; умень-
уменьшает удлинение, деформируемость, свари-
свариваемость.
б. Образование резкого предела текучести
(зуб текучести, площадка текучести). Не-
Негомогенно распределенный в а-решетке уг-
углерод— см. выше; негомогенный раствор
Фазы, структурные
составляющие
Феррит, т. е. а-твердый
раствор
Аустенит, т. е. ¦утверды?
раствор
Дельта-феррит — б-твер-
дый раствор
Цементит — Fe3C
Первичный цементит —
Fe3C
Вторичный цементит —
Fe3C
Третичный цементит —
Fe3C
Графит — С
Перлит — а-твердый рас-
раствор +Fe3C
Ледебурит I
Ледебурит II
Доэвтектоидные сплавы
Эвтектоидный сплав
Заэвтектоидные сплавы
Доэвтектические сплавы
Эвтектический сплав
Заэвтектический сплав
Решетка
О. ц. к.; а=2,86А
(при20°С)
Г. ц. к.; а==3,64А
(при 1100°С)
О. ц. к.; а=2,93 А
(при 1425 °С)
Орторомбическая,
распадающаяся на
плотно упакованную
гексагональную; а=
=4,517 А; 6=5,079 А
О
с=6,73 А
То же
» »
» »
Гексагональная
—
—

—
—
—
—
—
—
с, %
<0,1
<2,06
-0,1
6,67
>5
0,8-4,3
0,02
0,02 (а)
и 6,67
(Fe3C)
4,3
4,3
<0,80
0,8
0,8-2,06
2,06-4,3
4,3
4,3-6,67
Примечание
До 768 СС ферромагнитен
Стабилен в интервале 911—
1392 °С
Стабилен в интервале
1392—1536 °С
HV800; Fe3C=7,4 г-см~а;
точка Кюри при 215 °С.
FeeC встречается в трех
структурных формах (пер-
(первичный, вторичный, третич-
третичный)
Первичная кристаллизация
из расплава (по линии СО)
Выделяется из у-твердого
раствора (по линии ES)
Выделяется из «-твердого
раствора (по линии PQ)
Пластинчатый, сферический
88% феррита, 12% цемен-
цементита
51,4% аустенита, 48,6%
Fe<sC
51,4 % перлита, 48,6 % РезС
Феррит и перлит (сталь)
Перлит (сталь)
Вторичный цементит и пер-
перлит (сталь)
Лервичный |утвеРДыи рас-
раствор и ледебурит (чугуи)
Ледебурит (чугун)
Дементит и ледебурит (чу-
(чугун)
Содержание углерода в а-железе и свя-
связанные с этим свойства. При 721 СС наблю-
наблюдается максимальная растворимость, рав-
равная 0,018 % С. При закалке углерод может
•оставаться в а-твердом растворе, однако
тут же начинается выделение (в том числе
при вылеживании — естественное старение).
Углерод в а-твердом растворе может
образовать: 1) гомогенный раствор — ста-
статистически равномерное распределение в
междоузлиях (редкий случай); 2) негомо-
негомогенный раствор — образование скоплений
в местах нарушений кристаллического
строения решетки (границы, дислокации —
наиболее вероятное состояние твердого рас-
или расслоения (скопление углерода> в ме-
местах нарушений кристаллического строения
решетки). Создание препятствий для дви-
движения дислокаций, негомогенное развитие
деформации в начале пластического те-
течения.
в. Склонность к упрочнению и старению.
Упрочнение. При достаточно мед-
медленном охлаждении от Ai происходит вы-
выделение третичного цементита (см. ДЖУ)-
Происходит упрочнение, но одновременно
падает деформируемость. Процесс термиче-
термически активируемый: интенсификация диспер-
дисперсионного твердения благодаря увеличению
диффузионной подвижности.

Влияние на механические свойства: по-
повышение прочности, увеличение твердости,
уменьшение сужения, уменьшение удлине-
удлинения.
Старение. Иногда желательный про-
процесс, но в малоуглеродистых сплавах Fe—С
чаще нежелательный, так как он протека-
протекает неконтролируемо. Процессы старения и
твердения находятся в некоторой связи (в
основе лежат процессы выделения или сег-
сегрегации растворенных элементов в решетке
матрицы).
Возможное деление процессов старения:
1) естественное старение — вылеживание
сплава при комнатной температуре;
2) искусственное старение — пребывание
сплава при 50—200 °С;
3) закалочное старение — закалка при не-
недостаточно быстром охлаждении из одно-
однофазной области;
4) деформационное старение — холодная
деформация чаще всего метастабильного
сплава; причина: взаимодействие примесей
с дислокациями.
Наиболее существенно после деформаци-
деформационного старения меняется ударная вяз-
вязкость ак (см. 1.11.2.14)—рис. 1.76.
Отожженное состояние
Влияние старения
Рис 1.76
г. Охрупчивание. Вырожденный перлит.
При циклировании около А\ (стали, со-
содержащие от 0,02 до 0,3 % С) происходит
коагуляция ферритных прослоек перлита и
соединение их с первично выпавшим струк-
структурно свободным ферритом.
В результате возникает охрупчивание
(связанное со склонностью крупнозернис-
крупнозернистого феррита к разрушению сколом).
1.7.3.2. Влияние легирующих
элементов на структуру сплавов
Fe — С и их свойства
Легирующие элементы влияют на темпе-
температуры плавления и превращений, скорость
диффузии, растворимость углерода или
других легирующих элементов в твердом
растворе, образование новых соединений.
Обычно легирующие элементы подразде-
подразделяют на две группы по их- влиянию на ус-
устойчивость основных модификаций желе-
железа [6]:
1) элементы, расширяющие ¦уобласть:
Ni, Мп (рис. 1.77) и С, N, Си, Zn (рис.
1.78); эти элементы повышают Аь и сни-
снижают Аъ\
Рис. 1.77
Рнс. 1.78
2) элементы, сужающие у-область: Be,
Al, Si, P, Ti, V, Сг, As, Mo, Sn, Sb, W (рис,
1.79) и Nb, Та, Се, Zr (рис.* 1.80); эти эле-
элементы снижают At и повышают Л3.
/1
Рис. 1.79
Рис. 1.80
Так как количество и распределение кар-
карбидов в значительной степени влияют на
свойства стали, существует еще деление ле-
легирующих элементов на карбидообразую-
щие (Сг, V, Nb, Та, Zr, Ti, Mo, W; менее
стабильные карбиды, чем Fe3C, дает Мп;.
имеются такие же сведения о Со и Ni—?)
и некарбидообразующие (Си, Si, Al).
Примеси, неизбежно присутствующие »
стали, также влияют на ее свойства (табл.
И) [6].
ТАБЛИЦА 11
Элемент
As
Sn
Sb
Bi
Си
Pb
Ca
Mg
H
о
N
В твердом
растворе
X
X
X
X
X
.
—
—
X
X
X
В свободном
СОСТОЯНИИ
_
—
—
—
X
X
—
—
—
—
В соеди-
соединении
_
—
—
—
—

X
X
—
X
X
Основные легирующие элементы и приме-
примеси, их растворимость в двойной системе и
образующиеся соединения приведены в-
табл. 12.
ЗГ

§
и
о,
о
Е
и
СЧ
О.
К
1
1
i
*
езе
о
р.
а
S
о
га-я
а
¦**
i
г?
?
О
га
S
(по
°
о
"**
-г
CJ
О
§
% (ПО!
я
* R
О Е
ВОЗМ
инен:
ругие
соед
Ч
R
б
О
Is
о
г
Воз
fL
i
<
диа!
сталли-
ая струк-
структура
Эле-
Элемент
1
|
I
1
1
1
1
¦
1
9
б
CaS
I
-
со
'.ц.к.
б
1050
СО
о
¦*
о
900
СО
о
о
1
а
си1
S
со"
Я'
о
о
о
о
о
о
1
о
о
о
о
1
1
о>
со
'.ц.к.
ё.
1
1
1
1
835
со
о
со
о"
о
й
?
N
«-.
N
со"
'.п.у.
й
1150
со
о
15
о"
[350
(N
СО
СО
Z «
р 1
со
р-
о>
СО
см
'.п.у.
Н
1150
о
см"
о
—•
1103
О)
о
¦ оэ
2
zf
^^
<~?-
О)
FeA
со
со
of
Я
<
1220
(N
—"
О
<n"
989
—
СО
1 •
%
щ.
of
О.ц.к.
ё
, 1220
О?
о
о
со
974
о^
со
о
о
Z
га
О
га
ч
ее
га
S
о^
1150
со
—"
ю
см
750
со
оГ
о
—
I
j, FeSn,
щ
с
s
of
шаза
с*
1150
о
—"
см
со
.540
о
со
о
то
О
!
С*
1
см
изо
о
о
g
700
ю
со
ш
то
О
MnS
1
со
of
Я
f *
1
ООП
СО
—•
.450
о
of
ю
fe
«в
ч
о
о
п.
I
CN
о^
я
1
782
О1
о^
¦*
о
¦*
623
CD
О
8"
1
1
СО
CD
OJ
с
г
й
'38

о 2
Ю .1. Ю
-2s
55
S
о о
о —¦
О
оо о та
<N 2 та
та
8 8 55
in in
— об"
8
2 та
о
2
о in
ID CN
о о"
о —•
о
8
ОО
1 О
о
ОО ID
S
in о
«о ю
—* о
S3
1
о о о о
СО 1П ОО 00
I 5
со/
со
8
о
in
8
- °- S
о
о"
I i
СЛ)
2
6S
CQ
сН
СО
I.
«я
CQ
а
ь. ь
fc
о,
FeS
FeB
о
tl.
a,
<N in О О С
о tn ю in -^
<N сГ <n" C>J <N cT
о
¦*
ОО
in
та
<м
со
(М
оо
1-М
та
о
г-
О) (N —¦
S
Й я я J я я
О и - и а С О
I 1
о
а,
5 5
ра а,

Влияние кремния. Диаграмма состояния
[13] — рис. 1.81. Сильно понижает точку
плавления Fe. Растворимость углерода в
¦у-области уменьшается. Перлитная точка
сдвигается к меньшим содержаниям угле-
10 20 30
Ъ\,%(помассе)
С в а- и ^-области (см. увеличение твердо-
твердости с повышением содержания кремния).
Структурная диаграмма (по Гийе) — рис.
1.82 [14].
Доэвтек- \ Заэвтек- \Ледебу
гпоидные \ тоидные \рит
стали \ , стали
Fe
0,5 1,0 1,5
С, % (по массе)
Рис. 1.81
Рис. 1.82
Заштрихована область чериоломкости
(склонности к выделению графита)
рода, а эвтектоидная температура G") уве-
увеличивается. Все критические точки превра-
превращения сдвигаются к большим значениям Т.
Следствие: возможность образования
крупнозернистой структуры при отжиге, ре-
рекристаллизации и закалке.
Образование силицидов (FeSi, Fe3Si2,
FesSi).
При увеличении содержания кремния
растут: временное сопротивление (на каж-
каждый процент Si на ~ 100 МПа); электри-
электрическое сопротивление (трансформаторная и
динамная сталь); закаливаемость инстру-
инструментальных сталей; твердость конструкци-
конструкционных сталей; устойчивость против смягче-
смягчения при отпуске; литейные свойства (по-
(повышение теплоты растворения, когда Si
растворяется в Fe; растворимость Si в фер-
феррите при комнатной температуре ~14%);
коррозионная стойкость (отливки из крем-
кремнистой стали для химической промышлен-
промышленности); охрупчивание (при >6,5 % в
•о. ц. к. феррите; причиной может быть про-
процесс упорядочения, образование хрупких
•«сверхструктурных» фаз); окалиностойкость
(Si легче .окисляется, чем Fe, с образова-
образованием защитного, содержащего SiO2 слоя,
однако Si способствует поверхностному
обезуглероживанию); раскисляющее дейст-
действие (при —0,1 % Si — полуспокойная сталь,
>0,2 % Si — спокойная сталь; продукты
раскисления: SiO2, силикаты); склонность
ж графитообразованию («черноломкость»).
Кремний вызывает распад Fe3C.
При увеличении содержания Si уменьша-
¦ются: свариваемость (>0,2 % обычная
•сварка; >0,6 % дуговая сварка); дефор-
деформируемость (до 3 % с трудом деформиру-
деформируется в холодном состоянии; до 6 % плохо
деформируется в горячем состоянии;
> 10 % не деформируется и не обрабаты-
обрабатывается резанием); коэффициент диффузии
40
Влияние марганца. Диаграмма состоя-
состояния— рис. 1.83 [14]. Аг, и Л4 сдвигаются с
увеличением содержания Мп соответствен-
соответственно к низкой и высокой температуре. С уве-
увеличением содержания Мп превращение
Y—а смещается в область низких темпе-
температур, так что диффузия при превращении
затрудняется или вообще не может проис-
происходить. Поэтому при >5 % Мп аустенит
переходит в мартенсит (бездиффузионное
превращение). Безуглеродистый мартенсит
(кубическая сингония) имеет такой же со-
состав по марганцу, что и аустенит.
Прямое и обратное превращение обнару-
обнаружено в сплавах с содержанием марганца
между 5 и 10 %; исходная обработка —
охлаждение из у-области в а. При охлаж-
охлаждении до комнатной температуры, образу-
образуется 100 % мартенсита, при нагреве —
100 % аустенита. Сплавы, содержащие от
10 до 15 % Мп, дают при охлаждении е-
и а-мартенсит. Из аустенита. бездиффузион-
бездиффузионным путем при охлаждении образуется
вначале гексагональный е-мартенсит в ви-
виде пластин, который формируется путем
сдвига по октаэдрическим плоскостям ау-
аустенита и имеет вид видманштеттовой
структуры (рис. 1.84).
В сплавах, содержащих от 14,5 до 27 %
Мп, проходит неполное \—е-превращение.
Остается большое количество остаточного
аустенита. При >27 % Мп — аустенитная
структура.
Марганец и углерод взаимно усиливают
свое влияние на расширение у-области.
При комнатной температуре феррит рас-
растворяет ~ 10 % Мп. Часть марганца рас-
растворяется в Fe3C; образуется карбид (Fe,
Мп)зС. Растворимость в ¦у-'геердом раство-
растворе с увеличением температуры растет неог-
неограниченно. Следствие: марганцевые стали
чувствительны к перегреву.

%оо
V
\
X1
>
«Fe
/fe
ч
\
\
ч
\
S
/
г
?
=т
мп"/
1/
Fe
МП
/МП
р
!
«м
«МП
/
-
Fe.
60 90 100
Wr\,7o(по массе)
Рис. 1.83
Рис. 1.84
При увеличении содержания Мп растут:
временное сопротивление на каждый про-
процент Мп — на —100 МПа; износостойкость;
прокаливаемость; удлинение; ликвационная
неоднородность (поэтому горячую деформа-
деформацию ведут при 1200—1250 °С); чувстви-
чувствительность к трещинообразованию (из-за
склонности к воздушной подкалке уже
при ~2 % Мп); дисперсность перлита; чув-
чувствительность к перегреву (при крупном
зерне — понижение критической скорости
охлаждения).
При повышении содержания марганца
ухудшаются обрабатываемость резанием,
деформируемость в холодном -состоянии,
подавляется доэвтектоидное выделение фер-
феррита, возникает красноломкость.
Кроме раскисляющей и легирующей функ-
функций, марганец используют для обессерива-
кия. Продукты рафинирования MnS, MnO,
MnO-SiO2, 2Mn-SiO2, раскатываясь, обу-
обусловливают возникновение волокнистой
структуры, поэтому ударная вязкость в
продольном направлении выше, чем в по-
поперечном.
Волокнистая структура полезна при про-
производстве рессорной стали.
Регулируя количество MnS, можно
уменьшить чувствительность к краснолом-
красноломкости.
Однако в ряде случаев расслоения в из-
изломе и ликвационная неоднородность мо-
могут быть нежелательны.
Структурная диаграмма по Гийе —
рис. 1.85.
Мп,%
/2
Fe /?« ^ /,.? /,5С,%
Рис. 1.85
/ — аустенитиые стали; // — мартеиситиые стали;
/// — мартеиситиые и перлитные стали; IV — пер-
перлит и цементит; V — перлитные стали
Влияние фосфора. Диаграмма состояния
[14] — рис. 1.86. Фосфор сужает у-об-
ласть. Образует два фосфида (FesP, Fe2P).
Большая разница температур между ли-
линиями ликвидуса и солидуса и незначитель-
незначительная скорость диффузии в а- и у-областях
ведут к развитию ликвационной неодно-
неоднородности, которая не полностью устраня-
устраняется при диффузионном отжиге. Поэтому
содержание фосфора поддерживают до
л
J ш
I
Ч

Стабильн.
Метастабильн.
ЦО Магнитное
\ превращение
420 "С
100 У 'могнитное
^предращение Fe3P
300
S 10 15 20
Р, % (по массе)
Рис. 1.86
~ 0,02 % ¦ Вторичная ликвация фосфора
(¦у-область) способствует (при превраще-
превращении) усилению зарождения структурно сво-
свободного феррита.
При увеличении содержания Р растут:
временное сопротивление (до —0,5 % Р);
охрупчивание в холодном состоянии
(уменьшение удлинения и ударной вязко-.
сти, особенно при совместном влиянии с
углеродом); литейные свойства серого чу-
чугуна (ледебуритная эвтектика сдвигается
к низким температурам); склонность, к от-
отпускной хрупкости; склонность к свароч-
т;с
1000
500
ным трещинам (совместное влияние Р, Si
и С); ликвационная неоднородность.
Из-за многочисленности факторов вред-
вредного воздействия фосфора на свойства ста-
стали его содержание резко ограничивают (см.
2.0). Исключение — добавка фосфора в се-
серый чугун.
Влияние серы. Диаграмма состояния
[14] — рис. 1.87. Температура -Д4 падает,
а у43 повышается; е-сульфид FeS при
998 °С образует с Fe эвтектику, точка плав-
плавления которой понижается при наличии
окисла FeO до 935 °С. Растворимость S в
у- и а-областях резко различна (в a-Fe
растворимость очень мала).
При увеличении содержания S растут
склонность к красноломкости (800—
1000 °С — область красноломкости) и го-
рячеломкость (>1200°С, растворение
фаз, расположенных на границах зерен),
поэтому горячую деформацию ведут между
областями красноломкости и горячеломко-
сти (между 1000 и 1200 °С); хрупкость при
пайке; ломкость ' стружки (автоматные
стали); ухудшается свариваемость (глав-
(главным образом тонких высокопрочных лис-
листов); усиливается окалинообразование (об-
(образование соединений с кислородом, распо-
располагающихся по границам зерен); ликваци-
ликвационная неоднородность.
В^ то же время снижаются магнитные
свойства (трансформаторная сталь); чувст-
чувствительность к перегреву (при 1200—
1350 °С еще не все сульфиды переходят в
раствор и сдерживают рост зерна); проч-
прочность в поперечном направлении.
Сера, как и фосфор, оказывает вредное
влияние на свойства стали, поэтому со-
содержание серы в стали резко ограничено
(см. 2.0). Исключение составляют нелеги-
нелегированные и легированные автоматные
стали.
Влияние хрома. Диаграмма состояния
[13] — рис. 1.88. Температуры At и А3
вначале понижаются (до 7—8 % Сг), а за-
затем As увеличивается. При высоких тем-
температурах и содержаниях хрома образует-
образуется непрерывный ряд о. ц. к. a-твердых рас-
растворов. Если углерод отсутствует, то уоб-
ласть полностью замыкается (~13% Сг).
Такие сплавы во всем интервале темпера-
d-Fe
P
*,/-Fev
/«-Fe
5
-FeS
-FeS
ot-Fe+yG-FeS
of-Fe+of-FeS
1365°C "
913V
298°C
138°C
S
^\
/-FeS
/-FeS
a- Fe v-/?- FeS
of- Fe + or- FeS
FeS+,5-
Рис. 1.87
0,1 0,2 0,3 2,0 10 20
Ъ,%(по массе)
JO 36,1
42

>
^^
¦¦¦IB
=
—-—¦
or
.—
—-—
--"
or+S
|) Магнитное превращение
/
>
TV
7700
7500
7300
7700
WO
700
500
Fe 10 20 30 iiO 50 60 70 80 30 WO
Cr,% (m массе)
Рис. 1.88
тур — до точки плавления — обладают фер-
ритной структурой. Кривые ликвидуса и
солидуса имеют минимум при ~1500°С
(~15%Сг). При <800°С появляется
твердая и хрупкая 0-фаза эквиатомного
состава (FeCr). Способствуют образованию
этой фазы {к тому же при более высоких
Т) добавки Мп, Mo, Si. Наблюдается сдвиг
точек S и Е (см. ДЖУ) при добавке хрома
в сторону меньших содержаний углерода.
Карбидообразование: РезС растворяет 18—
20 % Сг; Сг7С3 растворяет 30—50 % Fe;
Сг2зСб растворяет 35 % Fe. Замедленное
растворение карбидов в матрице при на-
нагреве затрудняет гомогенизацию при аусте-
нитизации.
При увеличении содержания Сг растут:
временное сопротивление (на каждый про-
процент хрома около ~100МПа); прокали-
ваемость (понижение критической скорости
охлаждения); жаропрочность; стойкость
против разупрочнения при отпуске; корро-
коррозионная стойкость (образование защитного
слоя); закаливаемость; усталостная проч-
прочность. • '
Уменьшаются: удлинение; критическая
скорость охлаждения (улучшение прокали-
ваемости); деформируемость; сваривае-
свариваемость; обрабатываемость резанием.
Структурная диаграмма [14]—рис. 1.89.
- Сг,%
30
20
70
Заэвтек-
тоидные \. тоидт/е
стали | \ стали
Fe
0,5
1.0
Т,5
Рис. 1,89
Основные классы хромистых сталей:
1) с y—а-превращением (мартенситного
класса с углеродом);
2) без у—а-превращения (ферритного
класса);
3) с частичным у—а-превращением- (по-
луферритного класса: феррит+мартенсят).
Влияние никеля. Диаграмма состояния
[14] —рис. 1.90; 1.91. Эта диаграмма очень
7500
1Ш
800
700
600
500
400\—И-—\ —
300
Fe 10 20 30 40 50 60 70 80 90 10(f
Ni, % Що массе)
Рис. 1.90
— —
S
——
' 7непагн.
К
]Г
т
\
\
\
. 1
ТГнемагн.
к
—•—
Умагн.
Ni3Fe
п
II
ч
ч
-100
-200
Fe 10 20 -30 40
Hi,7. f/70 массе)
Рис. 1.91
приближенно соответствует действительно-
действительности (процессы диффузии протекают очень
медленно), поэтому пользуются обычно ре-
реальной диаграммой Fe—№. Никель расши-
расширяет ¦у-область. В области высоких темпе-
температур существует непрерывный ряд твер-
твердых растворов замещения. При 550 "С
G5 % Ni) образуется сверхструктурная фа-
фаза NieFe; при комнатной температуре же-
лезоникелевый аустенит — ферромагнитен.
В процессе охлаждения сплавов с 6—
7% Ni у-тверкчя раствор переходит в ку-
кубический мартенсит по бездиффузионному
, механизму. Сплавы с 6—30 % Ni имеют
прямое и обратное аустенито-мартенситноё
превращение. Углерод усиливает стабилизи-
стабилизирующее влияние никеля на аустенит (см..
диаграмму состояния).

При увеличении содержания никеля рас-
растут: временное сопротивление; ударная
вязкость; прокаливаемость (снижается
критическая скорость охлаждения); корро-
коррозионная стойкость; длительная прочность;
склонность к образованию графита; суль-
фидообразование (опасность красноломко-
красноломкости, эвтектика при 645 °С); образование
флокенов; механические свойства в по-
поперечном направлении.
В то же время уменьшается: критиче-
критическая скорость охлаждения (увеличивается
прокаливаемость); снижаются температура
перлитного превращения (возможна закал-
закалка с более низких температур; меньше за-
закалочные напряжения); электропровод-
электропроводность; теплопроводность (высоколегирован-
(высоколегированные стали медленно прогреваются); обра-
обрабатываемость резанием; стабильность кар-
видов (никель не образует карбиды!);
склонность к тепловым трещинам (низкая
теплопроводность).
Структурная диаграмма — рис. 1.92.
Влияние хрома и никеля. На рис. 1.93
Ni,7.
30
20
JO
О
Fe Ofi 0,8 1,2 1,6C,%
Рис. 1.92
/ — аустеиитные стали; // —
переходный класс; /// —
мартенснтиые стали; IV —
перлитные стали
приведена структурная диаграмма Сг—Ni
сталей (~0,2 % С), закалка с 1050°С в во-
воде. При более медленном охлаждении ли-
линии границ фаз сдвигаются к более высо-
высоким содержаниям никеля. При высоких
содержаниях хрома существует 6-феррит и
структура после закалки — мартенсит+
+6-феррит или аустенит+мартенсит+
+б-феррит или аустенит и б-феррит. При
постоянном содержании хрома количество
феррита в структуре уменьшается при по-
повышении содержания никеля.
ш
—««
ж
/
U 8 12 16 20 2Ь 26
Ст,%(по массе)
Рнс. 1.93
А — аустенит; М — мартенсит; Ф — феррит;
П — перлит
При увеличении суммарного содержания
хрома и никеля увеличиваются: временное
сопротивление (больше, чем при влиянии .
каждого компонента в отдельности); из-
измельчение зерна (главным образом влия-
влияние Сг); вязкость (главным образом влия-
влияние Ni); чувствительность к флокенам; от-
отпускная хрупкость; свариваемость; окали-
ностойкость; жаропрочность; стойкость
против межкристаллитной коррозии.
Влияние кобальта. Диаграмма состояния
[136]—рис. 1.94. Положение уобласти и
VC
1500
1Ш
1300
1200
1100
1000
900
600 V
700
600
500
WO
300
200
100
О —
Fe 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100
Со,% (по пассе)
Рис. 1.94
критическая скорость охлаждения почти ие
меняются (не увеличивается и прокаливае-
прокаливаемость). Кобальт сдерживает рост зерна
при нагреве на высокие температуры. Ко-
Кобальтовые стали мало чувствительны к пе-
перегреву.
При увеличении содержания кобальта
растут: временное сопротивление; жаро-
жаропрочность (перлитное и аустеиитное со-
состояния); режущая способность инструмен-
инструментальных сталей; теплопроводность; коэр-
коэрцитивная сила; коррозионная стойкость;
склонность к образованию графита. Умень-
Уменьшается удлинение.
Влияние меди. Диаграмма состояния
[136] — рис. 1.95. Медь расширяет б-об-
ласть. Ограниченная растворимость в же-
железе, ее увеличивает углерод (отсюда дис-
дисперсионное твердение). Медь не образует
карбидов. Возможно получение расплавов
Fe—С—Си, содержащих до 15 % Си и
1,7 % С. Усиливает склонность к образова-
образованию графита.
Растворимость меди в |У"твеРД°м раство-
растворе при 850 °С ~1,4%; при 20 °С —0,2%;
в а-твердом растворе — очень мала.
/t
iaeH
^—-
JH1H
ass
BSS
—2
*
S
че превращение^^
с
<
¦
1
1
и
Ir
||
44

1539°C
1500
fi-
film
1300
1200
J100
1000
sio'c
soo
800
770V
700
Fe
d+S
"$±J-146
Ц
Щ
\
1
1
'C
'°C
lit
850с
S
S
- 760°C±<*+
e
? -
—-
\\
97,k\
96%p^
e+s
—
10 20 30 1,0 50 60 70 80 SO WO
Cu,%(no массе)
Рис. 1.95
При увеличении содержания меди рас-
растут: временное сопротивление; предел те-
текучести; прокаливаемость @,1—0,2 % Си
удваивает прокаливаемость нелегнрован-
ных инструментальных сталей); растрески-
растрескивание при пайке; склонность к окалинооб-
разованию (обогащение медью под слоем
окалины, проникновение меди от поверхно-
поверхности внутрь металла вдоль границ зерен —
возникновение поверхностных трещин); об-
образование термических трещин; жидкоте-
кучесть A—2 % Си в сером чугуне); спе-
каемость (порошковая металлургия);
стойкость против ржавления (при ~0,3 %
Си в строительных и ~2 % Си в легиро-
легированных сталях), при этом критическая ско-
скорость охлаждения уменьшается.
Влияние бора. Диаграмма состояния
[136] — рис. 1.96. Эвтектика Fe—В при
1500
U00
1300
1200
J1OO
1000
900
800
700
воо
\з81"С
...
\
А
3,(
А
У/
915'С
г 76Ь ь
-
\
Fe2B
X
7VL
...
I k
>^1з8д°с
1
fV°
г
еЬ
|>
/4?
в°С
О 2 U 6 8 10 12 К 16 18 20
Ъ,%(по массе)
Рис. 1.96
1170 СС. Повышается опасность возникно-
возникновения красноломкости. Температура дефор-
деформации должна быть <1170°С. С a-Fe бор
образует твердый раствор замещения. За-
Заменяет другие легирующие элементы.
С Y-Fe образует твердые растворы внедре-
внедрения.
При увеличении содержания бора рас-
растут: прочность; вязкость; прокаливаемос'ть;
чувствительность к перегреву; жаропроч-
жаропрочность; красноломкость (>0,07%В); за-
захват нейтронов (реакторостроение); при
этом коррозионная стойкость уменьшается.
Влияние вольфрама. Диаграмма состоя-
состояния [136] — рис. 1.97. Вольфрам сужает
т;с
at
1
s
у
a+?
^ с P
S *C
1520Г
<*+?
10l*0°C
?
<
J640°c\
-e3w2)
0 20 40 60 вО 100
W, % (no массе)
Рис. 1.97
¦у-область и замыкает ее при ~3 % W.
Точка А3 смещается в сторону высоких
температур. Две интерметаллические фазы
(|-фаза, или Fe3W2, и е-фаза, или Fe2W).
Вольфрам образует карбиды (WC, W2C,
Fe4W2C, FesWeC), уменьшает растворимость
углерода в у-твердом растворе, сдвигает
точки S и Е к меньшим содержаниям угле-
углерода.
При увеличении содержания вольфрама
растут: ударная вязкость; твердость; жаро-
жаропрочность; износостойкость; усталостная
прочность; устойчивость против перегрева
(замедленное растворение карбидов при иа-
греве); устойчивость против смягчения при
отпуске.
В то же время уменьшаются: прокали-
прокаливаемость (при определенных условиях иа-
грева образуется стабильный карбид WC,
который плохо переходит в раствор; сталь
обедняется углеродом и вольфрамом —
«вольфрамовая порча»); отпускная хруп-
хрупкость (в термически улучшаемых сталях);
теплопроводность; свариваемость.
Структурная диаграмма [14] — рис. 1.98.
На рисунке между перлитной и промежу-
промежуточной областями есть разрыв, т. е. имеет-
имеется область повышенной устойчивости аусте-
нита — область свариваемости вольфрамо-
вольфрамовых сталей.
Влияние молибдена. Диаграмма состоя-
состояния [136] — рис. 1.99. Молибден сужает
¦у-область и замыкает ее при 3 %• Затем—
чисто ферритные сплавы. Имеется интерме-
таллидная е-фаза (РезМо2). Сплавы Fe—Mo
с содержанием 3—35 % Мо — стареющие.
Мо—карбидообразующий элемент (МоС,
Мо2С, [Мо, Fe]23Q;, [Mo, Fe]6C). Самодиф-
45

\
\
\
\
>
\
\
\
\ ш
\
\
\
\
\
лаждении от высоких температур. Струк-
Структуры промежуточной области ясно выра>-
жены.
Fe 0,4 0,6 1,2 1,6 С,%
Рис. 1.98
/ — доэвтектоидные стали; // —
заэвтектоидные стали; /// —
ледебуритные стали
753.
tV,S
1Ш~с
i
i
I
f
fiffp
~k
+c(
L 1Ll
/
(X*
M/jpf.
тёвр
S
1481
*
?
тще]
ГС-
I
'?
?'
Ш"
V
. T+
/
/
s-
^-A154
i
* 11
/
f
f
n°c
80°C
у
/
/
/
/
/
/
и
\
vc
2600
21*00
2200
2000
moo
1600
1200
1000
906°C
800
769°C
600
1Л0
Fe 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100
Mo, % (по массе)
Рис. 1.99
фузия железа замедляется в присутствии
молибдена; благодаря этому также замед-
замедляются фазовые превращения в перлитной
области.
При увеличении содержания молибдена
растут: временное сопротивление; закали-
закаливаемость A % Мо эквивалентен 2 % Сг);
прокаливаемость; устойчивость против
смягчения при отпуске; жаропрочность; из-
износостойкость; склонность к окалинообра-
зованию; устойчивость против перегрева
(в случае, когда не успели раствориться
карбиды); красноломкость (эвтектика с S);
термическое растрескивание (при охлажде-
охлаждении легированных сталей с низкой тепло-
теплопроводностью) .
В то же время уменьшаются критическая
скорость охлаждения (сильнее, чем в слу-
случае Сг); свариваемость; отпускная хруп-
хрупкость; опасность образования флокенов.
Влияние ванадия — рис. 1.100. Замыкает
Y-область при 1,1 %. Имеется интерметал-
лидная е-фаза (FeV). Более сильный кар-
бидообразующий элемент (VC, V4C3), чем,
например, Сг или W. Ванадий подавляет
превращение в перлитной области при ох-
Fe 10 20 30 ЬО 50 60 70 80 90 1ОС
V,%(по массе)
Рнс. 1.100
При увеличении содержания ванадия рас-
растут: предел текучести (конструкционные
стали); твердость (мелкодисперсные изно-
износостойкие карбиды); устойчивость против
разупрочнения при отпуске; свариваемость
(высокопрочные строительные стали); спо-
способность к глубокой вытяжке (при образо-
образовании мелкозернистой структуры); устой-
устойчивость против старения (высокое сродство
к углероду и азоту, которые связываются
в прочные соединения); устойчивость про-
против перегрева.
Влияние титана. Диаграмма состояния
[136] — рис. 1.101. Замыкает Y-область
т;с
1500
1539°C
i°7
J /
'Lff10°C
s
/
131
1300
1200
1100
1000
goo
Fe 5 fO 15 20 25 30 35 40 45 50J
Ti7% (no массе)
Рис. 1.101
при ~0,65 %. Имеются интерметаллические
е-фаза (Fe2Ti) и т]-фаза (FeTi). Благодаря
этому возможно дисперсионное твердение
за счет выделений этих фаз (сплавы с
>3 % Ti). Сплавы хрупкие. Сильное кар-
бидообразование (примерно такое же, как
у ванадия). Растворимость титана умень-
уменьшается в а-твердом растворе при легиро-
легировании кремнием и никелем; следствием яв-
является возможность старения при пони-
пониженных содержаниях титана.
При повышении содержания титана рас-
растут: временное сопротивление; предел те-
текучести; длительная прочность (жаро-
(жаропрочные стали).
В то же время уменьшаются: краснолом-
красноломкость; закаливаемость (Ti связывает С,
46

этот эффект используется в сталях, устойчи-
устойчивых против насыщения водородом и в кор-
розиоиностойких сталях); Ti: С=4 : 1.
Влияние алюминия. Диаграмма состояния
[136] — рис. 1.102 (а„ — неупорядоченная,
300
Fe 10 20 30 ЬО 50 50 70 60 90 700%
Рис. 1.102
немагнитная а-фаза; ат — неупорядоченная
магнитная ct-фаза; am —¦ упорядоченная
немагнитная сверхструктурная фаза РезА1;
dm — упорядоченная магнитная сверхструк-
сверхструктурная фаза Fe3Al; агш — упорядоченная
немагнитная сверхструктурная фаза FeAl).
Алюминий замыкает ¦у-°бласть при 1 %.
Интерметаллические соединения появляют-
появляются при более высоких содержаниях алюми-
алюминия. Повышение содержания А1 повышает
температуру превращений не только А3, но
и Л|. Диаграмма состояния сходна с диаг-
диаграммой системы Fe—Si. Стали, содержа-
содержащие алюминий, склонны к укрупнению зер-
зерна при нагреве.
При увеличении содержания алюминия
растут: склонность к перегреву (крупное
зерно — в случае отсутствия дисперсных
фаз); склонность к образованию мелкозер-
мелкозернистой структуры (в случае сохранения в
структуре дисперсных нитридов); склон-
склонность к образованию графита; устойчивость
против старения (если азот связан в проч-
прочные нитриды); окалиностойкость; степень
раскисления (продукт раскисления А12О3).
В то же время уменьшаются: закаливае-
закаливаемость; образование сварочных трещин
(следствие мелкозернистости).
Влияние ниобия и тантала. Диаграммы
состояния [136] — рис. 1.103 и 1.104- Нно-
бий и тантал сужают ^область. Оба эле-
элемента в у~твеРД°м растворе образуют
е-фазы (FeNb, FeTa). Для образования
карбидов необходимо иметь больше Та, чем
Nb; обычно содержание Та в сталях выше.
Ниобий и тантал определяют способность
к дисперсионному твердению. [Содержание
Nb=A0-M2)-%C, содержание Та=A6-н
-18)-% С]
tP-17
1 0
?"¦
— -г
Г
s
о —
г-
?
Е
А '
S
1Ь50°С
1220°С
97Ь°С
S |
I
e+S
W-
600
Fe ю го зо io so во 70
Щ%1'по массе)
Рис. 1.103
т,°с
1800
1600
ПОО :
1200
1000
800
Fe 10 20 JO l>0 50 60 70
Та,% (па массе)
Рис. 1.104
В последнее время получили распростра-
распространение строительные стали, упрочняемые в
результате дисперсионного твердения за
счет карбонитридов Nb(C, N).
При увеличении концентрации ниобия
(или тантала) растут: прокаливаемость
(только после нагрева до высоких темпе-
температур, когда растворяются карбиды или
карбонитриды); устойчивость против смяг-
смягчения при отпуске; жаропрочность; устой-
устойчивость против перегрева. В то же время
уменьшается склонность к межкристаллит-
ной коррозии.
Влияние других элементов
Цинк. Расширяет у-область.
Бериллий. Сужает v-область (как и
Ti); карбид Ве2С трудно растворим, воз-
возможно дисперсионное твердение.
. Мышьяк. Сужает у-область (замыкает
при ~4 % As). По влиянию подобен фос-
фосфору: увеличивает временное сопротивле-
сопротивление и предел текучести, уменьшает вяз-
вязкость, повышает склонность к старению,
повышает отпускную хрупкость, уменьшает
закаливаемость (у—а-превращение сдвига-
сдвигается к более высоким температурам), по-
повышает ликвационную неоднородность.
Олово. Сужает у-область (замыкает
при ~2 % Sn). Увеличивает ликвацион-
47

ную неоднородность и хрупкость при пай-
пайке (сварке).
Сурьма. Сужает у-область (замыкает
при 3—4 % Sb). Увеличивает склонность к
отпускной хрупкости.
Цирконий. Сужает ¦у-область; карби-
дообразователь (ZrC), сильный раскисли-
тель, десульфуратор и денитратор.
Церий. Сужает ¦у"°бласть> улучшает
деформируемость в горячем состоянии (ле-
(легированная сталь), хороший раскислитель
и десульфуратор.
Свинец. Улучшает обрабатываемость
резанием (автоматные стали с 0,2—0,5 РЬ),
повышает хрупкость (увеличение объема
при плавлении).
Кислород, азот, водород — см.
3.6.
1.7.3.3. Реальные диаграммы
состояния цветных металлов
и некоторые свойства сплавов
Классификация сплавов цветных метал-
металлов может быть осуществлена:
а) по плотности исходных компонентов:
сплавы тяжелых металлов и сплавы лег-
легких металлов;
б) по способу получения изделий: дефор-
деформируемые сплавы и литейные сплавы.
Деформируемые сплавы имеют в зави-
зависимости от способа производства (напри-
(например, волочение, прокатка) однородную,
мелкозернистую структуру, благодаря чему
отличаются высокой прочностью при хоро-
хорошем удлинении. Литейные сплавы облада-
обладают хорошими литейными свойствами. Их
получение легче и дешевле, чем деформи-
деформируемых сплавов, но они имеют меньшую
прочность, особенно при динамических на-
нагрузках. Сплавы (по структуре) состоят
обычно из многих фаз.
Некоторые общие сведения. Ряд сплавов
цветных металлов — стареющие. Возмож-
Возможность старения определяется: уменьшением
растворимости добавляемого компонента в
решетке основного компонента с уменьше-
уменьшением температуры; появлением интерме-
интерметаллической фазы в данной системе; боль-
большой разницей в атомных диаметрах ком-
компонентов.
Различают: естественное старение (при
комнатной температуре) или вылежива-
вылеживание при комнатной или несколько более
высокой температуре после гомогенизаци-
онного нагрева (в области твердого рас-
раствора) с последующей закалкой — образу-
образуются зоны Гинье—Престона I (рис. 1.105)
и искусственное старение (при повышен-
повышенной температуре) — образуются зоны
Гинье—Престона II (рис. 1.106) и мета-
стабильные промежуточные фазы.
Медь
а. Структура — г. ц. к. решетка.
б. Высокие электро- и теплопроводность;
повышение удельного электросопротивле-
электросопротивления при наличии растворенных примесей
(рис. 1.107).
в. Рекристаллизация — температура ее
повышается при наличии примесей (напри-
(например, серебра) —см. 1.10.
о»оооооооооооо
00*00000000000
000*0000000000
0000*00000*000
00000*00000000
оооооооооооо* о
ооооооооооооо*
•ооооооооооооо
о* оооооооооооо
00*00000000000
000*0000000000
0000*000000000
00000*00000000
000000*0000000
0000000*000000
00000000*00000
000000000*0000
ОООООООООООООО
00*00000000000
000*0000000000
00000000000*00
о•ооооооооооро
•••00000*00000
о*о*ооо*ооооо»
оо**оооо*о*ооо
ооооооооо**ооо
0000000*000**О
000*0000000*0»
оо***ооо«ооо*»
оооо**ооооооо»
0*00*0*0000000
ооооо***ооооо*
оооооо***ооооо
000*000*0*0000
•ооооооо***ооо
•оооооооо**ооо
•**о*ооооо***о
о*о*оооо*оо*о*
оо***ооооооо**
ооо***ооооооо»
Рис. 1.
1
i
h
.Hi
1
I
105
60
55
50
45
40
С
Рис. 1.106
> "' "^
\ ^
\\ ^xv55^
\ \ ^\\
\p\Fe
Zn
Аи
Ni
Sn
Al
Mn
Be
Cr
/OS
Si
0,05 0,10
Примеси, %(пв массе)
J Рис. 1.107. Влияние примесей иа удельную
г; электропроводность меди
г. Коррозионная стойкость. Высокая в
химических средах, но чувствительна к га-
газовой коррозии, так как не образуется за-
защитного слоя, который может воспрепят-
воспрепятствовать окалинообразованию.
Медь — сера. Диаграмма состояния
[14] — рис. 1.108 и 1.109. Образуется фа-
т;с
1200
1000
800
600
400,
200
WB3°C
—~ -
-0,77
I
ij_
Z\i+fi
s,
-Cu2S "
-Cu2S
CU*-«-CU2S
1105C
106ГС
105°C
Рис. 1.108
0
. Ш 7 Z'! J
S,% (помассе)
I
III.
1W5°C
\
\ Cu2S
I
/067'C
Рис. 1.109
48

за Cu2S, имеющая ограниченную раствори-
растворимость в жидкой меди [91]. В присутствии
0,77 % S температура плавления меди по-
понижается до 1067 Сс.
Сера уменьшает стойкость меди против
окисления.
Медь — кислород. Диаграмма состояния
[14] — рис. 1.110. Образуется фаза Си2О,
t L
1200
WOO
800
600
600
200
О
Си
Рис. 1.110
Si
-П 10
/S,+Sz
-~~1,5 .5>*Cu2C
Cu+Cu20
- Си*
CuO -
1200°С
W65°C
375°C
1 2 3 4
0,% (по массе)
имеющая в- жидкой меди ограниченную рас-
растворимость. При эвтектической концентра-
концентрации 0,39% О2 (~3,5%Си2О) температу-
температура плавления меди понижается до 1065 °С.
Си2О обнаруживается в плохо раскислен-
раскисленной Си.
При увеличении содержания кислорода
(Си2О) в меди растут: чувствительность к
хладноломкости (особенно при >0,54 %
Cu2O, t. e. 0,06 % О2, так как частицы
Си2О расположены по границам зерен, что
определяет хрупкость, а также окалинооб-
разование (>300°С).
Уменьшаются: удлинение, сужение и ре-
результаты испытаний на изгиб и кручение—
число гибов и число скручиваний (важно
при получении проволоки).
Медь— водород. При увеличении содер-
содержания водорода в меди растут: охрупчи-
вание — возникает водородная болезнь
(взаимодействие Cu2O+2H->2Cu+H2O ве-
ведет к образованию пузырей); при деформа-
деформации происходит межкристаллитное разру-
разрушение; можно избежать при хорошем рас-
раскислении.
Медь — аммиак (NH3). При увеличении
содержания NH3 в атмосфере образуется
защитный слой • (комплексные соли
[CuSO4-Cu(OHJ], [CuCl2.3Cu(OHJ]);
этот слой улучшает коррозионную стой-
стойкость.
Медь— окись углорода (СО). Медь ве-
ведет себя так же, как и при отжиге в водо-
водородной атмосфере; образуется СО2.
Сплавы медь — цинк (латуни).- Обыч-
Обычная латунь — это сплав с >55 % Си,
остальное Zn, специальные латуни содер-
содержат и другие легирующие элементы, бла-
благодаря чему повышается ряд свойств
(см. 2.0).
Диаграмма состояния [91]—рис. 1.111.
Упрощенная форма диаграммы состояния—
рис. 1.112.
500 -
300
Си 20 40 60-
Zx\,% (по массе)
Рис. 1.111
г
с
=
=
С
с
щ
il
?
О 10 20 30 40 50 60 70 60 90 100
1х\,%(памассе)
Рис. 1.112
Медь растворяет в твердом состоянии1.
32,5 % Zn при перитектической температу-
температуре (902 °С). Растворимость достигает 39%
Zn при 430 СС. Далее в равновесном со-
состоянии растворимость уменьшается.
По диаграмме состояния возможны сле-
следующие фазы (при комнатной температуре)
[13] — табл. 13.
ТАБЛИЦА 13
Фаза
а
У
е
Кристалли-
Кристаллическая струк-
структура
Г-ц.к.
О-ц.к.
Кубическая*
Гексагональ-
Гексагональная
То же
Zn, %
0—39
46—50
59—67
78—86
До
100
* 52 атома на элементарную
Примечание
Твердые рас-
растворы замеще-
замещения, богатые
Си; неупоря-
неупорядоченное рас-
распределение
CuZn
Cu5ZnB
CuZn3
Твердые рас-
растворы замеще-
замещения, богатые
Zn (следы Си)
ячейку.
4—140
4ft'

В технике применяются в основном а- и
(а+Р)-латуни.
Свойства технических сплавов Си—Zn
растут:
— прочность — при увеличении содержа-
содержания цинка в твердом растворе; такое же
влияние оказывает, кроме того, увеличение
добавки железа до 1 %, а также измель-
измельчение зерна после регламентированной ре-
рекристаллизации; в антимагнитной латуни
допустимое содержание Fe не должно пре-
превышать 0,03 %; то же относится к добав-
добавкам Ni и А1, вводимым для повышения
прочности:
— коррозионная стойкость — при увели-
увеличении содержания Zn: р-латунь более
стойкая, чем а-латунь; добавки Al, Mn, Sn
дают дополнительное увеличение коррози-
коррозионной стойкости;
— коэффициент термического расшире-
расширения— при увеличении содержания Zn;
— обрабатываемость резанием — особен-
особенно при содержании до 0,1 % РЬ в а-твер-
дом растворе; в р-латуни можно допустить
более высокое содержание РЬ; автоматная
латунь— («+Р)-фаза;
— антифрикционность — в • присутствии
Sn, Si, Mn;
— ликвационная неоднородность (ликва-
(ликвация в кристаллах находится в зависимости
от применяемых технических скоростей ох-
охлаждения, выравнивается путем диффузи-
диффузионного отжига);
— горячеломкость — при содержании РЬ
в твердом растворе >0,1 %;
— устойчивость против коррозии в мор-
морской воде — особенно при увеличении со-
содержания олова.
Понижаются:
— коррозионная стойкость — в присутст-
присутствии железа; кроме того, при сильном умень-
уменьшении содержания цинка; коррозия начи-
начинается в а-твердом растворе, растворенная
медь выпадает на корродирующей поверх-
поверхности в виде губки; процесс особенно опа-
опасен при точечной коррозии; ограничива-
ограничиваются добавками мышьяка или фосфора;
— коррозия под напряжением — в амми-
аммиачной атмосфере, особенно в наклепанном
состоянии, когда имеются остаточные на-
напряжения;
— плотность — с увеличением содержа-
содержания цинка;
— удельная электропроводность — с уве-
увеличением содержания цинка.
Сплавы Си—Zn обычно нестареющие. Ис-
Исключение: специальные латуни, содержа-
содержащие железо.
Сплавы медь — олово (бронзы). Диаграм-
Диаграмма состояния — рис. 1.113. Так как ско-
скорость диффузии Sn в Си при низких темпе-
температурах весьма мала, при реальных режи-
режимах термической обработки устанавливает-
устанавливается неполное равновесие. Техническая рас-
растворимость олова в а-твердом растворе
14—16% до <520°С. Эвтектоидный рас-
распад 6-фазы (Cu3iSn8) при 350 "С происхо-
происходит очень медленно. Поэтому 6-фаза ока-
оказывается стабильной при комнатной темпе-
температуре. Вообще же по диаграмме состоя-
состояния при комнатной температуре существу-
существуют четыре фазы:
1) а-твердый раствор; г. ц. к.;
2) е-фаза; орторомбическая, ;
3) т]'-фаза, сверхструктурная Cu6Sn5;
Концентрация, % (по массе)
10 70 30W 50 60 70 80 00
0 JO 20 30 40 50 60 70 80 90 100
Си Sn, % (aw.) Sn
Рис. 1.113
4) олово, тетрагональная (искаженная).
Изотермические реакции [13]:
S+a^ULfr A)
B)
C)
D)
E)
F)
G)
(8)
(9)
а + т;
520° С , „
¦у ^=fc« + 6;
, 415° С
350° С
б < > а + е — протекает при использу-
используемых на практике скоростях охлаждения;A0)
Б^Я t,+Sn; (И)
186° С , . „.
•П< >У]'. A2)
Деформируемые сплавы содержат обыч-
обычно до 9 % (по массе) Sn; гомогенный
а-твердый раствор. Литейные сплавы —
большей частью высоколегированные, гете-
гетерогенные, (а+6)-структура (см. 2.0).
Свойства технических сплавов Си—Sn
растут:
50

— прочность — при добавках =$: 15 % Sn
(далее прочность падает из-за появления
6-фазы);
— твердость — при появлении а+р-эв-
тектоида и включений после раскисления
фосфором;
— склонность к горячеломкости — при
раскислении фосфором из-за избытка Си3Р
и продукта раскисления Р2О5; эвтектика
Си3Р при 8,25 % Р и 707 °С;
— ликвационная неоднородность — осо-
особенно в литейных сплавах, поэтому их го-
горячая деформация затруднена; отсюда по-
получение проволоки методом «непрерывной
разливки» (метод «уникаст»);
— изнашиваемость ¦— при образовании
O из-за окисления в процессе разливки.
Понижаются:
— удлинение — при >5 % Sn;
— коррозионная стойкость — при частич-
частичной замене олова цинком; вообще же спла-
сплавы Си—Sn нмеют высокую коррозионную
стойкость.
Другие бронзы
A. Р—Sn-бронзы. Добавка 0,1—1 % Р
улучшает эксплуатационные и технологи-
технологические свойства.
Б. РЬ- и Sn—Pb-бронзы (подшипнико-
(подшипниковые). Свинец находится в структурно сво-
свободной форме.
B. Многокомпонентные Sn-бронзы. Обыч-
Обычно сплавы Си—Zn—Sn, чаще всего не со-
содержащие Р. Сплав для вкладышей под-
подшипников скольжения.
Г. Al-бронзы. Диаграмма состояния
[14] — рис. 1.114. Вместо 6-фазы в лите-
литературе часто дают обозначение У"Фаза-
т;с
1100
300
700
500
300
——¦
ОС
•
'*\\Ю39Х ,
\ X i
\а\ 1
565°с\
Wf
1
_JL
\J/Mt
11.8
Си
5 ГО
,% (по массе)
15
возникает мартенситная структура, рфаза»
ведет себя подобно аустениту в углероди-
углеродистых сталях. Сплавы Си—А1 с 9—12 % AL
могут в принципе закаливаться и подвер-
подвергаться термическому улучшению.
Свойства перечисленных сплавов растут:
— механические свойства — при легиро-
легировании Fe, Ni, Mn, Si, Sn;
¦—коррозионная стойкость—-при добавке
А1;
— антифрикционные свойства (важно для.
подшипников).
Понижается пластичность — из-за образо-
образования А12О3 при нарушении технологии
литья.
Деформируемость в горячем состоянии:
хорошая для всех сплавов Си—А1. Деформи-
Деформируемость в холодном состоянии: в гомоген-
гомогенных а-сплавах лучше, чем в "гетерогенных.
Д. Мп-бронзы. Содержат ~25 °/о Мп.
Высокая жаропрочность и электрическое
сопротивление. Медь в твердом состоянии
растворяет до 30 % Мп; поэтому структу-
структура этих бронз — гомогенные ct-твердые рас-
растворы.
Е. Ве-бронзы. Затвердевают так же, как
и сплавы Си—Sn или Си—А1. При 866 °С.
медь растворяет ~2,7 % Be. Сплавы Си—
Be дисперсионно твердеющие. Применяют-
Применяются, например для упругих элементов и спе-
специальных подшипников, от которых требу-
требуется высокая износостойкость.
Литейные сплавы медь — олово — цинк.
Содержат по 5 % Zn и Sn, а кроме того,
3—6 % РЬ. Хорошо обрабатываются реза-
резанием. В структуре имеются включения РЬ
в а-твердом растворе и эвтектоид а+ 6;
отличаются повышенной твердостью.
Сплавы медь — никель. Диаграмма со-
состояния [14] — рис. 1.115. Си и Ni обра-
Т,°С
%00
1200
1000
1083°С
5
L
и—*
K5Z°C
Рис. 1.114
Си го ьо во во
Ni ,7с (по массе)
Рис. 1.115
100
Al-бронзы содержат до 15 % А1. Медь рас-
растворяет при 1035 °С ~7,4% А1. Раствори-
Растворимость в ct-растворе (г. ц. к.) растет с уве-
увеличением температуры. При 965 °С макси-
максимальная растворимость ~9,4 % А1. Малая
склонность к ликвации, так как кривые
ликвидуса и солидуса расходятся незначи-
незначительно.
Р-твердый раствор претерпевает при мед-
медленном охлаждении (<1сС/мин) эвтекто-
идный распад при 565 "С. Возникают хруп-
хрупкие ct+б- (или v)-3BTeKToHflbi; на практике
этому можно воспрепятствовать с помо-
помощью быстрого охлаждения или при добав-
добавке до 4 % Fe. При быстром охлаждении
зуют непрерывный ряд гомогенных твер-
твердых растворов.
Свойства технических сплавов Си—Ni
растут: прочность — при добавке Ni; твер-
твердость; коррозионная стойкость; сваривае-
свариваемость; дендритная ликвация.
Понижается: электропроводность (при до-
добавке Ni, сплавы с высоким электросопро-
электросопротивлением).
Деформируемость в горячем и холодном
состояниях хорошая.
Сплавы медь — никель — цинк (нейзиль-
(нейзильбер). Свойства растут: деформируемость;
коррозионная стойкость, обрабатываемость
резанием (добавка ~2,5 % РЬ).
4*

Сплавы медь— серебро. Медь и серебро
образуют эвтектическую систему B8,1 % Си
при 779 СС). Растворимость при эвтектиче-
эвтектической температуре составляет ~ 8 % и па-
падает до 0 % при комнатной температуре.
Применяются в электротехнической про-
промышленности.
Цинк
а. Структура — гексагональная решетка.
б. Проводимость — составляет 27 %
проводимости серебра A6,9 м-Ом~'-мм~г).
в. Деформируемость, рекристаллизация.
Последняя начинается при комнатной тем-
температуре, поэтому при холодной деформа-
деформации не происходит заметного упрочнения.
Цинк имеет низкую прочность при повы-
повышенных температурах. Хрупкость при
<0сС. При комнатной температуре имеет
ограниченную пластичность, так как де-
деформация происходит только по базисной
плоскости @001). Чистейший цинк куется
и прокатывается в интервале 150—200 СС,
технический цинк хорошо деформируется
при 100—150 °С.
г. Коррозионная стойкость. Слой циика
на поверхности металлов является защит-
защитным в условиях коррозии. Его наносят на
другие металлы и сплавы электролитиче-
электролитическим способом, а также методом горячего
цинкования.
д. Литейные свойства. Плохие, большая
усадка и склонность к образованию усадоч-
усадочных раковин; поэтому применяют сплавы с
А1, Mg, Си.
Сплавы цинк — железо. При цинковании
стали возможны три фазы: g-фаза F—
6,2 %Fe); б'-фаза G— 14%Fe); у-Фаза
B1—28 % Fe). g- и у-фазы почти не обра-
образуются, б'-фаза образуется часто.
Сплавы цинк — алюминий (деформируе-
(деформируемые и литейные). Диаграмма состояния —
см. рис. 1.116. Эвтектика при 5 % А1 и тем-
т;с
600
500
400
а-
300
200
100
Zn 20 . 40 60 SO /00
А1,% (папассе)
Рис. 1.116
пературе 382 "С. ct-твердый раствор на ос-
основе цинка растворяет с повышением тем-
температуры больше А1. р-твердый раствор
(г. ц. к.) при 275 "С B2% А1) претерпевает
эвтектоидный распад на гексагональный
ct-твердый раствор и г. ц. к. Р'-твердый рас-
раствор. Эвтектоидное превращение сопровож-
сопровождается изменением размеров, а также из-
изменением электропроводности и твердости.
Свойства технических сплавов Zn—А1
растут:
L
оч-fi -
0,6
oji
S
--'
¦r—1
Зы,й'
22 fii-fi1
1 '
Pj
V
275°C
- o(*
P'-
J3'
,—-
— —
*>*
401
що\
\
— прочность — при увеличении содержа-
содержания алюминия; при 4 % А1 временное со-
сопротивление возрастает до ЗООМПа, без
А1 — всего 100 МПа; деформируемые Zn—
А1 сплавы, как правило, имеют более вы
сокую прочность, чем литейные;
— удлинение — от 5 до 30 % при добав-
добавке алюминия",
— ударная вязкость — от 500 до
4000 кДж/м2 при добавке алюминия;
— литейные свойства (жидкотекучесть);
— температура рекристаллизации;
— дендритная ликвация — при >5 % А1,
особенно в области S+P;
— стойкость против коррозии под напря-
напряжением;
— устойчивость против старения.
Сплавы цинк — ме^ь. Диаграмма состоя-
состояния [14] — рис. 1.117. До 1,7% Си фор-
600
500
U00
300
200
H0
1
\
\0,2
2,6^
-e
-12,5\
¦ I) e
II
С
Zn
Рис. 1.117
5 10
См,%(по массе)
15
мируется первичная г]-фаза. При дальней-
дальнейшем охлаждении, а также при затвердева-
затвердевании более богатых медью сплавов образу-
образуется е-фаза. С уменьшением температуры
цинк растворяет меньше меди, е-фаза обра-
образуется при затвердевании сплавов, содер-
содержащих от 1,7 до 12% Си. При 424 °С —
частичное перитектическое превращение
B,6 % Си) е-твердого раствора в т). Обра-
Образование е- и rj-фаз связано с изменением
объема.
При увеличении содержания меди рас-
растут: механические свойства (у сплавов
Zn—Си они все же ниже, чем у сплавов
Zn—А1); температура рекристаллизации;
усталостная прочность; обрабатываемость
резанием.
Сплавы цинк — магний. Диаграмма со-
состояния [14] — рис. 1.118. Цинк образуете
Mg2Znn (гексагональная решетка) эвтекти-
эвтектику при 367 СС и 3% Mg. Mg2Znn возникает
по перитектической реакции при 383 СС из
MgZn2 и остатков расплава. Следует от-
отметить, что магний (<0,1 %) содержится
почтя во всех цинковых сплавах.
Свинец
а. Структура — г. ц. к. решетка.
б. Проводимость. В определенных усло-
условиях — сверхпроводник.
в. Рекристаллизация, деформируемость.
Рекристаллизуется при комнатной темпе-
температуре, из-за- этого склонность к укрупне-
52

яию зерен при небольшом нагреве. Свинец
не упрочняется при деформации: ползучесть
наблюдается уже при самых низких на-
нагрузках. Температура рекристаллизации по-
повышается при добавках Li, Na, Те, Mg, Ca.
ТАБЛИЦА 14
Zn
2 U 6 8
Мд,% (па массе)
Рис. 1.118
г. Коррозионная стойкость. Обусловлена
образованием защитного слоя. Незначи-
Незначительное содержание Bi и Си понижает кор-
коррозионную стойкость. Железные сплавы
можно освинцовывать вгорячую. Хранение
кислот в свинцовых сосудах.
д. Твердость. Свинец — самый мягкий и
самый пластичный металл; становится за-
заметно тверже благодаря малым добавкам
Ag, As, Sb, Ca, Na или Li.
е. Прочность, длительная прочность и
предел ползучести. Повышаются в случае
дисперсного упрочнения. Для этого в свин-
свинцовую матрицу вводят мелкодисперсные
частицы нерастворимых в свинце элемен-
элементов или соединений, что затрудняет движе-
движение дислокаций — возрастает сопротивле-
сопротивление деформации.
Возможности дисперсного упрочнения:
а) добавки в свинцовый расплав, напри-
например Ni, Cu, A1; распыление расплава; про-
производство порошков;, порошок прессуется
в полупродукт;
б) окисел свинца или другого металла
вводят в свинцовый расплав, получение
порошков и далее изготовление изделий
методами порошковой металлургии.
Примеры [46] — табл. 14.
Сплавы свинец—олово. Диаграмма со-
состояния [14]—рис. 1.119. Простая эвтек-
эвтектическая система A83 °С, 61,9 % Sn и
38,1 % РЬ). <х-твердь(й раствор на основе
свинца растворяет при эвтектической тем-
температуре 13 % Sn. С понижением темпера-
температуры растворимость уменьшается. В Р-твер-
дом растворе на основе олова раствори-
растворимость РЬ уменьшается с уменьшением
температуры (от 2,5 % Р при 183°С до
О % при комнатной температуре). ¦ .
Применение •— как мягкий припой. В не-
некоторых случаях добавляют от ~0,5 до
3,5 % Sbr
Сплавы свинец—медь. Диаграмма со-
состояния [14]—рис. 1.120. Двухфазная
область (S!+S2) при 954 °С в интервале
концентраций 36—87 % РЬ: расслоение и
ликвация по удельному весу. Эвтектика с
Присадка,
% (объемн.)
Без присадки
30№
ЗОСи
30W
18Со
12Си+0,07О2
0,7502
Способ производства
Литье
Введение в рас-
расплав, затем —
литье
То же
»
»
Порошковая ме-
металлургия
Порошковая ме-
металлургия, прессо-
прессование при 20ЧС —
Прессование при
200 °С
V
МПа
1,36
3,62
2,85
3,13
3,49
4,43
5,4
4,0
6. %
_
5-15
5-15
5-15
5-15
—
5
12
* % по массе.
РЬ 20 ЬО 60 вО 100
$,п,%(па массе)
Рис. 1.119
т;с
1000
800
600
МО
200
1083°С
-VCu"
J6
63.
Ca*Sz
326°C
Cu+Pb
W°C
S,*SZ
\
Cu 20 1,0 60 80
Pb, % (по массе)
W0
Рис. 1.120
0,06 % Cu на свинцовой стороне имеет тех-
техническое значение.
Сплавы свинец —цинк. Диаграмма со-
состояния [14]—рис. 1.121. В жидком со-
состоянии свинец растворяет цинк (S2), a
цинк растворяет свинец (Si). Раствори-
53

мость обоих металлов увеличивается с
увеличением температуры. При 798 "С су-
существует полная растворимость. Кривая
ABC описывает расслоение двух распла-
расплавов.
т;с
800
600
U00
200
I
щь
318°С
s,*
Zn*
Zm
s
55 798'C
~~ B *"
Sz Bс/гоя)
418°C
^S2f2C/7O/7)
¦ РЬBс/?оя) |
n
0,5
Zn 20 60 60 80 100
РЪ,%(по массе)
Рис. 1.121
Сплавы свинец — кальций. Диаграмма
состояния со стороны свинца [111]—рис.
1.122. Свинец может упрочняться при вве-
350
ЗЦ4"С
300
250
ZOO
1.ЧП
s
- cc+S
ы /
1 1
—7
/
oc*J3
p
Рис. 1.122
Pb 0,04 0,08 ОД
Са,% {по массе)
дении щелочных и щёлочноземельных ме-
металлов (образование. фаз, дисперсионное
твердение).
Важнейший сплав — баббит на свинцо-
свинцовой основе. Применяется сплав для под-
подшипников -( — 0,5% Na; ~0,2 % А1;
~0,7% Са; ~0,10 % Mg, остальное Pb).
Сплав содержит фазу РЬ3Са, которая рас-
распределена в более мягкой основной массе
богатого свинцом о-твердого раствора.
При нагреве до 75 СС образование выделе-
выделений увеличивается. Используется в подшип-
подшипниках подвижного состава.
Сплавы . свинец — сурьма (гартблей).
Диаграмма состояния — простая эвтекти-
эвтектическая система (88,9% Pb, 11,1% Sb,
252 СС) ¦—рис. 1.123. а-твердый раствор
(богатый свинцом) содержит 3,5 % Sb при
эвтектической температуре. Богатый сурь-
сурьмой Р-твердый раствор растворяет ~5 %
Pb при эвтектической температуре. Зависи-
Зависимость растворимости от температуры точно>
неизвестна (штриховая линия на рис. 1.123).
Важнейшие сплавы: 0,5—13 % Sb, ос-
остальное свинец (гартблей) [14].
т;с
600
500
щ
згтс
300
200
100
S+ol
t4L 1 У
s
^^
'
S+fi
i
52 L
630°C
1
.'
O??Z1 L_
Pb 20,
Рис. 1.123
ЬО . 60
Sb,% (па массе)
80 100
Вследствие снижения растворимости в*-
а-твердом растворе с уменьшением темпе-
температуры сплава Pb — Sb дисперсионно твер-
твердеют. Максимальная растворимость 3 % Sb.
В технических сплавах Pb—Sb растут:
прочность, твердость, длительная прочность,,
усталостная прочность, эффект старения (в
последнем случае полезны добавки мышья-
мышьяка).
Понижается критическая скорость ох-
охлаждения (увеличивается эффект старе-
старения, которое происходит уже сразу после
отливки или экструзии).
Сплавы свинец — сурьма—олово; под-
подшипниковые или баббиты; типографский'¦: t
сплав. Диаграмма состояния [14]—рис'
1.124. Тройная эвтектика в системе
РЬ — Sn — Sb имеет состав 12 % РЬ; 4 %
Sn и 84% Sb; температура плавления
239 СС. Сложный ход кристаллизации, обу-
обусловленный наличием эвтектических си-
систем Pb —i Sb и Pb — Sn; кроме того, в си-
системе Sb — Sn имеются инконгруэнтно пла-
плавящееся соединение и перитектика. Поэто-
Поэтому на диаграмме состояния представлены'
только такие структурные элементы, кото-
которые существуют после медленного охлаж-
охлаждения.
ТАБЛИЦА
Обозначение
а-фаза
[5-фаза
6-фаза
РЬ-фаза
Et
Е*
Ь
d
15
Состав
Sn, растворяющее
до 10 % Sb
SbSn с 47 % Sn
Sb, растворяющая
до 10 % Sn
Pb, растворяющий
до 19,5 % Sn
61,9 % Sn;
38,1 % Pb
87 % Pb; 13 % Sn
10 % Sn; 10 % Sb;
80 % Pb
53,5 % Sn; 4 % Sb;
42,5 % Pb
'пл- °c
246-232
425
630-600
327-28№
183
247
242"
184
54

Окончание затвердевания:
мегкду Е2и b
в b
между bud
в d
метду d и Ej
50
Sb
Рис. 1.124
10 20
30 40 50 60 Е/70
Sn,%(по массе)
80 SO
100
Sn
Пояснения к диаграмме состояния —
табл. 15.
Свойства технических сплавов РЬ — Sb—
Sn растут:
— прочность — при легировании свинца
добавками Sb и Sn;
— литейные свойства — при добавке Sn
растет жидкотекучесть;
— дисперсность (мелкозернистость) струк-
структуры— влияние Sn, Sb совместно с Си и
№.
Понижаются:
— ликвация по удельному весу — благо-
благодаря добавкам Sn, Sb и Си; необходимо
быстрое охлаждение, чтобы уменьшить лик-
вационную неоднородность;
— жидкотекучесть — в случае примесей
цинка, так как образуется окисный слой.
Алюминий
а. Структура — г. ц. к. решетка.
б. Проводимость. Составляет —60 %
проводимости меди. Уменьшается при на-
наличии примесей, особенно Fe, Mn, Ti, Сг и
V (рис. 1.125). В состаренном состоянии
0,2 0,4
Содержание, % (по массе)
Рис. 1.125
влияние более слабое, когда примеси вы-
выходят из твердого раствора с образовани-
образованием фаз. Этого, в частности, можно достиг-
достигнуть прн добавках В, когда такие примеси,
как Ti, Сг, V, дают нерастворимые борнды.
в. Деформируемость. Скольжение с об-
образованием фрагментированной структуры;
не наблюдается двойннкования.
г. Коррозионная стойкость. Хорошая, так
как возникает нерастворимая в воде плот-
плотная и прочно сцепляющаяся с основой за-
защитная окисная пленка. Толщина этой
пленки может увеличиваться в результате
анодного окисления.
Алюминий — наиболее широко применяе-
применяемый легкий металл (плотность 2700 кгХ
Хм-3).
Различают деформируемые и литейные
алюминиевые сплавы., В свою очередь они
подразделяются на нестареющие и диспер-
дисперсионно твердеющие.
Сплавы алюминий—кремний. Диаграмма
состояния [14] —рис. 1.126. Простая эв-
эвтектическая система с 11,7% Si E77 СС).
Алюминий растворяет в твердом состоянии
т;с
1W0
1300
1200
1100
1000
300
800
700
600
500
400
660'C
I I-
7
Li', 7
Г-
/
s
/
57
/
/
7°C
i
f
/
S+fi
141
we
I
.4.
I
|
'I
>\
~\
1
|
О 10 20 30 40 50 60 70 60 90 100
S\,%(по массе)
Рис. 1.126
55

незначительные количества кремния, при-
причем растворимость кремния в а-твердом
растворе падает с понижением температуры.
Свойства технических сплавов Al — Si
растут: прочность, когда наряду с Si вво-
вводятся модифицирующие добавки Na; близ-
близкий эффект может, быть достигнут, если
применить высокие скорости охлаждения;
способность к дисперсионному твердению
возможна в бинарных сплавах А1 — Si, ио
особенно при дополнительных добавках Mg;
литейные. свойства; износостойкость; свари-
свариваемость — газовая сварка; жаропроч-
жаропрочность — особенно при дополнительных до-
добавках Ni.
Уменьшения склонности к образованию
фазы AUFe особенно эффективно можно
достичь при добавках Мп; при этом про-
происходит образование благоприятно сфор-
сформированной фазы А1бМп, растворяющей Fe.
Сплавы алюминий — медь. Диаграмма
состояния [14] —рис. 1.127. А1 и А12Си
20 J0 40
Си,%(по массе)
Рис. 1.127
образуют эвтектику при 33 % Си и темпе-
температуре 548 "С. Растворимость А1 уменьша-
уменьшается с повышением температуры. Наряду с
доэвтектическими и эвтектическими сплава-
сплавами применяются заэвтектические сплавы для
поршней.
При увеличении содержания Си увеличи-
увеличиваются прочность A % Си дает повыше-
повышение на 140-^-210 МПа); склонность к дис-
дисперсионному твердению; твердость; дли-
длительная . прочность; измельчается зерно
(прежде всего в сложнолегированных спла-
сплавах).
Сплавы алюминий — магний. Диаграмма
состояния [14]-—рис. 1.128. В технических
сплавах содержится до 10 % Mg. Алюми-
Алюминий образует с AlsMg2 эвтектику при 34,5 %
Mg и температуре 451 °С. Растворимость
Mg в А1 велика A5,35%). она уменьша-
уменьшается с уменьшением температуры. Исполь-
Используются как деформируемые и как литейные
сплавы.
Свойства технических сплавов Al — Mg
растут: твердость — благодаря образова-
образованию твердого раствора (даже в нестарею-
56
щих сплавах); прочность; коррозионная!
стойкость, прежде всего в морской воде и;
в щелочных растворах; склонность к дис-
660°С
600
500
Ш
300
200
100
А1
Рис. 1.128
¦
ОС
/
/
/1
ч
-S+t
15.35
a+fi
•
S
T~
?
Jl
10 a 20 JO
Mg,%" (no массе)
персионному твердению (благодаря при-
присадкам Mg и Si). Понижаются: сваривае-
свариваемость; деформируемость; стойкость против»
коррозии под напряжением —¦ при непра-
неправильной термической обработке формиру-
формируются выделения AlsMg2 по границам зерен
а-твердого раствора; борьба с этим явлени-
явлением — растворение пограничных выделений
фазы и образование структуры с равномер-
равномерным распределением частиц AlsMg2 в а-
твердом растворе.
Сплавы алюминий — олово. Диаграмма-
состояния [14]—рис. 1.129. Гомогенный.»
Т°С
660°С
600
500
W0
300
200
100
О
А1
—1 —
— —
л
л
- 1—
А1+5
229°С
AT+Sn
,
--
5
\
\
-
-о,ь\
1
20 ЬО 60 вО
Sn, % (no массе)
100
Рис. 1.129
расплав не очень устойчив — имеется тен-
тенденция к расслоению Затвердевание прт
229 "С. Остаток расплава: 99,5 % Si и 0,5 %
AI. В твердом состоянии компоненты не
растворяются; формируется гетерогенная
смесь А1 и Sn.
Сплавы, алюминий—марганец. Диаграмма-,
состояния [14]—рис. 1.130. Используемые
в технике сплавы содержат до 1,5 % Мп.
А1 и АЬМп образуют эвтектику при 1,95 %
и температуре 658 °С. А16Мп возникает в-
результате перитектической реакции при
710 СС из А14МП и остатков расплава. Рас-
Растворимость Мп в А1 уменьшается с умень-
уменьшением температуры.

т;с
.800
700
•660°С
600
500
s
/
1г
/ Г,в2
/
S + fi
S + Al6Mn
с
830°С
14Мп
7Г0°С
65в°С
П
с
5 10 15 20
Мп,% (по массе)
Рис. 1.130
С увеличением содержания марганца по-
тышаются прочность; деформационное уп-
упрочнение; коррозионная стойкость; темпе-
температура рекристаллизации; дисперсность
структуры — предотвращается образование
-игловидных кристаллов AUFe.
Сплавы алюминий — железо. Диаграмма
состояния [14]—рис. 1.131. В результате
т;с
1100
,1000
S00
600
700
.660°С
600
.500
•Рис. 1.131
/
/
J
/,.о
S
655 и
1
of+AijFe
1
Al3Fe -
10 20 30-
Fe,% (no массе)
40 1*5
леритектического превращения при-1160°С
¦образуется интерметаллическое соединение
.AUFe из расплава и А^Рег. Эвтектика — из
А1 и AbFe при 1,9 % Fe и температуре
.655°С.
При увеличении содержания Fe повыша-
;ются: удлинение — фаза Al3Fe определяет
•сохранение измельченного зерна после ре-
кристаллизациониого отжига; деформируе-
деформируемость в горячем состоянии (до ~ 1,3 % Fe;
.кроме того, желательно еще присутствие
-М и Си); хрупкость {уже при содержании
>0,5 % Fe в случае образования крупных
жгл фазы AbFe).
Алюминиевые многокомпонентные сплавы.
Ъ результате сложного легирования дости-
тается улучшение комплекса различных
•свойств сплава.
1. Нестареющие сплавы на основе • А1 —
-Mg. Повышаются: твердость сплавов
(твердых растворов типа А1 — Mg); дефор-
деформационное' упрочнение; прочность; коррози-
коррозионная стойкость — благодаря присадкам
Мп, а также Sb; свариваемость; темпера-
температура рекристаллизации — благодаря при-
присадкам Мп, поэтому уменьшается склон-
склонность к огрублению зерна при нагреве; для
горячей деформации допустим высокотем-
высокотемпературный нагрев, особенно в случае при-
присадки TL
В то же время уменьшается низкотемпе-
низкотемпературная прочность.
2. Стареющие сплавы А1—Mg — Si. По-
Повышаются: прочность — при достаточном
количестве Si; склонность к старению — из-
за образования Mg2Si, растворимость ко-
которого уменьшается в а-твердом растворе
при понижении температуры (искусствен-
(искусственное и естественное старение деформируе-
деформируемых сплавов); теплопроводность.
В то же время уменьшаются: вязкость—
благодаря добавкам Si; коррозионная стой-
стойкость— при наличии Си нужно ограничи-
ограничивать ее содержание —0,1 %.
3. Стареющие сплавы А1 — Си —Mg. По-
Повышается склонность к старению. Умень-
Уменьшается коррозионная стойкость в связи с
гетерогенностью структуры (можно умень-
уменьшить склонность к коррозии путем плаки-
плакирования чистым А1).
4.. Стареющие сплавы Al — Zn — Mg. По-
Повышаются: прочность в результате старе-
старения, особенно следует учитывать естест-
естественное старение после сварки; чувствитель-
чувствительность к растрескиванию под напряжением.
Уменьшаются: выделение фаз по границам
зерен — отсюда возможны хрупкость и
склонность к межкристаллитиой коррозии
(уменьшается при добавках стабилизато-
стабилизаторов, таких как Cr, Ti, V и Си); прессуе-
мость — при увеличении содержания Mg.
5. Дисперсноупрочненные материа-
5. Дисперсноупрочненные материалы.
Повышается прочность при добавках
окиси алюминия E—13 %; детали реактив-
реактивных двигателей).
Магний
а. Структура — гексагональная.
6. Деформация. Образование двойников;
критическая температура между хрупким и
вязким разрушением имеет очень резкий,
пороговый характер.
в. Коррозионная стойкость. Восприимчив
к коррозии, поэтому необходима защита
поверхности. Имеет повышенную склои-
иость к окислению (газовая коррозия), что
следует учитывать в технологии получения
полуфабрикатов.
. Сплавы магний — алюминий. Диаграмма
состояния [14]—рис. 1.132. 6-твердый ра-
раствор образует с ^-фаз°й (AUMg3) эвтек-
эвтектику при —32% А1 и температуре 436 °С.
т;с
6Ш
600
500
400
300
200
100
О
Щ 10
Рис. 1.132
S
6
1
\
ч5
s
/
—.
ц
<?+7
5
32-
¦т-
20 30
,%(по массе)
57

Растворимость А1 в Mg уменьшается при
уменьшении температуры. Технические спла-
сплавы содержат до 10 % АЯ- Скорость диф-
диффузии в этих сплавах мала, поэтому про-
происходит сильное отклонение от равновесно-
равновесного состояния. И при содержаниях <12 %
All в ряде сплавов наблюдается еще эвтек-
эвтектика 6+у.
Свойства технических сплавов Mg — А1.
Растут: твердость — из-за твердораствор-
иого упрочнения при низких содержаниях
А1, дополнительно твердость может повы-
повыситься при образовании ^-фазы; охрупчи-
вание (сопровождающее увеличение твер-
твердости) ; прочность — после гомогенизации
литейных сплавов, содержащих 6—11 %
А1; при <6 % А1 не требуется специальной
термической обработки; у деформируемых
сплавов хорошие свойства при содержани-
содержаниях от 9 до 11 % А1; измельчение зериа —
благодаря присадкам А1. Уменьшаются:
удлинение и сужение.
Сплавы магний — кремний. Диаграмма
состояния [14]—рис.1.133. Mg и MgSi
О 20 40 60 80 100
Si,% (помассе)
Рис. 1.133
образуют эвтектику при 1,4 % Si и темпе-
температуре 645 СС„ Mg2Si нерастворим в Mg.
Сплавы содержат до 1,5 % Si.
С увеличением содержания Si растет
жидкотекучесть; уменьшаются вязкость и
пластичность.
Сплавы магний — цинк. Диаграмма со-
состояния [14]—рис. 1.134. В упрощенном
изображении^отмечается существование эв-
эвтектики между Mg-твердым раствором и
MgZn при 53,5 % Zn и температуре 340 СС.
MgZn образуется в результате перитекти-
ческого превращения при 534 "С. Mg раст-
растворяет большие количества Zn в твердом
растворе, причем растворимость уменьша-
уменьшается с уменьшениием температуры. Фаза
MgZn при высоких содержаниях Zn появ-
появляется в виде отдельных кристаллов.
Двойные сплавы Mg — Zn почти не име-
имеют технического значения; более широко
применяются сплавы системы Mg — А1
(блок цилиндров двигателей).
С увеличением содержания Zn растут со-
сопротивление разрушению (до —3% Zn);
измельчение зерна; сплошность к старению.
58
V
of V
/в
1
1
"V
S<
of
J4G°C >
d
«•Mgi
4gZns
A?,,5
5+1
/
IgZn
21
Сплавы магний — марганец. Mg и Мп
образуют иитерметаллическое соединение
MgMn, которое образует с Mg эвтектику.
Мп растворяется в Mg-твердом растворе,
причем растворимость уменьшается с умень-
т;с
600
'500
ш
300
200
100
О
Щ 10 20 JO йО 50 60 70
1п,%(пс массе)
Рис. 1.134
шением температуры. Используемые в тех-
технике сплавы содержат до 2,3 % Мп.
С увеличением содержания Мп растут:
коррозионная стойкость (очевидно, в связи
с образованием Mg—Мп гидрооксидных за-
защитных пленок); свариваемость; способ-
способность к глубокой вытяжке; ударная вяз-
вязкость (для чего рафинируют сплав по Si и
Fe путем добавок Мп; изотермическая вы-
выдержка пересыщенного марганцем распла-
расплава)..
Сплавы магния с другими элементами.
Свойства растут:
1. Zr — деформируемость (при этом так-
также наблюдается и измельчение зерна; не-
нежелательно присутствие А1).
2. Се — жаропрочность и твердость в го-
горячем состоянии.
3. Th — жаропрочность.
4. Th и Ag — длительная прочность (AI
и Мп должны отсутствовать; <4 % Th).
5. Be — огрубление зерна, отсюда —
уменьшается прочность.
Следует отметить повышенную пожаро-
опасность магниевых сплавов, что необхо-
необходимо учитывать при их изготовлении.
Никель
а. Структура — г. ц. к. решетка.
6. Деформируемость — высокая. При хо-
холодной деформации происходит деформа-
деформационное упрочнение.
в. Коррозионная стойкость. Весьма высо-
высокая; дополнительно возрастает в присут-
присутствии хрома (образование защитной плен-
пленки Сг2Оз).
г. Окалиностойкость — высокая.
д. Охрупчивание, так как на границах
зерен образуется окись никеля.
Сплавы никеля. Свойства повышаются:
прочность — при добавках Сг; устойчивость
против окисления при нагреве (газовая
коррозия) — при добавках Сг, Al, Ti (сплав
для ракетных двигателей); склонность к
дисперсионному твердению — при добавках
Al, Ti (сплавы типа нимоник); коррозион-
коррозионная стойкость — при добавках Сг (образо-

ваше защитной пленки); горячеломкость
(красноломкость) — из-за наличия S, кото-
которая образует эвтектику с № при темпера-
температуре 625 "С. В твердом состоянии раство-
растворяется 500 млн-1 S; хрупкость из-за выде-
выделения NiO на границах зерен.
Уменьшаются: коррозионная стойкость—
при добавках Mo, Fe, Си; содержание СЬ
и S — при добавках Mg, Ce, Mn, Ti и Si;
•образование тугоплавких оксидов или
•сульфидов.
Олово
а. Структура. Две модификации: а и р.
Фаза а, — решетка алмаза (кубическая);
•серое олово (склонное к оловянной чуме),
устойчиво ниже 13,2 °С. Фаза Р— тетраго-
тетрагональная решетка; белое олово устойчиво
выше! 3,2 °С.
Для р—кх-перехода требуется переох-
переохлаждение;- поэтому превращение происхо-
происходит практически только при достаточном
понижении температуры (—50 °С для чи-
чистого олова). Добавки Pb, Bi, Sb затруд-
затрудняют это превращение или подавляют его
полностью E % РЬ и 0,5 Sb).
б. Коррозионная стойкость. Слой Sn ис-
используют как защитный в условиях кор-
коррозии. Олово не ядовито, применяется в
пищевой промышленности (белая жесть),
как материал для пайки (белый припой),
¦бронзы.
Благородные металлы (Ag, Au, Pt, Pd,
№ Ir, Ru, Os)
а. Проводимость. Особенно хорошая у
Ag; хорошая воспроизводимость значений
электросопротивления у PL
б. Деформируемость. Хорошая у Аи,
Ag, меньшая у Pt и далее Pd, Rh, Ir, Ru,
Os (в порядке уменьшения).
в. Коррозионная стойкость. У всех ме-
металлов превосходная.
г. Твердость. Высокая у Rh, Ir.
д. Другие свойства.
1. Серебро и его сплавы. Склонность к
старению при наличии Си. Система с огра-
ограниченной растворимостью, эвтектика при
21,8 % Си и температуре 779 °С.
Свойства серебряного припоя: высокие
прочность и деформируемость паяных со-
соединений; хорошие тепло- и электропровод-
электропроводность; для достижения всех этих свойств
припоя требуются добавки Си, Zn n.Cd.
Дисперсное упрочнение серебра — введе-
введение частиц CdO в Ag — обеспечивает вы-
высокую проводимость и прочность (контакт-
(контактные материалы).
Склонность к образованию грубозерни-
грубозернистой структуры — присадки ~0,1 % Ni
уменьшают склонность к росту зерна и поз-
позволяют получить мелкозернистое серебро.
2. Золото и сплавы золота. Технические
¦сплавы трехкомпонентной системы Аи —
Ag — Си приведены на рис. 1.135. Крас-
Красноватые, богатые Си сплавы тверже, чем
желтые, т. е. богатые Аи.
3. Платиновые металлы. Прочные, твер-
твердые, не изменяющие форму (при добав-
добавках В, Р, As, образующих с Pt интерметал-
лические фазы).
Жаропрочные (при добавках Ir, Rh или
Аи к Pt).
Постоянство т. э. д. с.
Титан и титановые сплавы. Повышаются
свойства: прочность (при добавках Al, Sn,
V, Сг, Мо, Со; сплавы применяются в ра-
ракетостроении); длительная прочность (ле-
(легирование теми же добавками); коррози-
Аи
Ю
Аи Си .
Аи2Сиз
8карат_
C3% hu)
20.
of.
IB карат 80,
G5% Аи)
/4 карат 60,
E8,5% Аи;
20 40 60 80 100
Си, % (помассе) Си
Рис. 1.135
онная стойкость; склонность к охрупчива-
нию (из-за склонности Ti к насыщению О,
N, Н; газы растворяются по способу виед-
реиия; сварку следует проводить при от-
отсутствии воздуха — дуговая сварка воль-
вольфрамовым электродом в атмосфере инерт-
инертного газа, например, аргона).
Уменьшается интеркристаллитная корро-
коррозия (при добавке Ti в легированные аусте-
нитиые стали).
Цирконий и его сплавы. Эти металлы
имеют высокую коррозионную стойкость
(выше, чем у Ti); геттерный эффект (бла-
(благодаря большому сродству к О и N); ох-
рупчивание из-за образования растворов
внедрения с О, Н, N); низкое сечение за-
захвата для нейтронов (используется в ядер-
ядерных реакторах).
1.7.4. Многокомпонентные
системы
Диаграмма состояния для более чем двух
компонентов (рис. 1.136). Перпендикуляр-
Рис. 1.136
но к плоскости концентраций откладывает-
откладывается температура. Диаграмма состояния пред-
представляет собой объемную модель. Фазы в
многокомпонентной системе находятся в
равновесии.
Геометрическое изображение. Три сторо-
59

ны соответствуют трем бинарным систе-
системам; это соответственно: А—В, А—С, В—С.
Точки в углах треугольника — чистые ком-
компоненты А, В, С. Процентные доли яка,
Ь, с.
Концентрации для точки Р определяют с
помощью трех прямых (этот пример спра-
справедлив только для тройной системы): Са+
+ Св+Сс= 100%.
Пространственная диаграмма — рис. 1.137.
Рис. 1.137. Три бинарные системы: Еь —
эвтектическая точка бинарной системы;
Е^ — эвтектическая точка тройной систе-
системы; иа сторонах треугольника — равно-
равновесные бинарные диаграммы чистых ком-
компонентов; S — расплав
ны в перспективе; стрелками показано-
уменьшение температуры.
Сравнение бинарных и тройных систем —
табл. 16.,
ТАБЛИЦА 16
Двухкомпоиентная
система
1. Фазовая об-
1. Фазовая область или поле
(расплав, твердый
раствор)
2. Фазовая об-
2. Фазовая область или поле
(S+A; А+В; Si+
S)
Эвтектическая пря-
прямая
Эвтектическая точ-
точка (S+A+B)
Кривая ликви-
ликвидуса — солидуса
Линия границы
между фазами
Трехкомпонентиая
сие тема
1. Фазовое простран-
пространство (расплав, твер-
твердый раствор)
2. Фазовое простран-
пространство (S+Л; А+В;
6,+S2)
3. Фазовое простран-
пространство (S+A+B; A+
+В+С)
Эвтектическая пло-
плоскость
Эвтектическая кри-
кривая (S-+A+B)
Эвтектическая точка
(S-+A+B+C)
Поверхности ликви-
ликвидуса и солидуса
Межфазная поверх-
поверхность
Изотермические разрезы тройной систе-
системы — разрезы, параллельные плоскости
концентраций. С их помощью можно оп-
определить фазы, находящиеся в равновесии
(концентрация и число), применив правило
рычага. Можно проследить процесс кри-
кристаллизации.
Вертикальные разрезы — концентрацион-
концентрационные сечеиия, параллельные оси температур
в пространственной системе. Можно про-
проследить изменение фазового состояния в за-
зависимости от изменения температуры, а так-
также влияние процессов нагрева или охлаж-
охлаждения.
Пример тройкой системы [63] — рис.
1.138. Поверхности ликвидуса представле-
Рис. 1.138
1.8. ПЕРЕХОДЫ В ТВЕРДОЕ СОСТОЯНИЕ
Твердое состояние характеризуется силь-
сильным обменным взаимодействием между
ионами, атомами (или молекулами). Доля,
потенциальной энергии превышает долю
кинетической. При увеличении температу-
температуры доля кинетической энергии увеличива-
увеличивается; именно за счет вклада кинетической
энергии увеличивается полная энергия при
нагреве твердого тела: Ды—ДЛ.
При фазовых (или структурных) перехо-
переходах в твердом состоянии отмечается малое
изменение объема. С понижением темпера-
температуры наблюдается возрастание объема же-
железа (~3!%); алюминия (—7%).
В то же время уменьшается объем вис-
висмута, иидия (в связи с изменением харак-
характера связи).
Энергия решетки:
а) мера сил межчастичного (межатом-
(межатомного) взаимодействия в кристаллической
решетке;
б) энергия, которую необходимо сооб-
сообщить одному молю вещества, чтобы при
абсолютном нуле частицы, составляющие
решетку кристалла, удалить на бесконечно-
большие расстояния друг от друга."
С увеличением энергии решетки увеличи-
увеличивается энергия, которую необходимо сооб-
сообщить твердому телу при нагреве, чтобы пе-
перевести его в жидкое состояние [рис.
1.139, зависимость H=f(T) для чистого-
кристаллического вещества].
Внесенная извне теплота плавления (пре-
(превращения) затрачивается не на повышение
60

температуры, а на увеличение внутренней
энергии. Это тепло выделяется при затвер-
затвердевании в виде теплоты затвердевания.
Твердое кристал-
кристаллическое .. ,
состояние
Расплав
1
н
IF
i
Рис. 1.139
1 — твердая фаза; 11 — жидкость; /// — газооб-
газообразное состояние; IV — теплота испарения илн
теплота конденсации; V — теплота плавления —
затвердевания или теплота кристаллизации
1.8.1. Переход
жидкость — твердое тело
(кристаллическое состояние)
1.8.1.1. Общие закономерности
Затвердевание, или кристаллизация. Про-
Процесс начинается с образования зародышей
(см. теорию), на которые из жидкой (илн
газообразной) фазы затем «осаждаются»
атомы, ионы или молекулы. Процесс за-
затвердевания, или кристаллизации, можно
подразделить на две части: а) зародыше-
образование и б) рост кристалла'.
Структура расплава вблизи точки за-
затвердевания мало отличается от структуры
твердого тела. В связи с высокой интенсив-
интенсивностью теплового движения происходят
постоянное образование и распад областей
с упорядоченным (как в решетке твердого
кристаллического тела) расположением ча-
частиц. Из-за большего, чем в твердом теле,
расстояния между частицами в жидкости,
которая уже не имеет однородной структу-
структуры, образуется динамически упорядоченное
состояние. На рис. 1.140 — схема процесса
затвердевания сплава с неограниченной ра-
растворимостью на стадии зародышеобразо-
вания. ,
Ход затвердевания на стадии роста за-
зародышей (рис 1.141): зародыши вначале
растут свободно в расплаве и образуют
деидритовидные скелеты кристаллов (см.
рис. 1.141, а, б, в); далее происходит за-
заполнение скелета, относительно свободное
увеличение размеров кристаллов до. их
взаимного соприкосновения и, наконец,
сочленение кристаллов (рис. 1.141, г, д, е).
При затвердевании в большинстве случаев
1 Принципиально зародышеобразование
можно отнести к механизму кристаллиза-
Рис. 1.140
ции, а рост кристалла — к кинетике
цесса кристаллизации. Прим. ред.
про-
в е
Рнс. 1.141. Схема затвердевания
образуются поликристаллы. Только при
соблюдении особых условий затвердевания
можно получить монокристалл твердого.
тела.
Образование зародышей. Различают:
а) гомогенное зародышеобразоваиие;
б) гетерогенное зародышеобразование;
в) зародышеобразование в особых услови-
условиях.
Теория образования зародышей. Зароды-
Зародыши— центры, от которых начинается про-
процесс превращения. Если в результате роста
новых образований (зародышей) меняется
вся структура, то это означает, что произо-
произошло полное" превращение исходного состоя-
состояния в конечное (см. рис. 1.142,а—г).
Если конечная стадия превращения в
данных термодинамических условиях до-
достигается раньше (см. рис. 1.142,6), то в
исходной структуре образуется новая фаза.
1. Гомогенное зародышеобразование. При
температуре плавления находятся в равно-
равновесии твердая и жидкая фаза (свободные
энергии расплава и твердого тела имеют
одинаковое значение при температуре плав-
плавления) .
Способные к росту зародыши возникают,
когда при переохлаждении AT достигают
термодинамически равновесной для твер-
твердого тела температуры Т: АТ=Т8—Т.
61

Рис. 1.142. Схема протекания процессов
превращения и выделения
Температурная зависимость свободной
энергии G=f(T) для жидкого и твердого
кристаллического состояния приведена на
рис. 1.143.
разующих структуру конечной (новой) фа-
фазы, обладающей более низкой энергией.
Возникший зародыш отделен от матрицы
поверхностью раздела; удельная поверх-
поверхностная (или граничная) энергия такая же,
как и у крупных частиц. Зародыши имеют
полиэдрическую форму. Для простоты ее
принимают за сферу радиусом г. Зароды-
шеобразование (или исчезновение зароды-
зародышей) описывается кривой на рис. 1.144.
AG=f(T) в состоянии перехода
жидкость —— тбердая фаза
Рис. 1.143
Зародышеобразование в исходной гомо-
гомогенной жидкой фазе является функцией
ДО. Величину АО можно рассматривать
как сумму: AGv — характеризующего
уменьшение энергии за счет образования
единичного объема новой фазы (объемная
энергия) и &GG — характеризующего уве-
увеличение энергии системы за счет образова-
лия новых граничных поверхностей (поверх-
(поверхностная энергия):
AG =—/Юу~+/№а .
—AGv=D/3)nr3AHB- Выигрыш (умень-
(уменьшение) общей энергии превращения, так
как при переходе в твердое состояние умень-
уменьшается AU.
+AGg=43V*y. Энергия, связанная с об-
образованием новых поверхностей вокруг за-
зародышей, определяет рост AU.
Суммарное влияние этих вкладов, дей-
действующих в противоположных направле-
направлениях, на общее изменение энергии показа-
показано на рис. 1.144.
Нв — отнесенная к единице объема внут-
внутренняя энергия образования твердой фа.зы
(выраженная через теплосодержание); у —
¦поверхностная энергия новых границ (по-
(поверхностей) при образовании фазы.
Зародыш — малая частица данного ма-
материала, которая является стабильной фа-
фазой или подобна ей и образуется вследст-
вследствие теплового движения в исходной фазе
благодаря случайным встречам частиц, об-
Рис. 1.144
Когда AG=f(r) достигает максимума
AG*=/(/¦*), где г' — критический радиус
зародыша, то наступает состояние равно-
равновесия, т. е. зародыш может с равной ве-
вероятностью или исчезнуть, или продолжать
расти.
При /¦>/"* уменьшается ДО и образуется
стабильный, способный к дальнейшему ро-
росту зародыш, при /¦</"* увеличивается AG
и зародыш исчезает (растворяется).
Связь между критическим радиусом за-
зародыша и температурой переохлаждения
ДГ:
г* = 2у/АНв -+АНВ = Hg Т-1 (Та - Т) =
= Hs 771
= АН — ATS;
AS =
= / (Т);
rTs
т. е. при температуре плавления не могут
существовать стабильные зародыши.
2. Гетерогенное зародышеобразование.
Для зародышеобразования зачастую нет
необходимости в значительном переохлаж-
переохлаждении (AT); достаточно неоднородиостей
структуры исходной фазы — дефектов ре-
решетки, чужеродных фаз, готовых поверх-
поверхностей подложек, которые понижают энер-
энергию, необходимую для образования заро-
зародыша. Каталитически действующие по-
поверхности раздела способствуют механиз-
механизму гетерогенного зародышеобразования,
поэтому кристаллизация происходит уже
при незначительном переохлаждении.
Действие чужеродной фазы или лю-
любой другой подложки усиливается в
случае малой поверхностной энергии при
образовании данного зародыша, в случае
малого значения граничной (т. е. тоже по-
поверхностной) энергии между собственно
зародышем и подложкой (когерентное,
эпитаксиальное зарождение).
3. Атермическое зародышеобразование.
Рост зародышей характеризуется движени-
62

ем способных к скольжению границ, напри-
например при мартенситном превращении (спон-
(спонтанное, практически не зависящее от вре-
времени зародышеобразование). Процесс об-
образования зародышей в данном случае
обусловлен связанным, кооперативным
движением целых атомных рядов и плос-
плоскостей, что и определяет ход процесса пре-
превращения, в основе которого лежит заро-
зародышеобразование с помощью сдвига.
4. Величины, влияющие на механизм за-
родышеобразования: свободная энергия;
поверхностная энергия; упругая энергия;
уровень энергии на подложке — катализа-
катализаторе, способствующей зародышеобразова-
нию; диффузионная подвижность участву-
участвующих атомов.
Эти величины связаны непосредственно:
1) с составом матрицы (исходной фазы) и
зародыша (конечной фазы); 2) со структу-
структурой матрицы и зародыша; 3) с различием
в удельных объемах исходной и конечной
фаз; 4) с видом и числом дефектов в ре-
решетке исходной фазы; 5) с наличием ме-
тастабильных фаз (стадийный переход
13)
)
а. Зародышеобразование на граничных
поверхностях (поверхностях раздела).
Происходит при следующих условиях:
AGv=0—-равновесие; ¦—AGv — при пере-
переохлаждении; AGV — функция структуры и
состава участвующих фаз; -у — функция
состава и строения граничной поверхности
между зародышем и матрицей.
Пренебрегая разницей в объемах, разли-
различают три случая (см. 1.5.3) зародышеоб-
разования:
— когерентное — решетки исходной и
новой (конечной) фазы в значительной ме-
мере совпадают, поверхностная энергия иа
граничных поверхностях пренебрежимо
мала;
-г частично когерентное — имеется не-
некоторое различие параметров однотипных
решеток, присутствуют дислокации, умень-
уменьшающие упругие напряжения за счет ак-
аккомодации решеток. Поверхностная энер-
энергия выше, чем в случае 1;
— некогерентное — большое различие
параметров решеток, наличие зерногранич-
вых дислокаций, образование изотропной
поверхности (переходной решетки); высо-
высокая поверхностная энергия границ, умень-
уменьшение упругой энергии.
При AGv=const легче всего реализуется
когерентное зародышеобразование, затем
частично когерентное и труднее всего неко-
некогерентное; промежуточные случаи почти не
встречаются.
При затвердевании расплава реализуется,
как правило, некогерентное зародышеобра-
зародышеобразование; при превращении в твердом со-
состоянии обычно реализуется определенная
степень когерентности; в процессе, роста
частиц в твердом анизотропном окружении
уменьшается когерентность, существовав-
существовавшая на начальных стадиях превращения.
Однако связь ориентировок между матри-
матрицей и новой фазой будет сохраняться по
мере развития превращения.
Граничные случаи могут быть определе-
определены по форме частиц [5] (см. рис. 1.145):
когерентные — относительно правильной
геометрической формы четко ограниченные
частицы новой фазы с плоскими поверхно-
поверхностями; некогерентные — неправильной фор-
формы, с тенденцией к скруглению граничных
поверхностей.
N N \|
Ногерептные
Некогерентные
Рис. 1.145
б. Зародышеобразование на границах^
Границы между однородными или различ-
различными фазами способствуют образованию
зародышей в тем большей степени, чем вы-
выше их энергия.
Энергия границ: зерен — от 500 до
1000 эрг-см-2; двойников — от 50 до-
100 эрг-см~2; малоугловых границ субзе-
субзерен— от близкой к 0 до 100 эрг-см-2.
Влияние границ зерен:
— влияние на зародышеобразование уве-
увеличивается по мере увеличения поверхно-
поверхностной энергии, что в конечном счете ведет
к образованию некогерентного зародыша;,
— когерентные границы (с низкой энер-
энергией) могут в ряде случаев оказывать и.
сдерживающее влияние на образование за-
зародышей;
— в случае, если граница (приграничный
объем) имеет измененный состав, наблю-
наблюдается весьма активное влияние таких
границ зерен на увеличение интенсивности
процесса зародышеобразования (частично
когерентные образования) (см. 1.10.3).
в. Зародышеобразование при наличии
дислокаций. Происходит путем сдвига (см.
1.11), обычно связано с наличием дефектов
упаковки расщепленных дислокаций. Де-
Дефекты упаковки являются подготовленным
местом для образования зародышей новой
фазы.
Поле напряжений вокруг дислокации мо-
может несколько снижать энергетический
барьер при зародышеобразовании. Возник-
Возникновение- атмосфер атомов примесей вокруг
дислокаций также благоприятствует обра-
образованию выделений.
г. Зародышеобразование при наличии ва-
вакансий. В случае превращений и выделе-
выделений, контролируемых диффузией, всегда
облегчается.
д. Зародышеобразование в условиях пре-
прерывистых выделений. Образование преры-
прерывистых выделений обусловлено автоката-
автокаталитическим характером процесса формиро-
формирования зародышей, которое происходит при
следующих условиях: скорость зародыше-
зародышеобразования велика только на границах
зерен; скорость зародышеобразования ве-
велика на дислокациях; фронт реакции —
граница зерна или области с высокой
плотностью дислокаций или с высокой
плотностью вакансий. Это определяет уско-
ускоренное движение фронта зародышеобразо-

ваиия; уменьшается вероятность гомогенно-
гомогенного зародышеобразования или однородного
образования зародышей (за счет вакансий)
в матрице.
е. Влияние метастабильных фаз на заро-
дышеобразование. Метастабильная фаза
большей частью образуется на начальной
стадии процесса выделений частиц. Она
имеет низкую поверхностную энергию на
границе с исходной фазой, когерентное или
частично когерентное сопряжение гранич-
граничных поверхностей.
Стабильная фаза образуется при пере-
переходе метастабильной фазы в стабильную —
превращение одной фазы в другую в твер-
твердом соединении; стабильная фаза возникает
в результате нового зародышеобразова-
зародышеобразования — растворение (исчезновение) мета-
метастабильной фазы.
5. Общие замечания [5,13]. На рис. 1.146
показано изменение свободной энергии в
процессе зародышеобразования в зависи-
\ \ \\\
Рис. 1.146
мости от г при различных механизмах об-
образования зародышей (на этом рисунке:
л — гомогенное зародышеобразование при
когерентном сопряжении фазы и матрицы;
,б — гетерогенное на дефектах упаковки;
,в — гетерогенное на дислокациях; г — гете-
гетерогенное на скоплениях вакансий; д — го-
гомогенное при некогерентном сопряжении).
Число центров KbZ (иначе число обра-
образующихся зародышей или частота зароды-
зародышеобразования). KbZ — число зародышей
фазы (п), которое образуется в расплаве
(в матрице) (см-з-мин-1) в единицу вре-
времени [t) в единице объема. KeZ—dn/dt.
Рис. 1.147
'-V-
иом
I11-KBZ
Z при гомогеи-
зародышеобразовании;
~ при гетерогенном
зародышеобразованин
С увеличением AT возрастает Kb
Скорость роста (ук) — прирост длины
кристалла в определенном направлении в
единицу времени: vK-dvldt.
Зависимость vk от Д7* представлена на
рис. 1.147.
Введение затравки в распЛавы — про-
процесс внесения чужеродных зародышей для
получения мелкого зерна.
Монокристалл. Получается из расплавов,
в которых существует только один зародыш.
1.8.1.2. Формы кристаллов
Равновесная форма. Кристалл в его окон-
окончательной форме всегда представляет со-
собой полиэдр, ограниченный плоскостями с
наименьшей упругой' энергией (с наимень-
наименьшей аккомодационной деформацией при
встрече с другими кристаллами или с мат-
матрицей). Граничные поверхности обладают
наиболее плотной упаковкой, а кристалл
при данном объеме обладает минимальной
поверхностной энергией.
Формы роста. В реальных условиях ско-
скорость перемещения (наращивания) атом-
атомных рядов, которая определяет рост крис-
кристалла, будет пропорциональна удельной по-
поверхностной энергии. Из-за наличия раз-
различных препятствий (помех) прежде, всего
будут образовываться такие кристаллы, для
формирования которых нужна минималь-
минимальная поверхностная энергия.
Искаженные формы роста — усы (см.
1.8.3) и дендриты. Совершенство деидрит-
ных структур затвердевания зависит от
размеров и формы образующегося кристал-
кристалла, его строения и условий образования.
Характерные особенности процесса за-
затвердевания, определяющие образование
дендритов: а) дендрит возникает только в
переохлажденном расплаве; б) направле-
направление роста кристаллографически строго
ориентировано; в) дендриты закономерно
разветвляются через равные расстояния
вдоль главной оси. С увеличением степени
упорядочения в расплаве (в матрице) раз-
ретвление уменьшается; в малых остаточ-
остаточных объемах расплава образуется четкий
дендритный скелет.
Возможные виды кристаллизации — см.
1.8.1.4.
Технические сплавы железа почти всегда
имеют дендритный характер затвердевания.
1.8.1.3. Ликвация в литой
структуре
Ликвация относится к категории явле-
явлений расслоения, приводящих к колебаниям
состава, возникающим в результате затвер-
затвердевания в макро- или микрообластях; лик-
ликвация ирямо связана с негомогенностью
стоуктуры.
Классификация:
1. Ликвация в пределах кристалла (зер-
(зерна), или дендритная ликвация (в микро-
микрообъемах) .
2. Ликвация в слитке, или зональная лик-
ликвация (в макрообъемах), которая подраз-
подразделяется на;
64

а) ликвацию, связанную с направлением
теплового потока (с направленным тепло-
отводом); может быть обычной (нормаль-
(нормальной) и обратной;
б) ликвацию, связанную с действием си-
силового поля; может быть гравитационный
(по весу) и возникающей при центрифуги-
центрифугировании.
Для зональной ¦макроликвации возможна
еще следующая классификация:
1. Общая, которая может быть положи-
положительной ликвацией в слитке или отливке
(прямой) и отрицательной (обратной).
2. Местная (кайма по кромке затверде-
затвердевания; V-образная ликвация; ликвациоиные
шнуры; обратная V-образная ликвация, или
теневые полосы; пятнистая ликвация; ликва-
ликвация, связанная с газовыми пузырями).
Зависимость V t — закон квадратного
корня. Затвердевание технических сплавов
железа (затвердевание от наружной по-
поверхности внутрь) в слитке описывается
законом квадратного корня при упрощен-
упрощенных граничных условиях затвердевания:
d = /(? I^t, где d — толщина затвердеваю-
затвердевающего слоя; t — время; Ке — постоянная за-
затвердевания.
I. Предпосылки для выполнения этого
закона (по Шварцу) [96]:
1а) поверхность соприкосновения —
плоскость;
16) на границе соприкосновения расплав
— твердое тело нет скачка температуры;
2а) протяженность массы жидкой стали
в направлении +Х бесконечна;
26) протяженность стенки формы в на-
направлении —X также бесконечна;
2в) протяженность по остальным направ-
направлениям для жидкой стали и для стенки
формы не рассматривается;
За) внутри массы жидкой стали в мо-
момент времени t=0 температура равна 7V,
36) внутри стенок формы в момент вре-
времени <=0 температура (Tw) везде одина-
одинаковая;
Зв) внутри массы жидкой стали или
между жидкой сталью и стенкой формы ие
выделяется скрытая теплота за счет каких-
либо реакций, кроме теплоты затверде-
затвердевания;
4) не происходит нарушений температур-
температурных полей за счет конвекционных потоков;
5) термические константы веществ не за-
зависят от температуры (т. е. рассматрива-
рассматриваются как бы изотермические условия); учи-
учитывается только их различие для жидкой
и затвердевшей части слитка и для стенок
формы.
II. Ограничения:
а) начало затвердевания не следует пол-
полностью приведенному выше уравнению;
6) применяемые на практике формы мо-
могут иметь такие значения поперечного се-
сечения, что это также может привести к
отклонениям от изложенных выше требо-
требований.
III. Применение закона для определения
общего времени затвердевания не имеет
ограничений.
Дендритная ликвация (первичная) или
микроликвация (ликвация в пределах крис-
кристаллита, зерна). Следствие того, что в лю-
любой момент затвердевания устанавливает-
устанавливается только частичное равновесие (рис.
1.148) [6]. При технических скоростях за-
Рис. 1.148
твердевания не хватает времени для диф-
диффузионного выравнивания концентраций.
Изменение концентраций характеризует
линия АС. Кристаллы, выпадающие первы-
первыми, имеют какую-то концентрацию С\. При
уменьшении температуры все кристаллы
должны были бы сохранять неизменный и
одинаковый при данной температуре со-
состав, что описывалось бы линией АВ. Из-за
недостаточного выравнивания концентраций
в связи с нехваткой времени при техни-
технических скоростях охлаждения для полного
диффузионного перераспределения состав
первично выпадающих частиц изменяется
по линии АС. Кристаллы, выпадающие по-
последними, в конце процесса затвердевают,
имеют состав, определяемый не точкой В
для равновесного состава, а точкой Е.
Все промежуточные концентрации лежат
на линии AD. В момент окончания затвер-
затвердевания промежуточная кривая AD долж-
должна пересечь перпендикуляр, определяющий
исходный состав распада с\. При этом тем-
температура Т лежит ниже равновесной. За-
Затвердевший образец имеет также не со-
состав В, а переменный (от С до Е) состав.
Первично затвердевшие частицы бедны, на-
например углеродом (точка С), затвердева-
затвердевающие позднее — богаче (точка Е).
Такое модельное описание справедливо
для условий, когда существует только
один кристалл. В технике имеют место бо-
более сложные ситуации (см. макроликва-
макроликвация).
Ликвация усиливается при:
а) увеличении скорости охлаждения
(особенно дендритная ликвация);
б) уменьшении скорости диффузии.
Ликвация уменьшается (в редких случа-
случаях дендритная устраняется) в результате
гомогенизационного или диффузионного
отжига. Количественная оценка ликвации в
кристалле осуществляется с помощью ко-
коэффициента ЛИКВаЦИИ (/(ликв). Сщах И Cmln
обозначают максимальную и минимальную
концентрации химического элемента соот-
соответственно в данном объеме, размеры кото-
которого имеют порядок одного отрезка денд-
дендрита. Тогда коэффициент ликвации ^Гликв=
= ^'max/t'iniib
На рис. 1.149 [5] приведена номограмма
5—140
65

750
800
850
900
1000
1100
1200
1300
-
'. ю7-
10е-
' 10s-
¦ к
' fo2-
- 10-
-
.гог
~ 1и М
- '" 1Яи
- Ifttt"™
Ликвация
марганца '_
Z
-
:
:
таблица п
0,01
O.OIS
о,ого
одзо
OfiW
Сталь
750
BOO
V 850
Ш soo
%юоо
1200
1300
750
800
850
S00
1000
1100
1200 ¦
1300 -
107-
10е
10s-
№*-
103
10* \
10
бп
-.Зм
'¦to "я1
5 /'
h 10"
10s]
10*
103
UFA
у- 3"
:'»2
'-№,
/-- 1'
Ликвация
фосфора
Ликвация
углерода '_
0,01 §
0.020 §
0,030'%,
0,01H. ^
0.060 У
Длительность
отжига
Директриса
Ликвация, отнесенная
к исходному составу
Рис. 1.149
для определения параметров гомогениза-
циоиного отжига для уменьшения (устра-
(устранения) дендритной ликвации в кристалле.
Коэффициенты ликвации некоторых эле-
элементов приведены в табл. 17.
На величину ликвации (/(ликв) в крис-
кристалле влияет сочетание количеств леги-
легирующих добавок: /СЛикв= 1,6-5-2,8 при 1,5,%
Сг и 1 % С; /Слию,= 1,3+2,0 при 0,4.% Сг и
0,2% С.
Зональная ликвация, или макроликвация.
Макроликвация имеет место, когда средний
химический состав в какой-либо макроско-
макроскопической области литой структуры (протя-
(протяженностью несколько миллиметров) откло-
отклоняется от среднего состава исходного рас-
расплава. Количественно характеризуется ко-
коэффициентом -макроликвации /(м.лшш (ко-
(коэффициент распределения). /См.ликв=
= (С,—Со)/Со, где Cs — концентрация ле-
легирующих (или примесных) элементов в
ликвационной макрообласти после затвер-
затвердевания (определенной протяженностью по
сечению); Со — концентрация легирующих
(или примесных) элементов в исходном
расплаве.
При С„>Со — ликвация в слитке прямая,
или положительная, при С,<Со — обрат-
обратная, или отрицательная.
Виды макроликвации:
1. Прямая, или положительная, ликвация
слитка. Обогащение низкоплавкими примес-
примесными элементами головной части или сере-
середины стальных слитков (рис. 1.150). При
Мп-Мо@,5%Мо)
Cr-Ni-Mo@,27%Mo;
0,24% Q
Cr-Ni-Mo@,27%Mo;
0,24% С)
Сг-Мо@,67%Мо;
0,13% С)
МоA,14%Мо; 0,35% С)
Сг-Мо-А1@,18%Мо;
0,42% С)
Сг@,5%Сг)
Cr-Ni-Mo@,65%Cr;
0,24% С)
Сг-М-Мо @,65% Сг;
0,24% С)
Cr-Ni-Mo(~l,3%Cr)
Cr-Ni-W(~l,5%Cr;
0,2% С)
Cr-Si(~3,l%Cr;
0,2% С)
Cr(~l%Cr;0,4%Q
Cr-AJ-Mo(~l,5%Cr;
0,4% С)
Cr(~l%C; 1,5% Сг)
Ni(l,48%Ni)
Cr-Ni-MoB,5%Ni;
0,24% С)
Cr-Ni-MoB,5%Ni;
0,24% С)
Cr-Ni-Mo(~3,l%Ni)
Cr-Ni-Mo D% Ni; 0,2% Q
Cr-Ni-Mo(~l,8%Ni;
0,4% C)
1 КГ
100т
50 кг
2,6т
2,9т
2,9т
1 кг
100 т
50 кг
5,6т
2,9т
2,6т
3,6т
2,9т
2,5т
1 кг
100 т
50 кг
5,6т
2,9т
**
Мо
.Мо
Мо
Мо
Мо
Мо
О
Сг
Сг
Сг
Сг
Сг
Сг
Сг
Сг
Ni
Ni
Ni
Ni
Ni
Ni
6,8
7
2,3
2,0
6,05
8,65
4,0
2,0
1,6
1,45-1,62
1,45
1,36
1,90
1,88
2-15
1,0
1.3
1,3
1,3-1,46
1,15
1,14-1.34
* CM~ наибольшая концентрация в остающемся
перед концом затвердевания объеме; Ст —наимень-
—наименьшая концентрация по оси дендрита. •¦ Не приведено.
Поперечное сечение
Рис. 1.150
спокойном затвердевании (без внешних
воздействий, перемешивания и т. д.) /См.лш»
растет с увеличением содержания углерода,
а также массы и высоты слитка (см.
табл. 17). Ликвация в слитке спокойной
стали — рис. 1.151.
В слитках, выплавленных в вакууме, по-
положительная ликвация также наблюдается
в верхних слоях слитка.
66

Рис. 1.151. Слиток спокойной /
стали и процентное отклонение
от плавочиого состава (по Обер-
гофферу [6J) 7
Зона с Р ' S
1
S
4
5
6
7
—14
—11
—6
+1
—14
—6
--7
+11
--16
--28
--36
—27
+9
--23
--32
--46
--S5
--68
S- ¦
В слитке кипящей стали вся центральная
часть — область скопления пузырей — яв-
является областью ликвации. Степень ликва-
ликвации в кипящей стали выше, чем в спокой-
спокойной (см. рис. 1.152, 1.153).
Рис. 1.152. Слиток кипящей ста-
стали и процентное отклонение от
плавочиого состава (по Обер-
гофферу [6])
Зона С Р S
1
2
3
4
S
6
7
—45
+50
+70
--130
+205
+315
+375
--600
Поперечное сечение
Рис. 1.153
Затвердевание происходит от периферии
ж центру. Обогащенный металлический рас-
расплав разъединяется от фронта кристалли-
кристаллизации; различия в диффузионной подвиж-
подвижности приводят к различиям в концентра-
щии, благодаря чему содержание углерода
в центре слитка увеличивается.
2. Отрицательная, или обратная, ликва-
щия в слитке — уменьшение концентрации
легирующего элемента в придонном кону-
конусе (см. рис. 1.152) или уменьшение кон-
концентрации от периферии слитка к центру.
3. Ликвация по весу — разделение смесей
двух фаз (жидкость — жидкость или жид-
жидкость— твердое тело) в вертикальном на-
направлении под действием силы тяжести
(или радиально под действием центробеж-
центробежкой силы), когда имеется различие в плот-
5*
ностях компонентов. Встречается в систе-
системах типа Си—Pb; Pb—Zn (и других) с
резким различием в удельном весе компо-
компонентов: в системах с различающейся плот-
плотностью первичных кристаллов и остатков
расплава (Pb—Sb, баббиты, заэвтектоид-
ные сплавы Fe—С).
Способы устранения: быстрая отливка;
добавка определенных легирующих элемен-
элементов (например, в сплавах Pb—Sb^5 % Си).
4. Кайма по кромке затвердевания пред-
представляет собой местную отрицательную
ликвацию.
5. V-образная ликвация — имеет место в
центральной зоне верхней части крупных
слитков, а также при непрерывной разлив-
разливке; подавляется при использовании особых
способов плавки.
6. Ликвациониые шнуры — формы прояв-
проявления V-образной ликвации в условиях не-
непрерывной разливки; меняющаяся последо-
последовательность положительной и отрицатель-
отрицательной ликвации.
7. Теневые полосы, или обратная V-об-
V-образная ликвация, — жгутовидная местная
ликвация; зоны, имеющие круглое попереч-
поперечное сечение диаметром порядка сантимет-
сантиметров и длиной несколько метров.
8. Пятнистая ликвация — «вырожденные»
теневые полосы или области со скоплени-
скоплением включений.
9. Ликвация, связанная с газовыми пу-
пузырями. Газовые пузыри попадают в сли-
слиток (отливку) во время процесса затверде-
затвердевания; является местной положительной
ликвацией.
Причины макроликвации
1. Приток остатков расплава к поверх-
поверхности раздела фаз. Уменьшение объема
(усадка) при затвердевании.
2. Потоки жидкости (расплава) в слит-
слитке, причиной которых являются градиенты,
температур и концентраций.
3. Влияние силы тяжести в случае фаз;
с различной плотностью.
Способы предотвращения макроликвации.
Технологические приемы, позволяющие уп-
управлять процессом затвердевания, в част-
частности реализующие «прерывистое затверде-
затвердевание?. В этих случаях обратная макролик-
макроликвация является функцией размера слитка,
его формы, концентрации примесных и ле-
легирующих элементов и протекания собст-
собственно процесса затвердевания. Другая воз-
возможность — переплавка.
1.8.1.4. Трехзонная литая
структура
Начальная стадия затвердевания — за-
родышеобразование, в результате которо-
которого происходит переход в твердое состоя-
состояние.
Две возможности получения либо мел-
мелко-, либо крупнокристаллитной литой
структуры изображены на рис. 1.154 и
1.155. KbZ и Vk не являются константами,
они меняются как функция от АТ—Т,—Т.
Трехзонная литая структура (рис. 1.156).
На этом рисунке: / — мелкокристалличе-
мелкокристаллическая периферийная зона. KbZ имеет макси-
67

Рис. 1.154. Образова-
Образование мелкого зериа
Рис. 1.155. Образова-
Образование крупного зерна
Рис. 1.156
мальное значение; // — зона столбчатой
кристаллизации, или транскристаллитная
зона. В точке плавления ДГ=0; /CBZ=O;
VK=0; III — зона крупнокристаллическая.
Переохлаждение до уровня, когда KbZ име-
имеет умеренное значение.
Характер образующейся литой структуры
зависит от состава сплава; чистоты исход-
исходных металлов; условий выплавки, разлив-
разливки (литья) и охлаждения; температуры
разливки (литья); характера и вида формы
[песчаная, металлическая, а также её раз-
размеров, толщины стенок, поперечного сече-
сечения, температуры (рис. 1.157, 1.158)].
Рис. 1.158
Ранее применявшаяся форма слитков
приведена на рис. 1.157 [14] (/ — мелко-
мелкокристаллическая периферийная зона; // —
зона транскристаллизации; /// -— крупно-
крупнокристаллическая зона).
Ныне применяемая форма слитков на
рис. 1.158 [96] (На — колонновидные столб-
столбчатые кристаллы; 116 — дендритные 'столб-
'столбчатые кристаллы).
Описание зон:
I. Мелкокристаллическая или мелко ден-
дендритная периферийная зона (по кромке).
Возникает из-за быстрого охлаждения рас-
расплава у стенок формы. Мелкозернис-
Мелкозернистость — функция KbZ.
II. Зона транскристаллизации, или зо-
зона направленных колонновидных столбча-
столбчатых кристаллов, заканчивающаяся направ-
направленными дендритными столбчатыми крис-
кристаллами и, наконец, разветвленными столб-
столбчатыми кристаллами с уменьшающейся
преимущественностью направления (кон-
(контактно-дендритная зона).
III. Крупнокристаллическая зона, или
зона глобулярных дендритов. Формирова-
Формирование этой зоны происходит благодаря тому,
что включения и примеси в технических
металлах обогащают центральную часть
слитка (отливки). Это определяет повы-
повышенные значения KbZ и нерегулируемую
кристаллизацию в условиях незначительно-
незначительного теплоотвода.
Текстура в литых металлах. Направлен-
Направленное расположение кристаллов в зоне
транскристаллизации. Большие оси столб-
столбчатых кристаллов совпадают с направлени-
направлением [100] в металлах с г. ц. к. решеткой или
с направлением [0001] в металлах с гекса-
гексагональной решеткой.
Перегрев или «передержка» расплава.
Длительная выдержка при температуре
~>TS или сильное превышение Тв ведет к
разрушению зародышей.
1.8.2. Переход
в стеклообразное состояние
Кристаллизация не происходит, когда не
достигаются даже минимальные значения
KbZ и vk из-за очень быстрого охлажде-
охлаждения. В случае металлов образуются тон-
тонкие аморфные слои. У силикатных и высо-
высокополимерных веществ существует состоя-
состояние переохлажденного расплава. Материал
имеет свойства твердого тела, но с аморф-
аморфной структурой.
Расстеклование. Происходит, когда стек-
стеклообразное вещество преднамеренно пере-
переводят в кристаллическое состояние (на-
(например, при умеренном нагреве).
1.8.3. Переход газовая
фаза — твердая
(кристаллическая) фаза
Зародышеобразование. Существует гомо-
гомогенное и гетерогенное зародышеобразова-
зародышеобразование. Кристаллизация происходит тогда,
68

когда имеется пересыщенный и/или пере-
переохлажденный пар. Возникают деидриты.
Усы. Кристаллы в виде нитей, которые
могут получаться из пара, раствора и твер-
твердой фазы. Высокая прочность в направле-
направлении длинной оси нитевидного кристалла
обусловлена тем, что в кристалле имеется
лишь одна винтовая дислокация роста
(рис. 1.159).
s
9
ТО
11
\ /-?
V
о
//
7
—
10
6
т
ш
¦¦¦II -
-\
у
У
/
/
л
;
E)
(в)
G)
Рис. 1.159. Рост нитевидного кристалла,
содержащего одну винтовую дислокацию
роста [13]
Порядок размеров усов: длина 10 мм,
толщина 10 мкм. Они представляют инте-
интерес из-за их исключительно высокой проч-
прочности, являясь практически бездислокаци-
бездислокационными.
Эпитаксия. Закономерное сращивание-
различных кристаллов или закономерное
наращивание нового1 кристалла на подлож-
подложку, имеющую изоморфное (или псевдоморф-
ное) строение с растущим кристаллом.
Эпитаксия имеет место тогда, когда плос-
плоскость подложки захватывает, например, из
пара (газовой фазы) кристаллизующиеся
на ней атомы при сохранении соответству-
ющегося структурного упорядочения-.
Растущий кристалл («гость») ориентиру-
ориентируется по отношению к решетке подложки
таким образом, что в обеих кристалличе-
кристаллических решетках межатомное расстояние оди-
одинаково или очень близко. Решетка расту-
растущей пленки («гостевого» кристалла) при
этом может иметь упругие искажения, так
как на самом деле решетки подложки и
растущего кристалла могут быть и не столь
близки. Работа зародышеобразования по-
понижается из-за стимулирующего влияния
подложки, что способствует образованию
эпитаксиальных фаз. Имеет значение для
получения пленок (например, полупровод-
полупроводникового производства).
Хемоэпитаксия. Имеет место, когда меж-
между подложкой и внешней средой появляет-
появляется пленка выросшего продукта реакции
(например, при коррозии).
1.9. ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ
В ТВЕРДОМ СОСТОЯНИИ
Процессы превращения в твердом состоя-
состоянии имеют большое теоретическое и при-
прикладное значение, так как благодаря изме-
изменению структуры в результате этих превра-
превращений можно существенным образом
влиять на свойства материала.
Механизм превращений (на атомном
уровне) определяется перестройкой реше-
решеток фаз в результате изменения местополо-
местоположений атомов (например, в результате
сдвига или диффузии).
Различают [28]: непрерывное превраще-
превращение (рис. 1.160 и 1.162) и дискретное (пре-
(прерывистое) превращение (рис. 1.161 и
1.163).
Ход
концентрации:
Структура:
оис.1.160
Pucliet
Расстояние
Рис.1Ж
Рис. 1.160. Непрерывное превращение. Структура
Рис. 1.161. Дискретное превращение. Структура
Рис. 1.162. Непрерывное превращение. Изменение
концентрации
Ход
концентрации--
If
I
Рис. 1.163. Дискретное
превращение. Изменение
концентрации
Расстояние
Кроме того, известно еще деление иа
[5,13]:
1) превращения 1-го рода (имеется скры-
скрытая теплота превращения; дискретное из-
изменение энтропии; например, превращения
с изменением структуры и/или концентра-
концентрации);
2) превращения 2-го рода (удельная теп-
теплоемкость во время превращения проходит
через максимум; непрерывное изменение
энтропии; например, магнитное превраще-
превращение).
Еще одна возможная классификация
[5,13]:
69

а) гомогенное превращение; встречается
при небольших изменениях энергии в боль-
больших объемах; отсутствует зародышеобразо-
вание; например химические реакции;
б) гетерогенное превращение; небольшие
изменения энергии системы, приводящие к
сильному изменению свойств; фазовый пере-
переход начинается в определенном месте ре-
ТАБЛ И ЦА 18
шетки — зародыше. Контролируется меха-
механизмом образования зародыша и кинетикой
роста этого зародыша новой фазы.
Классификация превращений, основанная
на характере процесса роста [5] —см.
табл. 18. Превращения в сплавах, исполь-
используемых в технике [28], — табл. 19.
Фазы выделения. Образование фаз выде-
Гетерогенное
превращение
±
Гомогенное превращение,
спинодальное расслоение,
процессы упорядочения
Атермнческий рост
(границы, способные
к скольжению)
Термически
активированный
рост
, Рост, управляемый
теплопереносом,
плавление, затвердевание
Когерентные
поверхности
границ
±
Полу когерентные
поверхности
границ
I Ближний перенос I Дальний перенос —
1
Когерент-
Когерентный
мартенсит
¦ 1
Механическое
образование
двойников
1
1 Мартенсит
<
Малоугловые
границы
зерен
1
Полиморфные
превращения,
рост из газовой
фазы, массив-
массивные превраще-
превращения
1
Рекристал-
Рекристаллизация,
рост зерен
1
Процессы
упорядо-
упорядочения и
распада
Непрерывные
превращения
JL
Управляемый
граничными
поверхностями
Рост кристалла
из паровой фазы
Выделение,
растворение
Управляемый
диффузией
1 Прерывистые
1 превращения
|
1
Эвтектоидные
реакции
1
Прерывистые
выделения
Выделение,
растворение
ТАБЛИЦА 19
Тип превращения
Превращения, контролируемые
диффузией; гомргеиные превра-
превращения
Непрерывные превращения:
в общем случае
когерентное
бейнитное
Дискретные превращения:
ячеистое
перлитное
Бездиффузионные превраще-
превращения:
мартенситное
магнитное
Характерные особенности
Термически активируемые; образование сверхструктуры
без образования зародышей и роста
Диффузия — по нормали к границе фазы
Кристаллографически произвольно. Некогерентное, ча-
частично когерентное образование зон, расслоение, форми-
формирование сверхструктурных фаз, частично когерентное,
мартенситная кристаллография
Диффузия — поперек фазовой границы
Дискретное превращение се-метастабильной фазы в (а+
+Р)-стабильную смесь
Дискретное превращение и-метастабильной фазы в (?-}-
+Y) -стабильную смесь
Атермические
Происходит в результате закалки или деформации
Сопровождается возникновением искажений
70

ления происходит в результате превраще-
превращения с изменением концентраций и струк-
структуры. Образуется фаза р из твердого рас-
раствора а или происходит эвтектоидный рас-
распад а-твердого раствора на две новые
фазы рис Оба процесса контролируются
диффузией. Выделения в стали (металлах)
представляют собой вторичные фазы, ко-
которые образуются при переходе за преде-
пределы растворимости и не являются модифи-
модификацией железа (модификацией матрицы).
В процессе формирования фаз выделения
реализуются оба типа превращений: непре-
непрерывный и дискретный.
Образование фаз выделения происходит
при:
1) медленном охлаждении в системе с
ограниченной растворимостью в твердом
состоянии, когда переходят за границу рас-
растворимости атомов В в а-твердом рас-
растворе;
2) быстром охлаждении (закалке) пере-
пересыщенного твердого раствора (атомов ти-
типа В растворено в а-твердом растворе боль-
больше, чем это соответствует равновесию при
данной температуре) с последующим ста-
старением (отпуск) после закалки.
. Различают: непрерывные выделения (рис
1.164) и дискретные выделения (рис.
1.165).
Рис. 1.164. Непрерывные выделения v-фазы в ста-
стали XlOCrNiTiW 36.15 G мм=1 мкм) [5]
Рис. 1.165. Дискретное выделение в
сплаве Си — 3 % Ti [13J
В первом случае — относительно медлен-
медленный рост отдельных 0-кристаллов благода-
благодаря диффузии В-атомов в решетке. Струк-
Структура матрицы сохраняется, но концентра-
концентрация изменяется непрерывно. Различие в
свободных энергиях (AG) между двумя
фазами велико. Пересыщение метастабиль-
ного твердого раствора незначительно.
Во втором случае — новые фазы воз-
возникают из матричной фазы, когда образо-
образование зародышей в твердом растворе про-
происходит не индивидуально, т. е. движение
фронта роста идет быстрее, чем при инди-
индивидуальном образовании зародышей. Пре-
Прерывистые выделения из пересыщенного
твердого раствора происходят только, если
скорость образования зародышей при не-
непрерывном превращении мала.
Изменение свойств:
а) зависит от вида, величины числа, фор-
формы распределения частиц фаз выделения;
б) возможно увеличение прочности при
выделении, например специальных карби-
карбидов и/или нитридов;
в) возможно ухудшение свойств (напри-
(например, обеднение хромом из-за выделения
карбидов по границам зерен в нержавею-
нержавеющих сталях, что приведет к межкрнстал-
литной коррозии);
г) увеличение твердости при формирова-
формировании фаз выделений (дисперсионное тверде-
твердение).
Предпосылкой для образования фаз вы-
выделений является состояние пересыщения
твердого раствора.
Управление процессом выделения фаз
можно осуществлять, изменяя количество
и распределение дефектов решетки в твер-
твердом растворе (вакансии, дислокации, мало*
и болыпеугловые границы), а также изме-
изменяя состояние пересыщения и дефектности
матрицы (температура и скорость охлаж-
охлаждения при закалке). ;
Дисперсионно твердеющие сплавы — см.
табл. 20.
Термодинамические основы. Движущей
силой при фазовом превращении в твер-
твердом состоянии является разница свободны^
энергий фаз (AGv)-
^Дополнительный вклад вносит энергия
упругих искажений AGe, возникающих
вследствие различий в удельных объемах
матрицы и фазы с иной кристаллической
структурой. Если изменение свободной
энергии системы AG ранее записывалось,
как: AG=—AGv+AGg, где AGv — разни-
разница в свободных энергиях фаз; AGG— при-
прирост поверхностной энергии в системе, то с
учетом разницы в удельных объемах фаз.
свободная энергия является суммой: AG=
AGAGAG
Величины AGg и AGe зависят от струк-
структуры сплава, содержащего фазы выде-
выделения.
Скорость зародышеобразования является
функцией AT; проходит через максимум»
Температура
увтвеснагв превращения
Спорость —
зародышеобразования
Рис. 1.166
78

—
2
3

—
—
0,3

0,75
0,4

—
15,5

—
—

—
—
—
—
0,05
0,03
0,03
0,02

—
4 Си;
0,3Nb
—
—
¦
5
6
7
7
17
15
0
2,5
1,2
1,2
—
—
Полуаустенитные Fe—Сг—Ni
—
—
—
—
—
—
—
—
0,05
0,05
—
—
—
—
7
8
9
12
20
20
20
20
20

1
-
3
2
Аустенитные

—
2
2
2
2

—
0,2
Fe—Сг—
0,4
0,06
0,06
0,1
•Ni

0,1 Zr;
0,08В
JUZr
20
18

—
5
0,2
1,5
0,4
V
8
—
__
—
__
—
0,02
0,02
0,4 Nb
—
Мартенситные Fe—Ni
10
11
Полуаустенитные Fe—Ni
12 I 25 I — | — j0,2j 1,5*1 — | —| —I —|o,O2J —I 0,4Nb
Мартенситные сплавы Fe—Сг
13 — 14,5 5 — — 13,5 0,15 — 0,5V
Си
Соединения Ti
Х-фазы и фазы Лавеса
(требует уточнения)
Упорядоченное состоя-
состояние в решетке о. ц. к.
(Ni3Al)
P-NiAl; NisAl
MsQ; Cr2N
Ni3C; 0-фаза;
TiB2; TiC; M23C6
Ni3Ti; а-фаза;
TiC; M23C6; A1N
Ni3Ti
Ni3Ti; NijMo; Fe2(Ni, Co)
Ni3Ti; фазы Лавеса
Фаза Лавеса Fe2Mo;
Х-фаза
С ростом AT необходимая для реализации
процесса зародышеобразования энергия
уменьшается; однако следует учитывать
кинетический фактор: медленно протекаю-
протекающая диффузия затрудняет зародышеобра-
зование (рис. 1.166).
1.9.1. Превращение
с изменением
кристаллической структуры
Образование мартенсита в железе. Поли-
Полиморфное превращение в чистом железе
нельзя подавить. Образование мартенсита
происходит благодаря бездиффузионному
переходу (сдвиговая перестройка Y-решет-
ки в а-решетку; в связи с пересыщением
последней углеродом мартенситная а-ре-
шетка становится тетрагональной).
Образование мартенсита в кобальте. При
450 °С происходит превращение г. ц. к. ре-
решетки в гексагональную. Обе фазы состоят
из атомных слоев одинакового строения,
которые по-разному уложены в исходной и
конечной фазах. Удельные объемы прибли-
приблизительно равны.
1.9.2. Превращение
с изменением концентрации
Фазы с изменением концентрации и
структуры образуются в пересыщенных
твердых растворах; возникают расслоения,
метастабильные фазы и т. п.
Зоны. Зоны соответствуют состояниям с
ближним порядком и имеют определенное
значение для упрочнения металлических
веществ в результате старения. Использу-
Используются главным образом для улучшения
свойств сплавов цветных металлов. Зоны
Гинье—Престона в сплавах А1— Си — рис.
1.167.
Зоны Гинье—Престона I. При комнатной
температуре образуются пластинчатые зо-
зоны, обогащенные атомами Си. Незначи-
72

тельные искажения решетки, возникающие
только из-за различия в размерах атомов
Си и А1. Зоны I 'состоят из немногих атом-
атомных слоев.
[ООП
-[010]
Рис. 1.167. Зона Гинье — Престона в спла-
сплаве А1—Си
Зоны Гинье—Престона II образуются при
100—200 °С в результате перестройки
зон I. Большая протяженность и более со-
совершенный порядок в расположении ато-
атомов Си и А1, чем в зонах I. Обозначаются
так же, как 6"-фазы. При температурах
>200°С происходит образование б'-фазы
(метастабильной).
1.9.3. Превращение
с изменением концентрации
и структуры
Такими превращениями называют выде-
выделения фазы р из твердого раствора (а->
-»-а+Р), а также эвтектоидный распад
твердого раствора на две новые фазы (а->
~*"P+Y)- Различают непрерывный и дис-
дискретный характер превращения (эвтектоид-
ное превращение всегда дискретное).
Образование перлита. Образование пер-
перлита (рис. 1.168)—пример эвтектоидного
Аустенит:
7-твердый раствор
Феррит:
а-твердый раствор
•
Цементит
( Fe3C)
Перлит
сдвиговой)-»-а-твердый раствор растворя-
растворяет незначительное количество углерода-»-
->-углерод выходит из решетки-юбразова-
ние цементита.
Расстояние между пластинами в струк-
структуре перлита зависит от диффузионной
подвижности углерода в Y-таердом раство-
растворе.
С уменьшением температуры диффузион-
диффузионная подвижность и расстояние между пла
стинами уменьшается.
1.9.4. Упорядочение
Статистическое распределение атомов в
решетке твердого раствора есть функция тем-
температуры. Переход от статистического к,
упорядоченному распределению связан с
изменениями свойств (например, электро-
электропроводности, модуля Е, магнитной воспри-
восприимчивости, постоянной Холла и т. д.).
Результатом упорядочения является
стремление к поддержанию состояния элек-
электронов постоянно на среднем энергетичес-
энергетическом уровне.
Состояние упорядочения (см. 1.2). Раз-
Различают: А. Ближний порядок — статисти-
статистическое распределение атомов при умень-
уменьшении температуры сменяется местным
обогащением одинаковыми атомами или
порядком, в котором атомы одного ком-
компонента закономерно окружены атома-
атомами другого компонента в пределах первой
координационной сферы. Процесс реа-
реализуется в субмикроскопических областях.
Образование зон относят к ближнему упо-
упорядочению или к однофазному расслоению.
Б. Дальний порядок — во всей решетке
(в пределах многих координационных сфер)
устанавливается упорядоченное распределе-
распределение атомов обоих компонентов. Сила взаи-
взаимодействия между разнородными атомами
больше, чем между одинаковыми атомамл
(например, образование сверхструктурных
фаз).
Степень упорядочения s. Характеризует '
состояние упорядочения в решетке. Вели-
Аустенит
@,8 % С)
Направление
роста.
Рис. 1.168. Схема структурообразования перлита
распада: местное обогащение углеродом-»-
-мэбразование зародышей' цементита-»-
-¦-обеднение углеродом окружающей мат-
рицы-»-образование феррита (процесс
чина р — доля всех позиций типа А в ре-
решетке, которые заняты атомами А, г —
число всех позиций в полностью упорядб-
ченном твердом растворе.

Нужно различать:
а) стехиометрическое отношение коли-
количеств атомов=1 : 1, при котором s=2p—1.
В упорядоченном состоянии: р=1, s=l.
В разупорядоченном состоянии р=7г; s=0;
б) стехиометрическое отношение коли-
количеств атомов=^1:1, при котором s=(P—
)l(
Упорядочение относят к превращениям
как 1-го, так и 2-го рода (см. 1.9).
Превращение 1-го рода: при образовании
упорядочения по типу (СизАи) в ходе пре-
превращения скачком меняется внутренняя
энергия; таким образом — дискретное из-
изменение s при критической температуре.
Превращение 2-го рода: при образова-
образовании сверхструктур по типу CsCl не выделя-
выделяется скрытая теплота превращения.
1.9.5. Превращения
в молекулярных структурах
Ближнее упорядочение. При повышенных
температурах возможно превращение мак-
макромолекул в кристаллитах при изменении
координационного числа.
Дальнее упорядочение. Связано со сдви-
сдвигом макромолекул или с переплавлением
кристаллитов и дальнейшей новой кристал-
кристаллизацией.
1.9.6. Превращения в сталях
при нагреве и охлаждении
1.9.6.1. Диаграмма время —
температура превращений (ВТП)
переохлажденного аустенита
В противоположность диаграмме состоя-
состояния, характеризующей условия равновесия
при бесконечно медленном охлаждении,
диаграмма время — температура превраще-
превращений отражает ход превращений при реаль-
«ом изменении температур. Поэтому:
1. Диаграмма ВТП составляет основу для
разработки технологических процессов тер-
термической обработки.
2. Из диаграммы ВТП можно получить
сведения об образовании той или иной
¦структуры в зависимости от условий ох-
охлаждения (скорости охлаждения), интер-
интервала начала и^конца превращения.
3. Каждая диаграмма ВТП справедлива
только для стали определенного состава;
поэтому невозможно безусловное примене-
применение данной диаграммы для других сталей.
4. На положение линий превращений на
.диаграмме оказывают влияние следующие
важнейшие факторы:
а) линии начала превращения сдвигают-
сдвигаются в область большего времени (вправо)
при увеличении размера зерна, увеличении
температуры аустенитизации, удлинении
времени выдержки при температуре аусте-
читизации;
б) линии начала превращения смещаются
© сторону меньшего времени (влево) при
наличии включений, которые являются
центрами, облегчающими зародышеобразо-
вание (в частности, оставшиеся нераство-
реннымик арбиды, особенно в микролеги-
рованых сильными карбидообразующими
элементами сталях);
в> линия Ms сдвигается с увеличением
содержания углерода к низким температу-
температурам;
г) если содержание легирующего эле-
мента_ в стали сильно отличается от того,
для которого построена диаграмма, то из-
изменится положение структурных полей на
диаграмме.
Кроме того, влияют также условия рас-
раскисления; условия плавки и разливки; раз-
различие в составе периферийной и централь-
центральной зоны; условия деформации.
5., Диаграммы ВТП' строят либо в изо-
изотермическом варианте, либо при непрерыв-
непрерывном охлаждении; соответственно различа-
различают диаграмму изотермического превраще-
превращения аустенита и термокинетические диа-
диаграммы превращения аустенита.
Методы построения диаграмм ВТП. Раз-
Различают:
а) прямые методы — металлографический
анализ (особенно приемлем при построении
изотермических диаграмм ВТП);
б) косвенные методы — определение
свойств, которые скачкообразно изменяют-
изменяются при превращении; используются дила-
дилатометрия, измерение магнитных свойств.
Виды диаграмм ВТП (табл. 21).
Влияние легирующих элементов на диа-
диаграмму ВТП. Это влияние сильнее (на-
(нагляднее) выражено в изотермических, чем
в термокииетических диаграммах.
а. Содержание углерода <0,4 %. В угле-
углеродистых (от низко- до среднелегированных)
сталях первым превращением является
ферритообразование в перлитной области.
Легирующие элементы мало влияют на вы-
выделение структурно свободного феррита.
б. Содержание углерода >0,4 %. Доэв-
тектоидное выделение феррита наблюдает-
наблюдается только выше носа перлитной кривой,
отвечающего максимальной скорости пре-
превращения; ниже — только перлит (вернее
квазиперлит, квазиэвтектоид). До 0,6% С
образование перлита (начало и конец)
сдвигается вправо к более длительным вы-
выдержкам.
в. В заэвтектоидиых сталях сначала
происходит выделение F^C, затем перлит-
перлитный распад у-тверррто раствора.. Такой
характер превращения (предварительное
выделение карбида) сохраняется во всей
перлитной области до области промежуточ-
промежуточного .превращения.
г. Углеродистые и никелевые стали. Нет
разделения между двумя областями пре-
честв атомов =?М : 1, при котором s={P~
область промежуточного превращения мож-
можно идентифицировать лишь по структуре.
д. Стали, содержащие карбидообразую-
щие элементы, дающие специальные карби-
карбиды (Сг, Mo, V, W). Образование так на-
называемых реакционно-инертных зон, т.е.
зон повышенной устойчивости аустенита,
между перлитной и промежуточной обла-
областями. Сдвиг перлитной области к более
высоким температурам. Максимум в про-

ТАБЛИЦА 21
Изотермические диаграммы ВТП
Термокинетические диаграммьСВТП
Определение
Описывают ход превращения при постоян-
постоянной температуре
Описывают ход превращения прн непрерыв-
непрерывном охлаждении
Область применения
Для изотермической термообработки; огра-
ограниченно применимы для назначения режи-
режимов других видов термообработки
Обширные возможности применения, преж-
прежде всего для определения критической ско-
скорости охлаждения или любой другой дл»
получения заданного структурного состоя-
состояния
Методы, используемые для построения диаграмм
Дилатометрические измерения; изменение физических свойств (например, намагничи-
намагничивания при превращении ниже и выше точки Кюри); структурные исследования
Начало превращения
За начало превращения принимают время, отвечающее образованию 1 % новой фазы..
В перлитной области (медленное охлаждение) температуры начала и конца полного
превращения еще могут быть установлены. Все другие процессы превращений будут
неполными
Конец превращения
Концом превращения считают момент, когда претерпевает превращение 99'
туры
Точка М,
струк-
Характеризует температуру начала мартеи-
ситного превращения. Не зависит от скоро-
скорости охлаждения, а зависит только от соста-
состава стали (рис. 1.169). Нельзя описать ход
„"о
КГ
Сталь 1
Сталь Z
Рис. 1.169
мартенситного превращения (нет непрерыв-
непрерывного охлаждения), но можно определить
количество мартенсита, образовавшегося
изотермически при различных температурах
и претерпевшего самоотпуск — рис. 1.171.
Рис. 1..171
Самоотпущен —
иый нартенсшп, %
Отсюда: Afe= 1 % мартенсита; Afs
мартенсита; Afso=9O % мартенсита
Описывает ход образования мартенсита при
непрерывном охлаждении. Начало обнару-
обнаруживается по отклонению кривой от прямо-
прямолинейного хода. Ход образования мартен-
мартенсита можно проследить по дилатометриче-
дилатометрической кривой, так как превращение сопро-
сопровождается изменением (объема длины) —
рис. 1.170.
Рис. 1.170-
Время-
Точка М, совпадает с той, которую опре-
определяют по диаграммам, как только превы-
превышается критическая скорость охлаждения,,
однако температуры для Msav.Mia для обо-
обоих типов диаграмм не совпадают, лежат дли
термокинетических диаграмм ниже, так как
являются функцией скорости охлаждения
75.

Продолжение табл. 21
Изотермические диаграммы ВТП
Термокииетические диаграммы ВТП ¦
Порядок изменения температуры для построения диаграмм
Начинают с температуры Лез. Ступенчатое
снижение через каждые 30—50 "С до мар-
тенситного превращения. Строят изотермы
образования различных структур (рис.
1.172)
Рис. 1.172
Врет -
Охлаждают со скоростью от 3 град-мин-'
до 60 град-с-1 (рис. 1.173)
Рис. 1.173
Время -
Построение диаграмм
На диаграммах ВТП время откладывают по оси абсцисс в логарифмическом масшта-
масштабе, температуру — по оси ординат в линейном. Поля областей превращения обознача-
обозначают: F — феррит, К — карбид; Р — перлитные структуры, Zw— бейнитные структуры;
М — мартеиситообразование
Наносят точки, отвечающие продолжитель-
продолжительности протекания превращения на 1 % (на-
(начало) при различных температурах и затем
они соединяются кривой; также строится
кривая и для конца превращения (99 % ис-
исходной фазы претерпело превращение). Вре-
Время, отвечающее нулю, — момент, когда об-
образец помещен в ванну, в которой поддер-
поддерживается температура изотермы. Можно
считывать количество вновь образовавшей-
образовавшейся структуры, значения твердости и время
выдержки по показаниям специальных при-
приборов. Реперными точками диаграммы
ВТП являются температуры равновесия
Aci—Ас3(Аст).
Мартенситное превращение Ms, Ж50, М&,
(рис. 1.174).
т;с
800
700
600
500
too
300
200
100
А,
А,-
'-•¦:¦¦
i si
j
5
:::
7
г
Секунды
Ю2 Ю3 W*
1 2 I* 8. /53060
Минуть/
1 2 U68162li
Часы
Рис. 1.174
/ — начало перлитного превращения; 2 — конец
перлитного превращения; 3 — образование
феррита; 4 — начало промежуточного превра-
превращения; 5 — конец промежуточного превраще-
превращения; 6 — мартенсит
Строят большое число кривых охлаждения
(скорость охлаждения должна соответство-
соответствовать требуемой при реальном превращении)
и переносят их на диаграмму. Характерные
точки (перегибы), отвечающие началу и
концу превращения считываются по кривой
охлаждения.
Время 0-переход через Ас3. Благодаря
этому повышается сравнимость, когда ис-
используют различные температуры аустени-
тизации. Количество той или иной струк-
структуры, которая образовалась в результате
превращения, пропорционально величине
полей F, P, Zw и т. д. на диаграмме; оно
оценивается в °/о, отнесенных к утвердому
раствору, как в фазе, способной к превра-
превращению (см. рис. 1.175).
76

Продолжение табл. 21
Изотермические диаграммы ВТП
Термокинетические диаграммы ВТП
На рис. 1.174 и 1.175 приведены соответст-
соответственно изотермическая и термокииетическая
диаграммы стали 45; температура закалки
«80 °С
ёоо
700
?00
500
400
JO0
200
W0
О
0,1 1 10'
Секунды
А
?
L
#
г=:
1
Ш\
Ш
I
1_
:; ЗВВ ¦
: F"
I5
|\
1
ill'--
ТттГ^ —
[ VF"
J
Ж"
1
IL
'wS
К
1
1
10ь
12 6 8153060
Минуты
1 2 4681624
Часы
Рис. 1.175
1 — образование феррита; 2 — начало перлит-
перлитного превращения; 3 — конец перлитного прев-
превращения; 4 — начало промежуточного превра-
превращения; 5 — конец промежуточного превраще-
превращения; 6 — мартенсит
Связь между изотермическими и термокинетическими
диаграммами ВТП
Следует строить термокинетическую диаграмму (так как экспериментальные трудности
при непрерывном охлаждении меньше), а затем рассчитывать изотермы. Расчеты эти
справедливы только для сильно идеализированных условий
Применение
Графики ВТП являются исходным и важным вспомогательным материалом для на-
назначения режимов термообработки. Для заданных целей, имея набор (атлас) диа-
диаграмм, можно выбрать подходящий материал и подходящую обработку для получения
заданной структуры и свойств
Пример 1
Получение
Изотермический отжиг на перлит (хорошая
обрабатываемость, равномерная твердость у
поковок большого сечения)
феррито-перлитной структуры
(полный отжиг, нормализация, смягчающий
отжиг для получения желаемой твердости)
Пример 2
Превращение в промежуточной области
(избегается образование мартенсита, умень-
уменьшается склонность к короблению и образо-
образованию трещин, увеличивается деформируе-
деформируемость)
Пример 3
Превращение в промежуточной области (не-
(незначительная доля мартенсита, увеличивает-
увеличивается ударная вязкость)
Изотермическая закалка. Разработка спосо-
способов сварки на основе изотермической диаг-
диаграммы ВТП (быстрорежущие стали)
Повышение прочности в результате закалки
(выбор критической скорости охлаждения)
межуточной области сдвигается к более
низким температурам.
е. Положение точки Ма. Представляет
собой главным образом функцию содержа-
содержания углерода, а также содержания легиру-
легирующих элементов; Ms уменьшается под влия-
влиянием многих легирующих элементов.
Влияние температуры аустенитизации на
диаграмму ВТП. Область ферритообразо-
ваиия уменьшается, когда температура ау-
аустенитизации повышается (до 1050°С).
Основные виды диаграммы ВТП
а. Изотермические диаграммы:
Рис. 1.176 — наличие максимума скорости
77

превращения и непрерывный ход кривых
начала и конца превращения без разделе-
разделения перлитной и промежуточной областей
(например, сталь 45).
Рис. 1.177—начинающееся разделение на
две (перлитную и промежуточную) области
превращений (начало — слабее, конец —
отчетливо различим); например, среднеуг-
леродистая сталь с 2 % Мп.
Рис. 1.178 — полное разделение превра-
превращения в перлитной и промежуточной обла-
областях; в температурном районе разделе-
AC,
A 1
Ms
M
F
\
Zw (
^=
4 Puc.1.177
ния — неполное превращение (например,
сталь С~до 0,5;%, Сг~1 %, V~0,l %).
Рис. 1.179 — полное разделение перлит-
перлитной и промежуточной областей превраще-
превращения. В температурном районе разделения
превращения нет (например, сталь ~0,3 %
С; ~1 % Сг; -0,35% Мо; -2% №).
Рис. 1.180 — отсутствует промежуточная
область; сразу после перлитного наступает
AC,
AC,
Ms
A
/1
С
с
"N.
Zw, f"
Puc.1.179
Ас,
Ас.
А
Рис.1.180
Ac3
AC,
Ms
A '
M
С
г
ч
Zw f
\
^ Puc.1.178
мартенситное превращение. При низком
содержании углерода и высоком содержа-
содержании легирующих элементов образование
мартенсита сдвигается к высоким темпера-
температурам (например, сталь с <0,2 % С,
>5% Сг).
б. Термокинетические диаграммы.
Нет характерных видов; некоторые ти-
типичные термокинетические диаграммы ВТП
[6] приведены на рис. 1.181.
\ \
Рис. 1.181. Термокинетнческие диаграммы ВТП:
а — углеродистая сталь; б — низколегированная строительная сталь (Сг, V); в — среднелегирован-
ная улучшаемая сталь (Ni, Ми); г — ледебурнтная хромистая сталь; д — легированная инструмен-
инструментальная сталь; е — полуферрнтиая хромистая сталь; ж — нестабилнзнроваиная аустеинтиая сталь;
з — чугун
78

Диаграмма время — температура раство-
растворения. На рис. 1.182 приведена диаграмма
время — температура растворения для до-
300 -
200
0,1
Рис. 1.182
10 Юг W3 104 105 W6
Время fig), с
эвтектоидной углеродистой стали, являю-
являющаяся частью термокинетической диаграм-
диаграммы. При нагреве от комнатной температу-
температуры некоторые процессы превращения на-
начинаются ниже А\. Кривые нагрева пока-
показывают, что образование гомогенного ау-
стенита происходит при существенном пе-
перенагреве относительно критических точек,
что обусловливает необходимость знания
конкретных диаграмм время — температу-
температура растворения. Эти диаграммы важны
также для назначения режимов отпуска
сталей.
1.9.6.2. Обзор превращений
в сталях при охлаждении
и нагреве [140]
Общая схема — см. рис. 1-.Г83 A->-5 в по-
порядке уменьшения).
1.9.6.3. Описание структур,
которые возникают в результате
превращения переохлажденного
аустенита
Имеются три области превращений: пер-
перлитная; промежуточная (или бейнитиая);
Аустенит
ш
Феррит с зернистым
цементитом
Грубопластинчатый
перлит
Тонкопластинчатый перлит
Очень тонкий перлит
Очень тонкий перлит + мартенсит + остаточный аустенит
.Мартенсит +
остаточный
аустенит
I Метастабильный
Нестабильный
Мартенсит отпуска
Влияние отпуска
Стабильный I
Е-
различные скорости охлаждения
Рнс. 1.183
79

Перлитная область
Промежуточная область
Мартенситная область
Время(!д)——
Рис. 1.184. Рассмотрение процессов структурообразоваиня иа основе диаграммы Fe-~C [6]
Xq —
Углерод
Скорость —
охлаждения
мартенситная (рис. 1.184). Области могут
быть разделены полями (температурными
районами) большой инерционности превра-
превращений. Максимальная скорость превраще-
превращения переохлажденного аустенита в той или
иной из этих трех областей обусловлена
повышенной термодинамической нестабиль-
нестабильностью аустенита, сильным переохлаждени-
переохлаждением относительно температуры равновесия,
достаточной диффузией при уменьшенном
переохлаждении.
Точки Аз, А\ отвечают превращению в
равновесных условиях (при бесконечно
медленном охлаждении). С увеличением
AT обе точки сближаются, т.е. наступает
состояние метастабильности при высоких
скоростях охлаждения. При смещении пре-
превращения к низким температурам при вы-
высоких скоростях охлаждения происходит
образование мартенсита. На термокииети-
ческой диаграмме (см. рис. 1.184) нанесены
Ой — верхняя критическая скорость охлаж-
охлаждения и I/ft — нижняя критическая скорость
охлаждения, при которой в структуре по-
появляются в заметном количестве первые
порции мартенсита.
Перлит (см. 1.9.3)
а. Процесс возникновения кристаллов,
составляющих перлит, контролируется диф-
диффузионным механизмом.
б. Схематическое изображение превраще-
превращения, аустеиита в перлит [14] — см. рис.
1Л85.
в. Образование перлита в доэвтектоид-
ных сталях. Доэвтектоидиое образование
феррита при 7"<Лг3 в случае достаточного
переохлаждения может идти по сдвигово-
сдвиговому механизму с образованием видмаштет-
Fe3C ее
товой структуры. При Т<Агх происходит
эвтектоидиый распад оставшегося иепре-
вращенным аустенита в перлит. В сталях с
содержанием 0,8 % С (эвтектоидные) при
T<.Art происходит только эвтектоидный
распад аустенита в перлит. В сталях с со-
содержанием углерода >0,8;% (заэвтектоид-
иые) вначале происходит предэвтектоидное
образование РезС при 7"<ЛСт, а затем при
7'<Лг1 — эвтектоидный распад непревра-
щенного аустенита в перлит.
г. Межчастичное расстояние S. Расстоя-
Расстояние 5 в перлитной структуре — это f{AT).
Межчастичное расстояние (в мкм) умень-
уменьшается с увеличением AT по эмпирической
зависимости: S—15/Д7" для углеродистой
стали.
д. Межчастичное расстояние в различных
перлитных структурах [5]:
Перлит
S, мкм 0,6—0,7
Твердость НВ . . 180
Сорбит Троостит
0,25 0,1
250 400
Пример сорбито-трооститной структуры-
см. рис. 1.186.
Рнс. 1.186.
Х100
Сорбнто-трооститная структура.
Вырожденный (или аномальный) перлит.
Аномальное структурообразование проис-
происходит в результате превращения при тем-
температурах, близких (чуть ниже) к равно-
равновесным, т. е. при незначительном переох-
переохлаждении. Представляет собой обособлен-
обособленные и достаточно крупные поля феррита
и скопления также обособленных карбидов
(в перлитных участках). В случае смягча-
смягчающего отжига такая структура является
желательной, во всех других случаях — она
нежелательна (участки с пониженной твер-
твердостью, и прочностью). Способствуют обра-
образованию такой структуры Ni, Si, Mo. Пре-
Препятствуют Мп, Cr, Co, A1.
80

Промежуточное превращение
а. Структурообразование. Самодиффузия
железа и диффузия легирующих элементов
с понижением Т (с увеличением AT) умень-
уменьшаются. Возможна только диффузия угле-
углерода, причем на небольшие расстояния. Та-
Таким образом, превращение можно иниции-
инициировать только с помощью этого процесса;
происходит расслоение твердого раствора
(аустенита), при этом частичное обогащение
углеродом определенных объемов стабили-
стабилизирует аустенит и способствует карбидооб-
разованию, а частичное обеднение углеро-
углеродом делает возможным процесс бездиффу-
бездиффузионного превращения в этих объемах с
образованием малоуглеродистого мартен-
мартенсита, немедленно распадающегося при тем-
температуре превращения на бейнит.
б. Схематическое изображение превра-
превращения аустенит-МЗейнит [14] — см. рис.
1.187.
a Fe3C
По морфологии бейнит подразделяется
иа две главные группы:
— игольчатый, возникающий как после
изотермического превращения, так и в ре-
результате непрерывного охлаждения (рис.
1.188.Х800);
Рис. 1.188
— зернистый, возникающий после непре-
непрерывного охлаждения (рис. 1.189x560).
Игольчатая структура промежуточного
превращения:
— нижний бейнит; структура весьма дис-
дисперсная, похожая на мартенсит; схема
[5] —на рис. 1.190;
— верхний бейнит; структура более гру-
грубая с вытянутыми пластинами феррита и
параллельными им тонкими вытянутыми
карбидными прослойками; схема [5] —на
рис. 1.191;
— в доэвтектоидных сталях — феррит
6—140
"Х"' « '¦ <"',
" 'X м
* . ^.« 4\Vr*t
4 T / , 4
\
- лд
Рис. 1.189
Puc.1190
Рис. 1.190. Схематическое изображение нижнего
бейиита (мартеиситоподобиой структуры)
Рис. 1.191. Схематическое изображение структуры
верхнего бейиита (структуры с вытянутыми пла-
пластинами феррита и параллельно им вытянутыми
карбидными частицами)
игольчатый, как в видманштеттовой струк-
структуре (см. рис. 1.84).
Мартенсит
а. Образование. С увеличением скороста
охлаждения метастабильный аустеиит мо-
может быть переохлажден до точки М, (см.
1.9.6.2). В этих условиях при больших пере-
переохлаждениях аустенитная решетка бездиф-
фузионно превращается в тетрагонально^
искаженную о. ц. к. решетку мартенсита.
Атомы углерода занимают определенные
позиции в тетрагональной решетке. Про-
Процесс мартенситного превращения проис-
происходит с большой скоростью и связан е
увеличением объема. В результате возни-
возникают большие внутренние напряжения, ко-
которые противодействуют полному протека-
протеканию процесса превращения (всегда сохра-
сохраняется некоторое количество остаточного
аустенита)..
б. Структура. Различают:
— массивный, реечный (пакетный) мар-
мартенсит; возникает в сталях со средним со-
содержанием углерода и легирующих элемен-
элементов (рис. 1.192);
— пластинчатый (игольчатый) мартен-
мартенсит. Появляется в сталях с высокой кон-
концентрацией углерода и легирующих элемен-
элементов. Оладьеобразные кристаллы обнаружи-
обнаруживают структуру двойников, являющихся
видом деформации, в результате чего воз-
возникает мартенсит в аустените с высоким
пределом текучести (сильное легирование,
низкая мартенситная точка);
— е-мартенсит. Эта структурная форма
возникает в аустенитных высокомарганцо-
высокомарганцовистых сталях; имеет вид полос; по сути
является скоплением широких дефектов
упаковки, отсюда имеет гексагональное
строение.
81

ТАБЛИЦА 22
On л зв
-Fe—С:
«0,6% С
0,6—1,1% С
1,1—1,8% С
Fe—Ni:
<0,4% Ni
6—25% Ni
27—34% Ni:
выше 20 °C
ниже— 70 CQ
Fe—N:
<0,7%N
0,7—2,35% N
Плоскость
габитуса
{HI}"»
{225}v
«{259}v
{Hl}v
{111}
{225}v
r
»{225}v
{111}
.{225}v
Ориентационное
соответствие
—
{111}т„ || {110}a •
<110>vO || <lll>a
(Курдюмова — Закса)
Курдюмова — Закса
То же
» »
(Нишияма)
Курдюмова — Закса
Морфология
кристаллов
Массивная,
реечная
Смешанная
Игольчатая
двойникован-
ная
Массивная,
реечная
Смешанная
Игольчатая
двойникован-
ная
То же
Массивная,
реечная
Игольчатая
двойниковая
Внутренняя
структура
Хаотичное рас-
распределение дис-
дислокаций
Частично двойни-
кованная суб-
/Ifnn » r^mi rr\ Л
структура
Двойники {112}а
Хаотичное рас-
распределение дис-
Частично двойни-
коваиная суб-
субструктура
Двойники
Хаотичное рас-
распределение дис-
дислокаций с высокой
их плотностью
Структура двой-
никованная с раз-
различным расстоя-
расстоянием между двой-
двойниковыми про-
прослойками
Рис. 1.192. Пакетный мартенсит. Сталь с
0,05 % С. Х600
Сводные данные по мартенситу [5] —
табл. 22.
в. Точки Ms, Mf. Температурное положе-
положение мартенситного интервала, ограниченно-
ограниченного точками Мв и Mf, зависит от концент-
концентрации углерода и легирующих элементов.
Все легирующие элементы, кроме Со и А1,
снижают Ме и Mf, возможна также мате-
математическая оценка влияния легирования на
Мв (Mf) с помощью приближенных эмпи-
эмпирических уравнений;
— мало- и среднелегированные стали
(символ элемента — его содержание в
процентах по массе): Af»=550—350—
—40Мп — 20Сг — ЮМо — 17Ni — 8W—
—10Cu+15Co+30Al [°C];
— высоколегированные стали @,01—
0,12;% С; 0,3—2,6% Si; 0,6—5;%; Мп;
10—18% Сг; 6—12% Ni; 0,01—0,06 N2);
Ms=41,7A4,6 — Cr)+61,1 (8,9 — №) +
+33,3A,33 —Mn)+28,8@,47 — Si)+1667X
X[0,068-(C+N)]— 32 [°C].
Основное влияние на положение мартен-
мартенситного интервала (Мв, Mf) оказывает угле-
углерод— рис. 1.193 для нелегироваиной стали.
При высоком содержании углерода и ле-
легирующих элементов температурный интер-
интервал мартенситного превращения оказыва-
оказывается ниже комнатной температуры. Быст-
Быстрое охлаждение такой стали до комнатной
температуры приводит к сохранению аус-
тенитного состояния (нержавеющие и кис-
кислотостойкие стали).

О 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 1,1, 1,6 1,8 Zfl
Содержанае углерода, % (по пассе)
Рнс. 1.193
Некоторые технические аспекты термиче-
термической обработки
а. Стабилизация остаточного аустенита.
Желательна, например, для мерительных
инструментов (сохраняется точность разме-
размеров) и для деталей, подвергающихся силь-
сильному изнашиванию, в процессе которого
происходит переход метастабильного аус-
аустенита в поверхностном слое в мартенсит.
Нежелательна, например, для режущего
инструмента, так как при этом твердость
уменьшается.
б. Полностью аустенитная структура при
комнатной температуре. Желательна в кор-
розионностойких, жаропрочных и окалино-
стойких сталях.
в. Технологические процессы термической
обработки. При технической реализации
многих процессов термической обработки
при охлаждении в большинстве случаев
получают сочетания различных видов
структуры. Превращения только в перлит-
перлитной промежуточной и мартенситной облас-
областях могут быть обособлены лишь при спе-
специальном изотермическом протекании про-
процессов структурообразования.
Основные факторы, влияющие на пре-
превращение аустенита на различных этапах
охлаждения (в различных областях): со-
состав, гомогенность по составу; структура
границ зерен; субструктура; распределение
дислокаций в объеме, не связанных в суб-
субструктуру; плотность свободных дислока-
дислокаций; напряженное состояние.
1.9.6.4. Превращения в сталях
при отпуске
При охлаждении могут возникнуть раз-
различные смеси структур, в том числе и на-
напряженных (например, мартенсит), что бу.
дет определять неоднородные и неоптималь-
неоптимальные свойства. Необходимо повышение тем-,
пературы до различного уровня, ограничен-
ограниченного сверху точкой Ль чтобы можно бы-
было реализовать целесообразное техническое
применение сталей (и вообще железных
сплавов).
Нагрев до высоких температур (отвеча-
(отвечающих перлитной области). Феррит может
быть пересыщен С и N. В этом случае вы-
выделения карбидов и нитридов, особенно в
малоуглеродистых сталях, имеют техничес-
техническое значение (старение).
В сталях с более высоким содержанием
С, в которых имеется значительное количе-
количество карбидов, необходим длительный на-
нагрев вблизи точки Ах для того, чтобы кар-
карбидные пластинки изменили форму и пре-
превратились в сферические частицы (см. рис.
1.194). Это термодинамически оправданный
процесс, так как он сопровождается сниже-
снижением поверхностной энергии. В конечном
Рис. 1.194. Формирование цементита при от-
отпуске стали (С100. W.I). X800
счете при сильном обособлении карбидов
структура может соответствовать вырож-
вырожденному состоянию (см. выше).
В легированных сталях неравномерность
в распределении легирующих элементов мо-
может выравниваться при нагреве и выдерж-
выдержке вблизи ~А\. Элементы находятся либо
в карбидной фазе цементитного типа, либо
образуют специальные карбиды, либо рас-
растворены в феррите (в случае некарбидо-
образующих легирующих элементов).
Нагрев до умеренных температур (отве-
(отвечающих промежуточной области). Явления
такие же, как и в случае нагрева в перлит-
перлитной области, но вся структура гораздо
тоньше при нагреве ~400°С. В легирован-
легированных сталях — некоторое перераспределение
легирующих элементов.
Нагрев мартенсита. При незначительном
повышении температуры — образование
е-карбида (углерод выходит из тетраго-
тетрагональной решетки). Этот карбид менее ста-
стабилен, чем Fe3C. Дальнейшее повышение
температуры приводит к полному выделе-
выделению С из твердого раствора, образованию
стабильного карбида. Тетрагональность
полностью исчезает. Дальнейшее повыше-
повышение температуры (до ~А.\) приводит к
коагуляции карбидов.
Выше 500 °С начинается заметная само-
самодиффузия атомов Fe и благодаря этому
уменьшается число дислокаций и образу-
образуются новые зерна феррита (рекристаллиза-
(рекристаллизация от фазового наклепа). При этих темпе-
температурах начинается формирование специ-
специальных карбидов легирующих элементов
(до700°С).
Остаточный аустенит. При нагревании
остаточный аустенит распадается; при этом
возможны следующие случаи:
а. Малые количества; образуется мар-
мартенсит, который распадается с образова-
83

о
о
о
о
со
о
S
о
о
J)
о
о
2
о
?

нием карбида (стабильного или. метаста-
билыюго — зависит от температуры на-
нагрева) .
б. Большее количество; претерпевает фа-
фазовое превращение в промежуточной обла-
области.
в. Большое количество, при высокой кон-
концентрации С в остаточном аустените; об-
образуются легированные карбиды.
Схематическое изображение процессов
превращений, происходящих при нагрева-
нагревании до температур ниже точки превраще-
превращения [6], — см. рис. 1.195.
Исходя из сказанного, можно различать
четыре ступени отпуска:
— первая ступень: 100—150 °С; образо-
образование е-карбида;
— вторая ступень: 150—325 °С; распад ос-
остаточного аустенита; легирующие элементы
сдвигают эту ступень к более высоким
температурам;
— третья ступень: 325—400 СС; однофаз-
однофазный распад, перестройка е-карбида, обра-
образование стабильного карбида;
— четвертая ступень: >400°С; образова-
образование специальных карбидов и тонкой фер-
рито-карбидной смеси (троостит или сор-
сорбит отпуска).
Некоторые технические аспекты
а. Структура закаленной стали в общем
случае состоит из мартенсита, бейнита, ос-
остаточного аустенита. В процессе отпуска
происходит снятие напряжений.
б. Наблюдается увеличение твердости
после 1-й ступени отпуска; в высоколеги-
высоколегированных сталях — после 4-й ступени от-
отпуска; явление обусловлено дисперсионным
твердением в результате выделения кар-
видов.
в. Увеличение вязкости наблюдается пос-
после улучшения, предусматривающего закал-
закалку и высокий отпуск D-я ступень). При
этом твердость и прочность имеют умерен-
умеренные значения.
г. Смягчающий отжиг; для феррито-пер-
литных сталей; нагрев вблизи точки А\.
д. Старение (см. 1.7.3.1).
е. Дисперсионное твердение (см. 1.7.3.3).
Образование аустенита при нагреве. Ме-
Места преимущественного образования — на
границе раздела фаз феррит — цементит.
В феррито-перлитной структуре превраще-
превращение в аустенит происходит сначала в пер-
перлитных объемах. В грубопластинчатом пер-
перлите ие только образование, но и рост ау-
аустенита может проходить по поверхности
раздела карбид — феррит.
До полного образования гомогенного
аустенита во всем объеме, на каждом эта-
этапе превращения по мере повышения тем-
температуры в аустеннте могут оставаться не-
растворенные фазы.
Существует связь между размером об-
образующихся аустенитных зерен и а) исход-
исходным размером зерна; б) характером ис-
исходной структуры; в) скоростью нагрева;
г) температурой аустенитизации; д) харак-
характером плавки (степень раскисления, нали-
наличие неметаллических включений и т. д.).
С увеличением скорости нагрева интер-
интервал превращений Ф+П->-А сдвигается к
Солее высоким температурам. Для оценки
этого имеются соответствующие эмпириче-
эмпирические уравнения. С ростом температурного
интервала промежуток времени, необходи-
необходимый для завершения превращения, стано-
становится меньше., С увеличением содержания
С вначале превращение ускоряется, а за-
затем при высоком содержании С опять за-
замедляется. Добавки легирующих элементов
оказывают различное влияние (Ni, Mn —
ускоряют).
Ход превращения феррито-карбидной
структуры в аустенит (особенно в случае
легирования стали карбидообразующим
элементом) происходит в три этапа:
1) образование аустеиита во всем объе-
объеме;
2) растворение карбида;
3) гомогенизация аустенита.
1.10. ВОЗВРАТ, ПОЛИГОНИЗАЦИЯ,
РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ И РОСТ ЗЕРЕН
С увеличением степени пластической де-
деформации происходит увеличение плотнос-
плотности дефектов решетки, образующих высоко-
высокоэнергетические конфигурации. При этом
возникает повышенная метастабильность
структуры.
С увеличением температуры нагрева хо-
лоднодеформированного металла происхо-
происходят структурные изменения и соответству-
соответствующие им изменения свойств.
1.10.1а. Возврат
Процесс возврата заключается во взаи-
взаимодействии точечных дефектов с дислока-
дислокациями.
Ход процесса можно проследить, напри-
например, измеряя электросопротивление или ши-
ширину рентгеновских линий, или накоплен-
накопленную энергию деформации.
Процессы возврата, таким образом, мо-
могут наблюдаться при умеренном нагреве
после холодной деформации, облучения ча-
частицами высоких энергий, закалки с высо-
высоких температур.
В результате возврата происходит незна-
незначительное изменение плотности дислокаций
(обусловленное взаимодействием послед-
последних со стекающими к ним вакансиями), па-
падают деформационное упрочнение, ширина
рентгеновских линий, накопленная энергия
деформации.
1.10.16. Полигонизация
Полигонизация (рис. 1.196) происходит
при более высоком нагреве, чем возврат.
Дислокации перестраиваются в уравно-
уравновешенные конфигурации за счет термически
активированного переползания. Энергетиче-
Энергетически выгодными конфигурациями, например,
являются малоугловые границы в форми-
формирующейся субструктуре полигонизации.
85

J.I I I I-
Полигонизация
Рис. 1.196
Полиговизация [13]: а—распределение дисло-
дислокаций в деформированном кристалле; б — по-
лигонизованный кристалл
?.10.2. Рекристаллизация
Различают:
а) первичную рекристаллизацию;
б) рост зерна после первичной рекри-
рекристаллизации (неравномерный рост различ-
различных зерен — вторичная рекристаллизация и
нормальный рост зерен — собирательная
рекристаллизация);
в) контролируемый напряжениями рост
зерен.
Первичная рекристаллизация. Рекристал-
Рекристаллизация — это процесс возникновения и
движения или только движения больше-
угловых границ зерен. Первичная рекри-
рекристаллизация после холодной деформации
реализуется при нагреве до температур,
несколько превышающих порог рекристал-
рекристаллизации, который для чистых металлов
Трекр=0,4Тв (где 7. — температура плав-
плавления) .
Основные процессы, протекающие при
первичной рекристаллизации. Плотность
дислокаций и накопленная энергия дефор-
деформации сильно уменьшаются в результате
первичной рекристаллизации. Изменяются
механические свойства (например, умень-
уменьшаются твердость, прочность). Зародыша-
Зародышами при первичной рекристаллизации могут
быть: а) либо выросшие на последней
стадии полигонизации крупные субзерна,
которые уже окаймлены границами с боль-
большим углом разориентировки (от других
субзерен), — механизм Кана — Бюргерса;
б) либо участки исходных большеугловых
границ сильнодеформированных зерен; по
обе стороны данного участка имеется гра-
градиент плотности дислокаций; участок «вы-
«выпучивается» в сторону большей плотности
дислокаций и начинается его миграция —
рекристаллизация — по механизму Бейли—
Хирша. «Зародыши» растут до их встречи.
На этом кончается первичная рекристалли-
рекристаллизация.
Схематическое изображение образования
зародышей рекристаллизации благодаря
коалесценции субзереи [13], т. е. по ме-
механизму Кана—Бюргерса, — см. рис. 1.197.
На этих рисунках движущая сила пер-
первичной рекристаллизации F=&NGb2, где
F— движущая сила, дин-cm~2; N — плот-
плотность дислокаций; Ъ — вектор Бюргерса;
G— модуль сдвига, дин-см-2; ДМ — раз-
разность в плотности дислокаций; Gb2— энер-
энергия единицы длины дислокаций, дин-см-1.
При N от 109 до 1012 см~2 получается,
что F находится в пределах от 105 до
108 дин-см-2.
Некоторые особенности процесса первич-
первичной рекристаллизации. Рекристаллизация в
первую очередь начинается в объемах с
сильно неоднородной деформацией; вокруг
неметаллических включений; вокруг частиц
фаз выделений.
Образование той или иной структуры в
результате первичной рекристаллизации за-
зависит от (важнейшие параметры): степени
холодной деформации t), температуры на-
нагрева, времени нагрева.
Совместное представление возможных
зависимостей н связей:
а. Увеличение т)—* уменьшение темпера-
температуры рекристаллизации—'¦уменьшение про-
продолжительности нагрева—*¦ увеличение проч-
прочности в холоднодеформированном состоя-
состоянии—> уменьшение размера зерен и разме-
размера субзерен—> увеличение подвижности гра-
границ субзерен—"уменьшение пути перепол-
переползания для дислокаций—*¦ увеличение числа
центров рекристаллизации.
б. Зависимость температуры рекристал-
рекристаллизации от степени деформации — см, рис.
1.198,0.
z
\i
Укрит
а
t= const А.
1
Рис. 1.198
7"—
Укрит
Величина
зерна
7=йм»
/ — температура нагрева, соответствующая кри-
критической степени деформации; 2 — температура
нагрева, соответствующая большим степеням де-
деформации; 3 — величина зерна до Деформации;
4 — порог рекристаллизации; Б — величина зерна
после деформации; 6 — отсутствие фиксируемых
рекристаллизованных объемов
в. Зависимость величины зерна от степе-
степени деформации — см. рис.. 1.198,6.
г. Зависимость величины зерна от темпе-
температуры рекристаллизационного нагрева Т —
см. рис. 1.199, в.
Рис. 1.197
86

ШООООМКМ*
ТАБЛИЦА 24
W Z0 30 50
Деформация'/.
7S
Рис. 1.199. Диаграмма рекристаллизации мяг-
мягкой стали
д. Зависимость величины зерна от вре-
времени выдержки При нагреве — см. рис.
1.199, г.
е. Диаграмма рекристаллизации позволя-
позволяет связать между собой взаимное влияние
степени деформации и температуры рекри-
рекристаллизации на размер зерна — см. прост-
пространственную диаграмму на рис. 1.199.
ж. Факторы, влияющие на протекание
процессов рекристаллизации [30]:
— характер материала (состав; чистота
по примесям; строение присутствующих
фаз: структура перед деформацией);
— условия деформации (степень, темпе-
температура и скорость деформации; способ де-
деформирования) ;
— условия термической обработки (тем-
(температура нагрева; время выдержки; ско-
скорость нагрева).
з. Температуры рекристаллизации техни-
технически чистых металлов после сильной де-
деформации приведены в табл. 23.
ТАБЛИЦА 23
Металл
Sn
РЬ
Zn
А1
Ag
Си
Fe
W
Cd
Аи
Ni
Mo
'рекр- t-
0
0
20
150
200
250
450
1200
10 .
200
550
900
Ts. -c
232
327
419
658
961
1038
1535
3370
321
1063
1452
2600
грекр:Г*<К>
0,54
0,46
0,42
0,45
0,38
0,39
0,40
0,41
0,47
0,35
0,47
0,41
Снижение Грекр при увеличении степени
холодной деформации [14] иллюстрируется
данными табл. 24.
Процессы рекристаллизации имеют для
техники большое значение:
1. В результате первичной рекристалли-
рекристаллизации восстанавливается пластичность, ко-
которая часто сильно снижается после холод-
холодной деформации.
Электролити-
Электролитическое железо .
Технически чи-
чистое железо
@,04% С) . .
т
рекр
10
490
700
°С, при степени
мацш
20
450
590
Ч. %
40
425
510
дефор-
70
420
470
2. В случае металлов и сплавов, не пре-
претерпевающих фазового превращения, с по-
помощью первичной рекристаллизации (бла-
(благодаря образованию новых1 зерен) можно
получить желательный размер зерен и во-
вообще регулировать величину зерна.
3. При горячей пластической деформации
процесс первичной рекристаллизации про-
протекает большей частью непосредственно
сразу после деформации (температура де-
деформации лежит выше температуры рекри-
рекристаллизации) .
Критическая степень деформации г)крит.
Это наименьшая степень деформации, пос-
после которой при нагреве идет полная пер-
первичная рекристаллизация; при меньшей
деформации имеет место только неполная
рекристаллизация. Вследствие малого чис-
числа центров появляются весьма крупные ре-
кристаллизованные зерна; желательно для
магнитномягких материалов (г)крИт=10%
для мягкого железа); во всех случаях для
конструкционных сталей нежелательна.
Образование двойников (см. 1.11.1.2).
Двойники возникают, когда движущаяся в
направлении <1П> граница зерна по-
попадает на дефект упаковки; тогда при
дальнейшем движении границы атомы в
решетке располагаются в измененной по-
последовательности застройки (рис. 1.200).
Рис. 1.200. Образование
двойника рекристалли-
рекристаллизации
Образование двойника происходит, когда
зерно А врастает в зерна Si и S2. Границы
зерен ASi и AS^ являются большеугловыми
границами с большой энергией. Энергети-
Энергетически выгодные условия возникают, когда
образуется зерно А' с ориентацией двойни-
двойника. Сумма энергий границ зерен A'Si и А'Эъ,
а также границы двойника АА' должна
быть меньше, чем соответствующая гранич-
граничная энергия системы, в которой не образу-
образуется двойник. Двойники возникают преиму:
щественно в металлах и сплавах с низкой
энергией дефектов упаковки, а также в ме-
металлах с г. ц. к. решеткой (Си и ее сплавы,
аустенитные стали) после рекристаллиза-
рекристаллизации и роста зерна. Рост двойника заканчи-
заканчивается, когда порядок упаковки слоев
возвращается к первоначальному.
87

Рис. 1.201
Двойники рекристаллизации всегда ука-
указывают на то, что происходит рост зерен
(рис. 1.201).
1.10.3. Рост зерна после
первичной
рекристаллизации
Различают:
а) непрерывный, или нормальный, рост
зерен;
б) прерывистый, или аномальный, рост
зереи;
в) рост зерен, контролируемый напряже-
напряжениями.
Нормальный рост зерен — собирательная
рекристаллизация. При обычном, нормаль-
нормальном, или непрерывном, росте зерен их гра-
границы смещаются так, что рост данного зер-
зерна происходит за счет соседних зерен; та-
такой процесс поглощения (поедания) зерен
предопределяет непрерывный рост зерен —
см. рис. 1.202.
Рис 1.202
А — нормальный рост зерен; В — анор-
анормальный рост зерен
Вторичная рекристаллизация. Торможе-
Торможение непрерывного роста происходит из-за
присутствия дисперсных частиц, сегрегации
и других элементов структуры, задержива-
задерживающих миграцию границ. Тогда одни зер-
зерна сдерживаются в своем росте (там, где
есть, например, частицы), другие — непре-
непрерывно растут. Получается разнозернис-
тость, т. е. вторичная рекристаллизация,,
контролируемая примесями. Неравномер-
Неравномерный рост зерна наблюдается также при.
наличии текстуры первичной рекристалли-
рекристаллизации (вторичная рекристаллизация,
контролируемая текстурой) или из-за влия-
влияния малой толщины листа (эффект сдержи-
сдерживающего влияния поверхности).
Рост зерен изображают с' помощью так
называемых диаграмм роста (рис. 1.203)..
Рис. 1.203
Итак, после окончания первичной ре-
рекристаллизации может происходить нор-
нормальный рост зерен, при котором зерна
укрупняются однородно; происходит соби-
собирательная рекристаллизация. Однако во-
многих случаях нормальный рост зерен
прерывается внезапным очень быстрым рос-
ростом отдельных немногих зерен. Под влия-
влиянием примесей нли исходной текстуры —
вторичная рекристаллизация, зерна иногда
вырастают до площади в несколько квад-
квадратных сантиметров. Диаграмма преры-
прерывистого роста зерна в мягкой легирован-
легированной алюминием стали — см. рис. 1.204.
Рост зерен, контролируемый напряже-
88

It
тоооХ
200\
Рис. 1
5/\
0 0,1
.204
Ш
"VpAff
V 4 M
\ \ \
8/6
\ \
927
\ \
1038
t;c
Щ
N \
\ \
1№
Щ
1260
ниями. Рост зерен, контролируемый напря-
напряжениями, происходит при нагреве слабо
деформированных образцов. Незначитель-
Незначительная степень деформации препятствует об-
образованию и росту большого числа зароды-
зародышей пра первичной рекристаллизации. При
росте вследствие наличия градиента напря-
напряжений зерна могут увеличиваться за счет
своих соседей и при этом уменьшать свою
энергию.
Миграция границ. В основе процесса ми-
миграции границ зерен лежит процесс изме-
изменения положений атомов, который облег-
облегчается с увеличением температуры. Из
соображений уменьшения поверхностной
(граничной) энергии протяженность гра-
границ должна быть как можно меньше.
На движущиеся границы действует си-
сила Р в направлении центра кривизны: Р=
—2ук/г, где у* —ЭнеРгия границы зериа;
г—радиус кривизны границы зерна; вели-
величина Рт 105 дин-см-2.
Положение границ зерен стабилизируется,
когда все поверхности границ плоские, и
углы, которые образуют границы, состав-
составляют 120°. Формы зерен в процессе стрем-
стремления к стабильным их конфигурациям —
на рис. 1.205—1.207 [5, 13].
Рис.1.205
Рис.1Ж
Puc.1.207
Рис. 1.205. Уменьшающееся зерно
Рис. 1.206. Стабильное положение границ зерен
Рис. 1.207. Растущее зерно
При образовании между границами угла
120° устанавливается равновесие между
силами поверхностного натяжения на гра-
граничных поверхностях. Такое состояние
практически редко реализуется; поэтому
существует отличие от 120с-ных стыков в
зернограничных углах и не образуются пло-
плоские поверхности зерен. Исчезают кристал-
кристаллиты с границами зерен, центры кривизны
которых лежат внутри зерен. Благодаря
этому растут поверхности с вогнутыми по-
поверхностями зерен (непрерывный рост зе-
зерен).
1.10.4. Текстуры
рекристаллизации
Возникают в результате первичной и вто-
вторичной рекристаллизации. Иногда тексту-
текстуры рекристаллизации и деформации совпа-
совпадают; часто они отличаются друг от дру-
друга, так как энергии, ответственные за за-
родышеобразование и рост зерен, различны
по своей природе. Ориентировки отдельных
кристаллитов не распределены статистиче-
статистически, а имеется предпочтительное направле-
направление плоскостей (текстура).
Свойства материалов с текстурой рекри-
рекристаллизации. Наличие текстуры рекристал-
рекристаллизации определяет аиизотрепию свойств.
При сильно выраженной текстуре все зер-
зерна имеют одинаковую ориентировку.
Текстурованные стали и сплавы находят
применение в технике. Образование тексту-
текстуры желательно в магнитномягких сплавах
Fe—Si (трансформаторная сталь); это
обеспечивает более низкие потери иа пере-
магничивание и хорошую намагничивае-
мость. При так называемой текстуре Госса
(рис. 1.208) ребро куба [100] параллельно
Рис. 1.208. WR — направление прокат-
прокатки; WE — поперечное направление
направлению прокатки; плоскость (ПО)
совпадает с плоскостью листа.
Предпочтительная ориентировка зерен
может быть выявлена специальными мето-
методами травления — см. рис. 1.209 (сталь
5SU7; 100 мм=100 мкм [5]).
Сводка данных о влиянии различной об-
обработки на размер зерен (р. з.) приведена
в табл. 25.
Рис. 1.209
89

ТАБЛИЦА 25
Параметр
Фактор (множитель),
оценивающий сте-
степень максимального
изменения р. з.
Характер изменений
т) — степень де-
деформации
Температура
нагрева
Скорость нагре-
нагрева
Р. з. до холод-
холодной деформа-
деформации
Растворенные
примеси
Нераствореи-
ные примеси
100
2
2—3
3
4
10
Непрерывный рост з*
Степень чисто-
чистоты
Растворенные
примеси
Нерастворен-
ные примеси
Вторые фазы
100
4
10
Bropi
1000
Холодная
формация
де-
Первичная рекристаллизация
г\ увеличивается; р. з. уменьшается
Температура растет ->р. з. увеличивается
Скорость нагрева увеличивается -»-р. з. уменьшается
Р. з. до деформации сравнительно большой ->рост
зерен интенсифицируется
Количество растворенных примесей увеличивается->
->р. з. уменьшается
Количество нерастворенных примесей увеличивается-»-
->р. з. уменьшается (иногда может увеличиваться
из-за турбулентности деформации)
рост зерен — собирательная рекристаллизация
Чистота увеличивается -*-р. з. увеличивается
Количество растворенных примесей увеличивается->
->р. з. уменьшается
Количество нерастворенных примесей увеличивается-»-
-¦¦р. з. уменьшается
Вторичная рекристаллизация
Рост зерен, инициируемый напряжениями
6
1.11. ИСПЫТАНИЯ СВОЙСТВ
Определение свойств с помощью соответст-
соответствующих методов испытания имеет особо
важное значение, так как относится к за-
заключительному этапу в общей схеме: по-
получение материалов—•¦ обработка материа-
материалов—*¦ использование материалов.
1.11.1. Механические
свойства
Механическое поведение материалов ха-
характеризуется комплексом механических
свойств, причем для конструкторов в на-
настоящее время наряду с желательными зна-
значениями прочности и пластичности, полу-
получаемыми при растяжении, важны и такие
параметры, как ударная вязкость, долго-
долговременная циклическая прочность, а также
длительная прочность и, несомненно, сопро-
сопротивление разрушению.
Прочность — мера сопротивления пласти-
пластической деформации при воздействии внеш-
внешней силы. Если прочность недостаточна, то
происходит изменение формы.
Изменение формы рассматривается для
трех случаев [13]:
1. Обратимая деформация — изменение
формы исчезает по окончании воздействия
силы; деформированное тело возвращается
к исходной форме; упругое и неупругое по-
поведение (предполагается обратимая дефор-
деформация решетки).
2. Необратимая деформация — измене-
изменение формы сохраняется по окончании воз-
воздействия силы; пластическое и вязкое по-
поведение; пластическое поведение предпола-
предполагает необратимую деформацию решетки.
3. Разрушение — разделение материала
под воздействием силы на макроскопиче-
макроскопические части; разрушение предполагает дви-
движение дислокаций при образовании трещин.
S0

1.11.1.1. Обратимая деформация таблица 26
Изменение формы исчезает после пре-
прекращения действия силы. Деформирован-
Деформированное тело возвращается к исходной форме.
Упругое и неупругое поведение.
Напряжения — это сила реакции, отне-
отнесенная к единице поверхности, которая на-
находится в равновесии с внешними силами
(рис. 1.210).
Рве. 1.210
К твердому телу могут быть приложены
силы двух типов:
а) объемная сила, т. е. прилагаемая к
элементу объема тела;
б) поверхностная, т. е. прилагаемая к
элементу поверхности тела.
Напряжения делятся на нормальные а,
действующие перпендикулярно к рассмат-
рассматриваемой плоскости (рис. 1.211), и каса-
касательные т, действующие вдоль рассматри-
рассматриваемой плоскости (рис. 1.212).
Ряс. 1.211
Рис. 1.212
Удлинение е. Относительный прирост
длины, являющийся результатом действия
напряжений растяжения.
Относительное сужение. В противопо-
противоположность удлинению относительное суже-
сужение возникает вследствие деформации сжа-
сжатия.
Сдвиг или срез у. К сдвигу приводят ка-
касательные напряжения.
Закон Гука. Описывает линейную связь
между напряжением и упругой деформа-
деформацией (изотропное тело). Для нормальных
напряжений а=еЕ, где Е — модуль упру-
упругости; для касательных напряжений r=*yG,
где G— модуль сдвига. Е- и G-модули не-
некоторых материалов приведены в табл. 26.
Коэффициенты а и 0:
G = t/Y.
Модуль всестороннего сжатия. Характе-
Характеризует изменение объема твердого тела при
всестороннем давлении:
К = [3 A — 2v)]-i.
Коэффициент Пуассона v. Отношение по-
поперечного сжатия к продольному удлине-
удлинению v=e9/e.
Материал
А1
РЬ
Аи
1г
Cd
Си
Mg
Mo
Ni
Pt
Ag
W
Zn
Sn
Бронза
Чугун
Известняк
Стекло
Бетон
Фарфор
Сталь
Рессорная сталь
Латунь
?.10", МПа
0,73
0,17
0,8
5,3
0,51
1,2
0,41
2,8
1,99
1,7
0,79 .
3,55
0,4—1,3
0,54
1.1
0,75
0,25—0,7
0,51—0,63
0,1—0,4
0,008
2,0
2,2
1,03
О-10», МПа
0,26
0,08
0,28
0,20
0,45
0,19
1,45
0,78
0,62
0,29
1,31
0,3—0,5
0,18
0,45
0,30
0,15—0,30
0,2—0,8
0,1

0,85
0,42
Модули всестороннего сжатия и коэффи-
коэффициенты Пуассона для некоторых материа-
материалов— см. табл. 27.
ТАБЛИЦА 27
Материал
А1
РЬ
Аи
Cd
Си
Mg
Mo
Ni
Pt
Ag
W
In
Стекло
Чугуи
Латунь
Рессорная сталь
Строительная сталь
К. Ю» ат
0,73
0,44
1,7
0,49
1,45
0,3
2,27
2
2,85
1,02
3,45
0,59
0,34—0,77
0,78
1
0,54
1,7
V
0,34
0,45
0,42
0,30
0,35
—

0,30
0,39
0,38
0,17
0,25
0,2—0,25
0,26
0,35
0,29
0,29
Некоторые сведения из теории упруго-
упругости:
а. Справедливость закона Гука. Так как
кристаллические материалы анизотропны, •
эффект упругой деформации различен в
разных кристаллографических направле-
направлениях. Е, G зависят от кристаллографиче-
кристаллографического направления.
S1

б. Квазиизотропное состояние (см. 1.1).
Поликристаллические материалы квазиизо-
тропны вследствие большого числа крис-
кристаллитов (зерен) со статистическим рас-
распределением их ориентации в пространстве;
в этом случае ориентационная зависимость
упругих констант макроскопически практи-
практически не проявляется.
в. ?-модуль — функция сил связи. Силь-
Сильная межатомная связь проявляется, напри-
например, в том, что материалы с высокой точ-
точкой плавления имеют также высокий мо-
модуль Е. Особенно высокий модуль Е име-
имеют материалы с ковалентной связью
(направленные силы связи), например
алмаз.
г. Отклонения от идеально упругого по-
поведения. Хотя каждому значению напряже-
напряжения соответствует определенное значение
удлинения, имеется еще и упругое после-
последействие (дополнительная, зависящая от
времени деформация, которая в конечном
счете может исчезнуть) или неупругая де-
деформация.
В ходе цикла нагружения — разгружения
какого-либо материала происходит потеря
энергии, которую можно оценить по петле
гистерезиса на диаграмме (рис. 1.213).
Нагружение
Разгружение
I Упругая деформация
\ Неупругая деформация
Рис. 1.213
Потеря энергии — внутреннее трение —
см. 1.11.
1.11.1.2. Необратимая
деформация
Это деформация, которая сохраняется
после снятия нагрузки, после устранения
действия внешней силы.
При этом различают:
а) пластическую деформацию, т. е. де-
деформацию, при которой сохраняется изме-
изменение формы после перехода через порого-
пороговые значения (напряжения течения, преде-
предела текучести), и б) вязкое течение, т. е.
непрерывно сохраняющуюся деформацию
без порогового значения напряжения (нью-
(ньютоновское течение).
Пластическая деформация — или необра-
необратимое изменение формы — есть результат
необратимого перемещения дислокаций.
Пластическая деформация используется
при реализации многих технических спосо-
способов получения готовых изделий или полу-
полуфабрикатов— прокатка, ковка и т. п. (см.
5.0).
Пластическая деформация может осуще-
осуществляться скольжением и двойникованием.
Геометрия деформации. Рассмотрение от-
относится к монокристаллу (рис. 1.214). При
пластической деформации скольжение
атомных слоев происходит вдоль опреде-
определенных кристаллографических . плоскостей
и направлений.
Системы скольжения (см. 1.5.2) пред-
представляют собой сочетание определенной
плоскости скольжения и определенного на-
направления скольжения.
На металлографическом шлифе после
деформации видны следы скольжения в
виде линий, полос и пачек скольжения.
Системы скольжения для различных
кристаллов даны в табл. 28.
Важнейшие типы решеток (см. 1.1) — см.
табл.- 29.
Критическое напряжение течения. Сдвиг
атомных слоев при пластической деформа-
деформации появляется тогда, когда переходят оп-
определенное значение т; это граничное зна-
значение и является критическим (тКрит).
Закон Шмида—Боаса. Позволяет опреде-
определить напряжения течения т, возникающие
в монокристалле при приложении внешнего
растягивающего напряжения 0; напряже-
напряжение течения т действует в плоскости
(hkl) и направлении [uvw].
На рис. 1.218 [13] показана связь меж-
между направлением растяжения, плоскостью
скольжения и направлением скольжения:
i = a sin ф cos if, где sin <p cos if — ориента-
ционный фактор; <р — угол между направ-
направлением растяжения и плоскостью скольже-
скольжения; if — Угол между направлениями рас-
растяжения и скольжения.
Граничные случаи справедливости зако-
закона — отсутствие деформации: т = 0;
о||ф = 0; <р = if = 90°; максимальная де-
деформация: Тжах = 0,5 а; <р = if = 45°.
В поликристаллических материалах, где
много систем скольжения, закон начинает
Напряжения сдвига
1131
Рис. 1.214. Схема деформации металла с простой кубической решеткой:
а — до деформации; б — упругая деформация; в — упругая пластическая деформация; г — пласти-
пластическая деформация после снятия нагрузки
92

ТАБЛИЦА 28
Кристалл
Си, Ag, Аи, Ni,
СиАи, a-CuZn,
AICu, AiZn
Al
a = Fe
a-Fe + 4% Si
Mo, Nb
Cd, Zn, ZnCd
Be
Ti
C, Ge, Si, ZnS
(кубич.)
NaCl, KC1, KBr,
KI
*\*
PbTe
NH4C1, NH4Br,
TlCl,MgTl, AuZn,
AuCd
P - CuZn
AgMg
Тип решетки
Г. Ц. К.
Г. ц. к.
О. ц. к.
О.ц. к.
О. ц. к.
Гексагональная,
с/с =1,85
Гексагональная,
с/с= 1,623
Гексагональная,
с/с= 1,568
Гексагональная,
с/а= 1,587
Алмаза
Решетка NaCl
То же
Структура решет-
решетки типа CsCl
То же
Плоскость
скольжения
{Ш}
{111}
{100}
{110}
{112}
{123}
{110}
{110}
@001)
@001)
{ЮЛ}
{юТо}
@001)
{1010}
{юТо}
ПОП}
{ill}
{110}
{110}
{100}
{110}
{321}
Направление
скольжения
<по>
<по>
<по>
<111>
<111>
<111>
<111>
<111>
<2Г10>
<2llO>
<2il0>
<21Г0>
<2П0>
<2l!b>
<2lfO>
<2lfO>
<no>
<100>
<100>
<111>
<Ш>
Примечание
__
Появляется дополнитель-
дополнительно при температуре вы-
выше 450 °С
Скольжение по двум
различным плоскостям
{110} может быть пред-
представлено в виде сколь-
скольжения по {112} или
{123}
Появляется при 225 СС,
а также дополнительно
в особых условиях
Играет возрастающую
роль при комнатной и
более высоких темпера-
температурах при подходящей
ориентации монокри-
монокристалла и вообще при
высоких температурах
для поликристаллов; по-
повышает низкотемпера-
низкотемпературную пластичность
магния
Направление скольже-
скольжения Ge <110>
выполняться в той из них, в которой рань-
раньше всего достигается ткр.
Монокристалл. ткР — параметр, характе-
характеризующий пластическое поведение моно-
монокристалла, ткр зависит от степени чистоты,
наличия фаз выделений, температуры, ско-
скорости деформации. На рис. 1.219 показан
деформированный монокристалл в поляри-
поляризованном свете [121].
Двойникование. Двойникование наряду со
скольжением также один из способов
пластического формоизменения. (Кроме
того, двойники возникают, например, при.
рекристаллизации — см. 1.10.3, при поли-
полиморфном превращении.) При воздействию
определенного напряжения течения участок
решетки как бы опрокидывается, представ-
представляя собой зеркальное изображение смеж-

ТАБЛИЦА 29
Гексагональная решетка
Г. ц. к. решетка
О. ц. к. решетка
Плоскость скольжения @001) —
наиболее плотная упаковка. Кро-
Кроме того, плоскость призмы и пи-
пирамиды =f(e/a); с/а= 1,633
Beoi-Zr a-Ti Ug Zt Cd
\ ./ \ /
. ¦ Д D . О
1,58 1,59 1,59 1,625 1,865 1,89
Пластичность уменьшается при
увеличении с/а
Плоскость A11), на-
направление [ПО], имеется
12 систем скольжения;
хорошая деформируе-
деформируемость таких металлов,
как Си, Ni, A1
s
¦
1
Плоскости (ПО), A12),
A23), направление [111]
(диагональ куба); реализу-
реализуются в определенной после-
последовательности скольжения
и, кроме того, есть f (T);
Т Г
При увеличении температу-
температуры: {112} или {321}
Направление
скольжения
Плоскость
скольжения
Рис. 1.218
ного с ним участка решетки. Достигаемая
при этом величина пластической деформа-
деформации значительно меньше, чем при скольже-
скольжении.
Двойникование происходит тогда, когда
затруднено скольжение (особенно при по-
пониженных температурах)—см. рис. 1.220.
В о. ц. к. решетке: плоскость A12) —
плоскость двойникования, а/Ь [111] —на-
—направление двойниковаиия.
В г. ц. к. решетке: плоскость A11) —
плоскость двойникования; а/Ь [211]—на-
[211]—направление двойникования.
Дислокационный механизм пластической
деформации
а. Теоретическая прочность на сдвиг. Про-
Противоречия между теоретически рассчитан-
рассчитанными значениями прочности для скольже-
скольжения и значениями, полученными из экспе-
эксперимента, являются кажущимися. Теорети-
Теоретическая прочность рассчитана, исходя из
идеальной решетки, а в реальном кристал-
кристалле имеющиеся дислокации допускают более
легкий сдвиг атомных плоскостей, опреде-
определяющий пластическую деформацию, при
гораздо меньших напряжениях.
При наличии дислокаций критическое
напряжение течения: ткр«2-10-4 G.
б. Предел текучести. Процесс пластическо-
пластического течения является температуриозависи-
мым, что можно видеть по изменению
диаграммы напряжение—деформация, сня-
снятой при различных температурах. Переход
от упругой к пластической деформации оп-
определяется началом необратимого движе-
движения дислокаций в решётке; при этом так-
также возможно взаимодействие между дисло-
дислокациями и внедренными атомами (рис.
1.221).
В ненагружениом кристалле часть ино-
инородных атомов диффундирует к дислока-
дислокациям (что определяется происходящим при
этом снижением энергии дислокаций). При
этом вокруг дислокаций образуются ат-
атмосферы атомов примесей облака (Кот-
трелла). В этих облаках атомов примесей
больше, чем в среднем в кристалле.
В нагруженном кристалле для отрыва
дислокаций от облаков Коттрелла необхо-
необходимо приложить более высокое напряжение
(Сво), чем обычно необходимое (с««). При
достижении 0so начинается интенсив-
интенсивное движение дислокаций и одновремен-
одновременный спад напряжения до аеи. При такой
неустойчивости процесса пластического те-
течения происходит размножение полос Лю-
дерса.
в. Деформационное упрочнение в про-
процессе пластической деформации. Наряду с

Рис. 1.219. Монокристалл в поляризованном свете
Рис. 1.220
ZE — плоскость
двойниковая
Г
/
/
ч
\j kj К/ A/ jsj Jbjj
Удлинение е ——
Phc. 1.221
~2Е
отрывом закрепленных дислокаций при де-
деформировании происходит, и это очень
важно, образование большого числа новых
дислокаций. В результате такого размно-
размножения плотность дислокаций возрастает с
16е—108 в отожженном состоянии до 1010—
1012 после пластической деформации. Из-за
образования новых дислокаций и повы-
повышения их плотности появляются прогрес-
прогрессивно увеличивающиеся ограничения для
движения каждой дислокации. Взаимные
ограничения движения дислокаций служат
причиной деформационного упрочнения.
г. Кривые напряжение—деформация.
Описывают процесс деформационного уп-
упрочнения. Кривая 1 (рис. 1.222) описыва-
описывает поведение г. ц. к. монокристалла. / ста-
стадия отвечает начальной пластической де-
деформации без большого упрочнения, что
определяется слабым взаимодействием
между дислокациями, движущимися вна-
вначале по непересекающимся системам сколь-
скольжения. Отсюда дислокации могут пройти
Сдвиг ¦
Рис. 1.222
сравнительно большой путь до встречи с
препятствием. / стадия обозначается поэ-
поэтому как легкое или единичное скольже-
скольжение, так как дислокации движутся в од-
одной системе скольжения и имеют большую»
длину свободного пробега.
Стадия // — крутой подъем кривой уп-
упрочнения; множественное скольжение, так
как при увеличении деформации дислока-
дислокации перемещаются по многим, в том числе
и пересекающимся системам скольжения;
сильное взаимодействие между дислока-
дислокациями; таким образом, для совершения
следующего этапа деформации необходи-
необходимо прилагать более высокое напряжение;
сильное деформационное упрочнение.
Стадия III — уменьшение упрочнения
вследствие динамического возврата. Дисло-
Дислокации обходят препятствия с помощью по-
поперечного скольжения. Возможность тако-
такого обхода есть функция энергии дефектов
упаковки. Стадия III тем более четко вы-
выражена, чем выше энергия дефектов упа-
упаковки. При горячей деформации образует-
образуется еще стадия IV—динамической полиго-
низации или динамической рекристаллиза-
рекристаллизации [14].
Кривая 2 характеризует процесс, когда
превалирует множественное скольжение.
д. Упрочнение твердых растворов. Упроч-
95

нение является следствием взаимодействия
дислокации и атомов примесей (рис.
1.223). Вокруг атомов примесей или леги-
20
15
10
5
/
/ Cu-Sb
^ Cu-Sn
J Си-In
4 Си-Ли
5 Си-Мл
в Cu-Si
Рис. 1.223
0,5
1,0 % (т.)
рующих элементов в твердых растворах
замещения создаются симметричные иска-
искажения в решетке. Из-за разности атомных
диаметров с атомами матрицы возникают
поля напряжений. Вокруг дислокаций так-
также возникают поля напряжений. Естест-
Естественно, что взаимодействие этих полей на-
напряжений, сопровождающееся тем, что об-
общее искажение решетки понижается, приве-
приведет к тому, что атомы примесей всегда бу-
будут стремится взаимодействовать с дисло-
дислокациями, так как при этом энергия послед-
последних будет уменьшена.
Энергия дислокаций пропорциональна
модулю сдвига. При этом ДО может быть:
положительным (+AG)—дислокации от-
отталкиваются чужеродными атомами или
отрицательным (—AG) — дислокации при-
притягиваются чужеродными атомами.
Дальнейшее движение дислокаций в обо-
обоих случаях затруднено. Взаимодействие
чужеродных атомов в решетке с дислока-
дислокациями ведет к росту так называемого тре-
трения решетки.
Расчет напряжения течения в этом слу-
случае: t=tKP+aGc1^2 , где а — коэффициент
удельного твердорастворного упрочнения
для данного вида атомов; с — концентрация
атомов примесей (легирующих элемен-
элементов), %.
Упрочнение твердого раствора при взаи-
взаимодействии дислокаций с атомами внедре-
внедрения больше, чем при взаимодействии с ато-
атомами замещения. Это определяется не
только спецификой создаваемых полей на-
напряжений вокруг дислокаций (особенно
вокруг винтовых), но и тем, что междо-
узельные атомы определяют возникновение
нормальных и тангенциальных напряжений,
которые вступают во взаимодействие со
всеми дислокациями. Поэтому атомы внед-
внедрения сильнее взаимодействуют с дислока-
дислокациями, чем атомы замещения.
В технике используется упрочнение твер-
твердых растворов, которые оказываются проч-
прочнее чистых компонентов. Имеет значение
растворимость атомов примесей в матрице:
чем меньше растворимость, тем сильнее
сказывается твердорастворное упрочнение,
так как атомы примесей главным образом
взаимодействуют с дислокациями.
Упрочнение в твердых растворах возмож-
возможно также в результате упорядочения. Сна-
Сначала образуется антифазиая (межфазная)
граница, а затем сверхдислокации, которые,
переходя в соседнюю систему скольжения,
препятствуют перемещению других дисло-
дислокаций.
1.11.1.3. Процессы деформации
в поликристаллических
материалах
При обсуждении процесса пластического
течения в поликристаллах необходимо при-
принять во внимание:
а) различную ориентировку отдельных
кристаллов;
б) наличие границ зереи как препятствий
движению дислокаций;
в) различные упругие и пластические
свойства кристаллов, если речь идет о двух-
двухфазном поликристалле.
Микропластичность. Процесс скольжения
сначала происходит в отдельных немногих
благоприятно ориентированных кристаллах.
Движение дислокаций во всем конгломера-
конгломерате кристаллов предполагает реализацию
примерно пяти систем скольжения (акко-
(аккомодационное скольжение). Таким образом,
вначале пластическая деформация будет
небольшой и в немногих благоприятно
ориентированных кристаллитах, пока на-
напряжение не возрастает до высоких значе-
значений, необходимых для совместности дефор-
деформации в стыкующихся кристаллитах.
Зернограничное упрочнение. Границы зе-
зерен служат препятствиями для движения
дислокаций. Если в зерне с благоприятной
ориентировкой достигается напряжение,
необходимое для работы источника дисло-
дислокаций, раньше, чем в соседнем кристалле,
тогда в благоприятно ориентированном
зерне происходит вначале движение, а за-
затем и скопление дислокаций, пришедших к
границе зерна. Возникающие поля напря-
напряжений накладываются на внешние: это мо-
может привести к тому, что в соседних зернах
будет достигнуто активирующее на-
напряжение течения. Таким способом распро-
распространяется пластическая деформация в со-
соседние объемы (зерна). Процесс затрудня-
затрудняется, когда размер зерна уменьшается
(число скопившихся на границах зерен
дислокаций уменьшается, уменьшаются по-
поля напряжений, но главное — увеличивает-
увеличивается набор разориентировок зерен, что сум-
суммарно делает границы более эффективным
препятствием).
Соотношение Холла—Петча. Эмпиричес-
Эмпирическое соотношение между размером зерна и
пределом текучести для поликристалличес-
поликристаллических материалов (зависимость справедлива
только для чистых металлов или сплавов
без субструктуры и без вторых фаз).
as — ac + ks d~~112, где as — предел теку-
текучести; а — напряжение трения решетки
(напряжение начала движения дислока-
дислокации, когда d — диаметр зерна -мх>->- пере-

ход в монокристалл); ks — константа (учи-
(учитывающая влияние структуры границ зе-
зерен, степени закрепления дислокаций, ле-
легирования) .
Зернограничное скольжение. При темпе-
температуре >0,5 Ts скольжение может разви-
развиваться преимущественно в приграничных
объемах. Процесс может быть объяснен
только с помощью движения дислокаций,
приходящих изнутри зерен. Это, очевидно,
объемный эффект.
Зернограничное (приграничное) сколь-
скольжение является преимущественным видом
пластической деформации при высоких
температурах (см. 1.11.1.4).
Сверхпластичность. Явление было откры-
открыто сначала ' на эвтектоидных сплавах Zn—
А1 B2 % А1). Состояние сверхпластичности
имеет меньшее значение для материалов,
пластичность которых велика и при обыч-
обычных условиях деформации, но сверхплас-
сверхпластичность важна для таких материалов,
формоизменение которых, во-первых, за-
затруднено (труднодеформируемых), а во-
вторых, когда на практике можно допус-
допустить те условия, в которых сверхпластич-
сверхпластичность реализуется: низкие скорости и изо-
изотермические условия деформирования.
В условиях сверхпластичности при рас-
растягивающем напряжении удлинение может
достигать нескольких сот процентов, а су-
сужение 100%- Это наблюдается в материа-
материалах, в которых в процессе деформации име-
имеет место структурное превращение (сверх-
(сверхпластичность превращения), а также в
весьма мелкозернистых сплавах (структур-
(структурная сверхпластичность); механизм процес-
процесса дислокационный.
На сверхпластичность влияют температу-
температура деформации и скорость деформации.
При нормальном поведении металлического
материала напряжение текучести = f (е);
оР=Кеп (п=0,05-^-0,2). При сверхплас-
сверхпластическом поведении напряжение течения
= f(e),_ где е — скорость деформации;
Ор = К ет, где т = dig cr/d lg e; m =
= ОДч-ОД
Возможные факторы, которые могут рас-
раскрыть механизм сверхпластичности (веро-
(вероятно, Ъ общем три критерия):
а) движение вакансий через решетку или
вдоль границ зерен, вызванное напряже-
напряжениями;
б) большая доля приграничного сколь-
скольжения (движение зернограничных дислока*
пни);
в) динамические процессы возврата (ре-
(рекристаллизация) в процессе деформации.
Примеры сверхпластичного поведения не-
некоторых материалов — см. рис. 1.224 и
1.225.
Остаточные напряжения (иначе внутрен-
внутренние напряжения). Появляются вследствие
искажений решетки, возникающих в про-
процессе фазовых превращений и пластической
деформации. Причина их возникновения —
скопления дислокапий у различного рода
препятствий, создание суммарных полей
1 А. А. Бочваром и 3. А. Свидерской.
Прим. ред.
7—140
напряжений в этих скоплениях. Внутренние
напряжения действуют независимо от внеш-
внешнего нагружения, они могут с ними совпа-
совпадать по знаку или быть направленными в
противоположном направлении.
1000
500
J00
100
50
30
го
/77=0,43 x Sn - 32Pb - 18Cd (ЧОООч)
m=0,lt85\
Bi -32Pb-16Snf~roOOv)
a Sn
Pb
m=0,38
m=0,305
0,1 0,20,30,5 1 2 345 10 2030
1
г, мин
'1
Рис. 1.224. Зависимость удлинения от скорости
растяжения для Pb, Sn и различных сплавов.
В скобках — продолжительность вылеживания
2000
1000
500
200
100
50
20
10
0,1
- v 7
- vZ
A 3
-
+ -
-/
/l 1
15 0,07 0,1
У
i i i i i
0,2 0,3 0,b 0,5 0,1 1,0
/77
Рнс. I.22S. Зависимость удлинения С (%)
от коэффициента in:
I — сплавы Sn—BI (при комнатной темпе-
температуре); 2 — сплавы Zn—20А1 при 50^-
250 °С; 3 —стали при 900—1200 °С; 4 —
сплавы титана при 25—1000 °С
Внутренние напряжения разделяют иа:
а) термические напряжения, возникающие
из-за градиента температур в объеме тела;
б) структурные напряжения, появляю-
появляющиеся в результате фазовых превращений
(особенно идущих с изменением объема).
Внутренние напряжения влияют на ме-
механические свойства. Если внутренние нат
пряжения являются сжимающими, тогда
они полезны, так как они как бы компен-
компенсируют (уменьшают) опасные растягиваю-
растягивающие внешние напряжения (опасные с точки
зрения возникновения трещин). Это озна-
означает, что для образования зародышевой
трещины требуется приложить более высо-
высокое напряжение, чтобы преодолеть дейст-
действие остаточного сжимающего напряжения
(особенно на поверхности — см. далее).
Отрицательное влияние остаточных на-
напряжений:
а) вызывают охрупчивание (например, в
местах сварки);
97

б) вызывают изменение размеров (по-
(поводка, коробление);
в) изменяют электрохимический потен-
потенциал (коррозия);
г) изменяют электрические и магнитные
свойства.
Положительное влияние:
а) сжимающие напряжения создаются
специально на поверхности материалов для
повышения их статической прочности (при
изгибе или кручении);
б) напряжения сжатия на поверхности
имеют положительное влияние на увеличе-
увеличение усталостной прочности.
Эффект Баушингера. Объясняется нали-
наличием остаточных напряжений. Эффект со-
состоит в том, что в условиях деформации
при незначительном нагружении, отвечаю-
отвечающем переходу из упругой в пластическую
область вначале в прямом, а затем в об-
обратном направлении (например, материал
вначале сжимается, а затем растягивается),
напряжения течения в прямом и обратном
направлении не совпадают.
Текстуры деформации. Деформация ве-
ведет не только к изменению формы (вытяж-
(вытяжке) зерен и образованию металлографичес-
металлографической текстуры (волокнистости), но и к то-
тому, что при этом зерна приобретают пред-'
почтительную ориентировку (своими плос-
плоскостями и направлениями) относительно
направленного течения металла при дефор-
деформации. Возникает кристаллографическая
текстура деформации.
Различают обычно текстуру волочения и
текстуру прокатки. Текстуры деформации
[13] приведены в табл. 30.
ТАБЛИЦА 30
Решетка
Г. ц. к.
О. ц. к.
Г. п. у.
Текстура
волочения
Текстура прокатки
Крн сталлографнческие
направления
в направлении
волочеиня
[111] и [100]
[ПО]
* [юГо]
плоскости
в плоскос-
плоскости про-
прокатки
A23)
@11)
@11)
@001)
направле-
направления в
направле-
направлении про-
прокатки
[412]
[211]
[ПО]
[1010]
Текстуры деформации описывают с по-
помощью полюсных фигур (см. 1.1).
Вязкое течение. Термически активируе-
активируемый процесс. Представляет собой коопера-
кооперативное движение молекул и групп молекул.
У металлов не наблюдается; имеет значе-
значение, например, для пластмасс и аморфных
веществ. Скорость деформации является
функцией коэффициента вязкости, а также
температуры.
1.11.1.4. Ползучесть и релаксация
Ползучесть — деформация при постоян-
постоянной нагрузке, зависящая от времени.
Релаксация — зависящее от времени
уменьшение напряжения, необходимого для
поддержания определенной исходной де-
деформации.
Процессы ползучести и релаксации про-
проявляются в материалах с псевдокристалли-
псевдокристаллической структурой (стекло, высокополимер-
высокополимерные вещества) при низких температурах и
в материалах с кристаллической структу-
структурой (металлы) при повышенных температу-
температурах.
Кривые ползучести для металлов и спла~
вое. Деформация ползучести е.= f (t). Кри-
Кривые ползучести имеют три стадии — /, //,
III (рис. 1.226). В общем виде удлинение
t
?
1
I/
Ш/
\/
7
Ш/
—
-t,
Рнс. 1.226
при ползучести е = f (t) для металлов опи-
описывается степенной зависимостью e,~tmr
где t — время.
/ стадия. ш<\. Неустановившаяся ста-
стадия ползучести. Обычно при сравнительно-
низких температурах и незначительных на-
напряжениях: гт = a lg t. На этой стадии про-
происходит в основном пересечение дислока-
дислокаций (множественное скольжение), ведущее
к упрочнению и затуханию деформации,
(ползучести).
Переход от / ко // стадии. Граничные
условия /->¦// перехода: ei, n= P t'/t =
= $tll*+kt. Уменьшение деформационного
упрочнения путем поперечного скольжения
и переползания. Начало полигонизации.
// стадия. Установившаяся ползучесть-
еи = kt. Постоянная скорость ползучести.
Динамическое равновесие между процесса-
процессами деформационного упрочнения (введение
дислокаций) и динамического разупрочне-
разупрочнения (при переползании и поперечном сколь-
скольжении дислокаций). Эти последние процес-
процессы перераспределения дислокаций ведут к
образованию полигонизованной структуры.
II стадия отвечает случаям нагружения,.
наиболее распространенным в технике ис-
использования жаропрочных сплавов.
III стадия. При данных условиях иагру-
жения наблюдается прогрессивно растущее
удлинение ползучести. Высокая температу-
температура, высокое напряжение. Зернограничное
скольжение, порообразование, трещины, ве-
ведущие к разрушению.
98

1.11.1.5. Явления разрушения
Разрушение — это обычно конечная ста-
стадия процесса деформации, заканчивающей-
заканчивающейся разделением тела на макроскопические
части. Разрушение представляет собой
следствие разрыва сил связи между атома-
атомами или молекулами под действием внешних
и внутренних напряжений.
Принципиальная возможность разделения
материалов на отдельные части, определя-
определяющая основные явления разрушения [3],
может быть реализована при воздействии
нормальных напряжений — рис. 1.227 или
при воздействии касательных напряже-
напряжений—рис. 1.228.
ления, примеси, тонкаи структура и т.д.
Характерные виды разрушения. На мик-
микроскопическом уровне различают:
а) случай, когда развивающийся процесс
скольжения формирует плоскость будуще-
будущего излома; последующий процесс отрыва
А тонный уровень
Ионы и Границы'субзерен и-
электронный газ Дислокации фазы выделения
Ю~5сн
Макроскопический уровень
СуВструктура,олреде- Границы зерен Области интен-
ляеман следами схоль-и включения сивноео течения
тения ro
Pudm
Рнс. 1.227. Разрушение под действием нор-
нормальных напряжений
Рис. 1.228. Разрушение под действием каса-
касательных напряжений
Теоретическая оценка напряжения, необ-
необходимого для преодоления межатомных
сил связи (идеальная прочность на разрыв
« идеальная прочность на сдвиг аИд, ТиД—
характерные значения, получаемые при
рассмотрении бездефектного идеального
кристалла): ОиЯжЕ/10; ТидЯйб/Ю.
Разрушение. Определяется процессами
возникновения и распространения трещин,
происходящими последовательно на ато-
атомарном, микроскопическом и макроскопи-
макроскопическом уровнях. Таким образом, различают
эти два процесса, протекающие один за
другим:
1. Образование трещины, начинающееся
¦с возникновения зародышевых трещии, ко-
которые появляются в процессе механическо-
механического нагружения и определяются взаимо-
взаимодействием дислокаций и образованных ими
следов скольжения.
2. Распространение трещины, происходя-
происходящее в две стадии:
а) постепенный рост трещины (докрити-
ческое подрастание до опасного размера).
б) нестабильное распространение трещи-
яы, когда она достигает критического или
закритического размера, приводящее к раз-
разрушению.
Схема раскрытия трещин, связанного с
ях распространением, приведена на" рис.
1.229.
Факторы, влияющие на возникновение
<(и распространение) разрушения:
а) вид нагружения (+ внутренние на-
напряжения); б) температура; в) форма об-
образцов или деталей; г) окружающие усло-
условия (среда); д) характер материала: хи-
химический состав, размер зерен, фазы выде-
Ю~2см.
//акросколичес/гий уровень
Пластическая Лоле напряжений у Трещина, иже
гона вершины трещины имеющаяся в
10''см 1см изделии 10см
\\\\\
а
Рис. 1.229
идет или по поверхностям раздела (грани-
(границам зерен) или по плоскостям спайности;
б) разрушение отрывом, которое может
быть: интеркристаллитиым (межзереи-
иым) — по границам зерен, транскристал-
литным (через зерна) —по плоскостям
спайности;
в) в ряде случаев разрушение может
быть смешанным: плоскость излома прохо-
проходит и через зериа, и между ними.
На макроскопическом уровне различают:
а) срез (рис. 230,а);
a ff
Рис. 1.230
б) двойной срез (рис. 230, б);
в) излом под действием нормальных на-
напряжений, ио с губами среза (с утяж-
утяжкой) — с частичной пластической деформа-
деформацией (рис. 230, в);
г) разрушение только под действием
нормальных напряжений без следов пласти-
пластической деформации (рис 230,г).
Типы разрушения. На практике разруше-
99

ние подразделяют на хрупкое, вязкое и
усталостное.
Хрупкое разрушение. Это разрушение без
макроскопической деформации или с очень
малой деформацией. Хрупкое разрушение
наиболее опасно потому, что в большинст-
большинстве случаев происходит при напряжениях
ниже предела текучести материала. Хруп-
Хрупкое разрушение может также происходить
при напряжениях выше исходного предела
текучести, если в ходе нагружения проте-
протекает сильное деформационное упрочнение.
Начинается обычно и а внешних рисках,
поверхностных надрезах или на уже имею-
имеющихся трещинках; при этом происходит
быстрое «расширение» трещинок или дру-
других зародышевых дефектов.
а. Факторы, способствующие хрупкому
разрушению:
— конструктивная форма: иасеч-
ки, риски, резьба, резкое изменение сече-
иия, толстостенные детали;
— технология: поверхностные де-
дефекты или трещинки как следствие непра-
неправильной сварки, закалки, шлифовки; обра-
образование сложного и опасного поля внут-
внутренних напряжений, особенно при сварке;
— условия нагружения: низкие
температуры, ударные нагрузки, многоос-
многоосное напряженное состояние;
— внешние условия: коррозионная
среда — коррозионное растрескивание, ох-
рупчивание под влиянием жидкого метал-
металла, водородное охрупчивание;
— структура материала: небла-
неблагоприятная (с точки зрения хрупкого раз-
разрушения)— о. ц. к. или. гексагональная ре-
решетка; крупнозернистая структура; фазы
выделения на границах зерен (особенно
пленочного залегания); старение; вредные
примеси и неметаллические включения.
б. Важное влияние на хрупкое разруше-
разрушение оказывают:
— форма и вообще наличие надреза на
образце, а также низкая температура
(рис 1.231). На этом рисунке Тг-
Напряжение
щшения
г 3<
Температура
Рнс. 1.231. Напряжение разрушения и темпера-
температурная кривая остановки трещин (CAT)
200 °С для стали; образец без надре-
надреза. Напряжение (сопротивление) разруше-
разрушению при низких температурах падает до
величины предела текучести. Т2: (NDT —
температура нулевой пластичности), на-
напряжение (сопротивление) разрушения об-
образцов с надрезом равно пределу теку-
текучести. При температуре ниже NDT — хруп-
хрупкое разрушение. CAT — температура
задержки (остановки) трещины.
При увеличении глубины надреза кривая
напряжение разрушения — температура
сдвигается к границе CAT, которую (CAT)
можно рассматривать как температуру, на-
настолько высокую, что она задерживает рас-
распространение трещины. Здесь надрез ие-
ведет к разрушению — трещина останавли-
останавливается. Когда длина трещины критическая
и величина нагрузки сохраняется примерно-
одинаковой, остановки трещины не проис-
происходит и выше CAT. Это наблюдается, на-
например, в наполненных газом баллонах в
трубах. В этом случае разрушение разви-
развивается нестабильно — возможно неожидан-
неожиданное (преждевременное) разрушение.
7*з : САТ-кривая достигает предела текуче-
текучести; точка пересечения называется FTE
(критическая температура разрушения при
переходе от упругой деформации). Т*: точ-
точка пересечения с пределом прочности при
растяжении — FTP (критическая температу-
температура разрушения при переходе от пластиче-
пластической деформации);
— Скорость нагружения. Увеличение ее
приводит к смещению хрупного разрушения
к более высокой температуре;
— Напряженное состояние. Многоосное
напряженное состояние изменяет соотноше-
соотношение между компонентами нормальных и
касательных напряжений. Характеристика
напряженного состояния: n=Ov/oi, где п —
способность к пластифицированию (коэф-
(коэффициент мягкости напряженного состоя-
состояния); ai — наибольшее действующее глав-
главное напряжение; cv — приведенное напря-
напряжение (сопоставимое), равное •
Критерии:
я=1; одноосное напряженное состоя-
состояние (сг2=о"з=0);
>я=0; гидростатическое напряженное
состоянние (ai=OT2==or3=0);
ji-vO; уменьшается способность к пла-
пластическому деформированию; склон-
склонность к хрупкому разрушению увели-
увеличивается.
в. Механизмы образования зародышевых
трещии, являющихся причиной хрупкого
разрушения.
Хрупкое разрушение предполагает нали-
наличие зародышевых трещин способных к рос-
росту, т. е. имеющих размер больше критиче-
критического. Это трещинки в виде сварочных тре-
трещин, дефектов поверхности, закалочных
трещин; зародышевые трещины могут так-
также образовываться в процессе иагружеиия
(в том числе микропластического иагруже-
иагружеиия) .
Модельные представления [13] создания
концентрации напряжений, результирующее
поле которых достаточно для образования
трещины — см. рис. 1.232. На этом рисун-
рисунке: а — скопление дислокаций у границы
зерна; б — совместное движение дислока-
дислокаций по двум пересекающимся системам
скольжения и их скопление в месте встречи
100

^Граница зерна
в
Включение
i
Рис. 1.232
этих систем; в — расклинивание границы
субзерна, г — скопление дислокаций у вклю-
включения.
Поверхность хрупкого разрушения бле-
блестящая, кристаллическая.
Вязкое разрушение. Сопровождается
значительной пластической деформацией.
Является результатом медленного подрас-
подрастания достаточно длинных трещин. Меха-
Механизм вязкого разрушения основан на обра-
образовании и совместном росте внутренних
пор (полостей), образующихся вокруг не-
неметаллических включений и фаз выделений.
Вязкое разрушение [3] возникает:
а) путем образования пор в области
шейки растягиваемого образца (рис. 1.233);
б) путем медленного роста ступенчатой
трещины при образовании полостей и ямок
перед ее вершиной (рис. 1.234).
Рис. 1.233
Трещина^
Рис. 1.234
Образование пор или полости (например,
при пластической деформации) у неметал-
неметаллических включений или вокруг фаз выде-
выделений можно изобразить в виде двух моде-
моделей [3]:
1. Скопление дислокаций у границы раз-
раздела частицы — матрица и частичное пе-
перерезание частицы (рис. 1.235).
т т
Рнс. 1.236
2. Скопление дислокаций у границы раз-
раздела и разрушение частицы (рис. 1.236).
Поверхность разрушения выглядит мато-
матовой, шероховатой, в ямках.
Усталостное разрушение возникает в про-
процессе циклического (часто повторяющегося),
иагружения; результат такого нагруже-
ния — необратимый процесс накопления
повреждений, являющихся по существу
очагами будущего разрушения. Ниже дано-
макроскопическое рассмотрение.
Формы разрушения [11] —рис. 1.237..
Поверхности излома показаны на рис>
1.238.
Вид
иагружения
Растяжение
Односторонний
изгиб
Двусторонний
изгиб
Знакопеременный
изгиб
Кручение
Высокие
собственные
напряжения
Гладкие Образцы Гладкие Образцы
Разру-
Разрушение
Малые
собственные
напряжения
Как при
Высоких
собственных
напряжениях
Рис. 1.237
Рнс. 1.238
1 — поверхность усталостного
разрушения с бороздками; 2 —
зона долома
Поверхность собственно усталостного
разрушения A на рис. 1.238) — область
образования, роста и слияния первичных,
трещинок — затертая плоская и гладкая^
За ней следует бороздчатая рифленая по-
поверхность, концентрические бороздки кото»
рой являются мерой скорости роста уста-
усталостных трещин. Поверхность долома B на
рис. 1.238) — окончательного разруше-
разрушения — имеет иной вид по сравнению с по-
поверхностью собственно усталостного изло-
излома. Долом также часто называют устало-
усталостным разрушением.
Процесс накопления повреждений разде-
разделяют иа три стадии (возможно наложение
отдельных стадий друг на друга);
— упрочнение: возникновение и движе-
движение дислокаций; торможение дислокаций;
наклеп; создание скоплений дислокаций;
— образование трещин: отсутствие дви-
движения дислокаций (или их незначительное
движение) внутри образца (тела); при
этом иа поверхности могут быть: а) экст-
экструзия — маленькие выступы толщиной
0,1 мкм, которые возвышаются над поверх-
поверхностью полос скольжения до 10 мкм, и
101

€) интрузия — маленькие впадинки (канав-
(канавки); действуют как зародыши трещин; в
итоге образуются зародышевые трещины;
— рост зародышевых трещин, являю-
являющийся функцией природы материала, ха-
характера нагружения, вида обработки по-
поверхности.
Методы испытаний на разрушение
1. Метод ударной вязкости (см. 1.11.2.14).
2. Метод определения работы распро-
распространения трещин. Исследуется процесс
перехода покоящейся трещины в трещину,
которая распространяется нестабильно (без
•подвода энергии извне). Образцы с трещи-
трещиной (надрезом) для испытаний на растя-
растяжение или изгиб, доводимые до разруше-
разрушения. Определяют напряжение, необходимое
для самопроизвольного развития трещины
(разрушения), являющееся функцией тем-
температуры; температура, при которой не
происходит уже нестабильного распростра-
яения трещин, соответствует температуре,
яри которой можно вводить (наносить)
трещину в образец до испытаний на раз-
разрушение.
3. Метод остановки трещин. Определение
CAT (по Робертсону). Выше CAT хрупкое
разрушение задерживается за счет разви-
развития пластической деформации (при высо-
высокой температуре — низкий предел текуче-
текучести — иет опасности хрупкого разрушения).
Испытания по методу DWTT для сварных
соединений; развитие метода DWTT — опре-
определение критической температуры перехо-
перехода от вязкого к хрупкому разрушению при
испытаниях падающим грузом.
4. Натурные испытания деталей машин.
Применение сборных конструкционных эле-
элементов, имеющих естественные или искус-
искусственно созданные концентраторы напря-
напряжений. Высокая стоимость испытаний, ре-
результаты ие могут быть перенесены на дру-
другие детали.
Основы механики разрушения. Цель ме-
механики разрушения: исследование на при-
примерах, встречающихся иа практике (напри-
(например, в строительстве), процессов разруше-
разрушения; разработка методов испытаний, ими-
имитирующих реальные случаи разрушения, а
также мероприятий по снижению опасности
преждевременных хрупких разрушений:
вывод количественных критериев для оцен-
оценки поведения материалов и деталей с уче-
учетом имеющихся в них дефектов (трещин)
в критических условиях; оценка наиболее
¦опасного для» развития хрупкого разруше-
разрушения напряженного состояния (в первую
¦очередь плоскодеформированного, а также
плосконапряженного).
Границы применимости механики разру-
разрушения:
а. Механика разрушения дает лишь оце-
оценочные критерии для выбора материалов;
«агружение при испытаниях (и на практи-
практике) всегда должно быть ниже предела те-
текучести.
б. Процесс разрушения при нагружении
выше предела текучести не описывается
яижеприведенными уравнениями, за ис-
исключением случаев испытаний некоторых
материалов, склонных к сильному дефор-
деформационному упрочнению (у которых напря-
напряжение течения растет в ходе испытаний
или в процессе реального нагружения на
практике).
в. Должно быть известно действующее
эффективное напряжение (что нередко
трудно определить для сложных сварных
конструкций).
г. В случае многоосного напряженного
состояния применение основных положений
механики разрушения также затруднено;
необходимы опыты по моделированию;
д. Должны быть известны (и должны
строго соблюдаться) основные геометриче-
геометрические связи между критическими размера-
размерами трещины и критическими иапряжения-
! ми, определяемыми размерами образцов
1 для разных уровней прочности.
е. Механика разрушения является фено-
феноменологической теорией; оиа еще должна
развиваться с тем, чтобы с ее помощью
можно было с большой надежностью выби-
выбирать материалы с высоким сопротивлением
развитию хрупкой трещины. В этой связи
важно отметить, что должна быть найдена
связь между параметрами механики разру-
разрушения и микроструктурой металлов и спла-
сплавов.
Возможности применения параметров ме-
механики разрушения. Параметры Kic и/или
6с зависят от температуры и скорости на-
нагружения. Кроме того, Kic и/или 6С зависят
от размеров образца, в котором должно
быть создано плоскодеформированиое со-
состояние. В этом случае эти параметры бу-
будут однозначной мерой сопротивления ма-
материала разрушению. Отсюда Kic, 6с дан-
данного материала могут быть использованы
для расчетов конструкционных элементов,
имеющих потенциальные дефекты (трещи-
(трещины). Эксперименты по определению Kic
предусматривают нахождение наибольшей
нагрузки, вызывающей хрупкое разруше-
разрушение.
Знание параметров механики разрушения
позволяет сделать выводы о целесообраз-
целесообразности выбора того или иного материала,
способов его сварки, жизнеспособности
конструкционных элементов, а отсюда —
получить данные о замене элементов или их
ремонте.
Возможно также сравнение Kic, 6C с удар-
ударной вязкостью надрезанных образцов раз-
различных металлических материалов.
Теории. Основные положения механики
разрушения, описывающие процесс разру-
разрушения, базируются на следующих теориях
(моделях):
а) линейная механика разрушения
(ЛМР);
б) нелинейная механика разрушения
(разрушение с заметной пластической де-
деформацией) ;
в) разрушение в условиях стабильного
роста субкритических трещин.
Линейная механика разрушения (ЛМР).
Дает количественное описание работы ма-
материалов с трещинами (надрезами), сопро-
сопровождающейся разрушением упруго дефор-
деформированных тел в условиях, когда допу-
допустимо применение линейных законов тео-
теории упругости.
В основе модели лежит энергетический
а 02

баланс при нестабильном распространении
трещины, а также рассмотрение интенсив-
интенсивности напряжений в вершине трещины.
а. Модель Гриффитса: Wv — упругая
энергия; Wo — поверхностная энергия.
МСЕ = тюЧЧЕ; W0 = 4ly0(y0 — удельная
поверхностная энергия).
Основное условие для самопроизвольного
распространения имеющейся зародышевой
эллиптической трещинки длиной 21 в неко-
некотором теле, нагруженном внешним напря-
напряжением а:
dWEldl> dWJdl.
б. Напряжение, необходимое для рас-
распространения трещины:
в. Критическая длина трещины:
уо
г. Работа, необходимая для распростра-
распространения трещины
С = dWE Idl = (F42) (dN/dl), где
N — податливость или величина, обратная
постоянной упругости.
д. Различные виды раскрытия трещин
зависят от схемы нагруження:
— нагруженне типа I (рис. 1.239, а):
простое раскрытие трещины — наиболее
часто встречающийся случай, имеющий по-
поэтому наибольшее практическое значение;
— нагружение типа II (рис. 1.239,6):
трещина раскрывается -при продольном
срезе;
— нагружение типа III (рис. 1.239, в):
трещина раскрывается при поперечном
срезе.
При разных схемах нагружения получа-
получаются различные коэффициенты интенсив-
интенсивности напряжений (кгс-мм~3/2) — соответ-
соответственно Ki, Kn и Km-
е. Коэффициент интенсивности напряже-
напряжений Ki; фактор f (см. формулу) должен
учитывать соотношение между размерами
образца (конструкции) и геометрией тре-
трещины, определяющее создание определенно-
определенного напряженного состояния: Ki=a(nlf)l/2.
ж. Вязкость разрушения Кс Характери-
Характеризует критическое значение коэффициентов
интенсивности напряжений, возникающее
при самопроизвольном распространении
хрупкой трещины критической длины" 1С\
измеряется в кгс-мм~3/2:
Kc = ac(nlcfI'2.
з. Объемное напряженное состояние. При
плоскодеформированном состоянии Ке
а
//
-i i-
j i
Л^
- б
в
уменьшается до минимума; особенно опас-
опасным является тип I раскрытия трещины.
Для этих критических условий вязкость
разрушения обозначают как Ки:
К1с = f (толщины материала).
Величина Ktc— нижняя граница возмож-
возможных значений вязкости разрушения; явля-
является константой для данного материала в
наиболее опасных для развития хрупкого
разрушения условиях; характеризует рабо-
работоспособность материала.
и. Диаграмма сила — смещение (раскры-
(раскрытие трещины). Характеризует поведение
материала в условиях плосконапряженного
и/или плоскодеформированного состояний
(рис. 1.240).
I
Смещение —•—
Рис. 1.240
а — шгоскодеформироваииое состояние; б — плос-
кодеформированное состояние при очень тонких
сечениях. Kc>KIti нестабильность «х» обозна-
обозначается как «pop-in»; в — заметная пластическая
деформация при достижении наивысшей нагрузки;
не отвечает условиям линейной механики разру-
разрушения
к. Соотношения между величинами ме-
механики разрушения [3] —табл. 31.
л. Линейная механика разрушения при
упруго-пластическом распространении тре-
трещины.
Соотношения линейной механики разруг
шения справедливы для очень хрупких ма-
материалов, когда образующаяся у вершины
трещины зона пластической деформации
меньше длины трещины (и, естественно,
много меньше толщины образца).
Радиус зоны пластической деформации:
rs при плосконапряженном состоянии: rs=
=K?CI2nc2s; rs при плоскодеформированном
состоянии rs=(K2lcl2nc1)(\— 2vJ.
Тогда параметры вязкости разрушения
видоизменяются следующим образом.
Критический коэффициент интенсивности
напряжений:
что справедливо при ac/ors<0,6.
Выражение для iCic; Kic=E[(as+ab)l
/Е+п/2] Bяйт)'Л
где п—показатель в уравнении деформа-
цирнного упрочнения;
rfT — диаметр области внутри зоны
пластической деформации, в которой веще-
вещество разрушается, после того как исчерпы-
исчерпывается его способность к деформации. dr
является функцией свойств материала, его
микроструктуры.
м. Влияние скорости деформации на Кс.
Для высокопрочных материалов это влия-
влияние практически отсутствует. Для сталей
средней прочности — см. рис. 1.241. Сниже-
10$

ТАБЛИЦА 31
Вид раскрытия трещины
I плосконапряженное
¦состояние
1 плоскодеформиро-
жанное состояние
II плоско деформиро-
деформированное состояние
III чистое кручение
Напряжение разрушения
BЕур у/2
1 2Еур у/2 .
/ 2Сур \1/2
те — 1 1
tc — 1
Вязкость разрушения
К = (G ЕI^2 = ос (nlf)lt2
GGC \i/2
Примечание. G=?/2(I+v) — модуль сдвига; v — коэффициент Пуассона; ур—энергия
пластической деформации; Gc _ работа, которая должна совершаться при распространении тре-
трещины иа единицу поверхности (кгс-мм/мм2=кгс-мм~х).
деформации действует равномерное напря-
напряжение текучести as.
а. Длина пластической зоны R:
для or/ors<l величина #=»1,23/(о7сг8J;
для о>/с>8~1 величина Rzaa [1—яA—
-о-/сг*)/2].
Расчет R по Ирвину: R=l/[l—
-0,5(ог/ог*J].
б. Раскрытие трещины б: 8=лаЧ/Еа
справедливо для о)ое я* 0,6.
в. Работа, необходимая для раскрытия
трещины G:
С = КЧЕ = 8crs = (лег? ЦЕ) [1 +
+ (o7o-sJ/2] G«0,5-^26ov
В этой зависимости связаны между со-
собой раскрытие трещины, длина трещины,
действующее напряжение, предел текучести
при растяжении.
г. Критическое раскрытие трещины 6С.
Параметр, непосредственно связанный с
пластичностью материалов. Раскрытие тре-
трещины в пластичных материалах до дости-
достижения величины 6С (рис. 1.243—1.245).
Скорость деформации ¦
Рис. 1.241
«ие Kic-*-Kid (динамическая вязкость раз-
разрушения).
Нелинейная механика разрушения. При-
Применима для случаев, когда перед разруше-
лием происходит заметная пластическая
деформация, распространяющаяся на зна-
значительные области (когда ЛМР неспра-
несправедлива). Нелинейная механика разруше-
разрушения применима для конструкционных
материалов средней и низкой прочности.
Согласно модели (рис. 1.242) нелинейная
I , I I I
Puc.1.2ii3
6
PucWt
6
PuctMS
Рис. 1.242
механика разрушения применима, когда на
концах хрупкой трещины, как бы в каче-
«стве ее продолжения, формируется под
влиянием внешнего напряжения реальная
трещина вязкого разрушения. Здесь в
¦большой (по размерам) зоне пластической
В английской литературе — COD (crack
opening displacement).
На рис. 1.246 схематически показаны об-
области, для которых можно применять раз-
различные критерии разрушения [104]. Пояс-
Пояснения к рисунку см. в табл. 32.
J04

ТАБЛИЦА 32
Область
О-А
А—А'
А'—В
В—С
Разрушение
Хрупкое
Псевдохрупкое
Преобладает
псевдохрупкое
Вязкое '
Напряженное
состояние
образца
Плоское рас-
растяжение
Смешанное —
плосконапря-
плосконапряженное и пло-
плоскорастянутое
Плосконапря-
Плосконапряженное
То же
Зона пласти-
пластической де-
деформации
«d
<d
tad
=d
Предел теку-
текучести,, ЛШа
<1000
600—1000
600—1000
350—600
600—1000
350—600
<3.50
Толщина
d
Малая
Средняя
Большая
Малая
Средняя
Малая
Критерий разруше-
разрушения
\с • с
«с
Пластическая не-
нестабильность (обраг
зование шейки),
вязкое разрушение-
Раскрытие трещины —*-
Рис. 1.246
/ — хрупкое разрушение; 2—разрушение, подоб-
подобное хрупкому; 3 — деформационное разрушение
и(или) пластическая нестабильность (образова-
(образование шейки); 4 — плоское растяжение (Л1е); 5 —
плоское напряжение FС); 6 — макроскопическое
течение
Вид излома зависит от свойств материа-
материала детали, размеров, температуры, вида
нагруження, скорости нагруженйя. Разли-
Различают следующие разрушения: хрупкое, ква-
квазихрупкое, вязкое.
Механика разрушения при стабильном
росте трещины. Трещина достигает крити-
критической длины в основном не в ходе неста-
нестабильного распространения (когда справед-
справедлива линейная и нелинейная механика раз-
разрушения), а чаще в процессе стабильного
роста [медленный рост маленькой (тонкой)
трещинки за определенный промежуток
времени].
При стабильном росте трещины разли-
различают:
А. Увеличение трещины в процессе зна-
знакопеременного нагруженйя (рис. -1.247).
На рисунке Ak циклический коэффициент
интенсивности напряжений, равный Ak=
= Да(зт//)'А, где Да — амплитуда знакопе-
знакопеременного напряжения; N — число циклов
иагружения; I — образование фронта за-
зародышевой трещины и стабилизация; II —
образование бороздок и распространение
трещины [основной этап процесса увели-
Рис№7
Рис. 1.247. Связь между Aft и скоростью ростав
трещины
Рис. 1.248
/ — нестабильное распространение трещни; 2 —
стабильное распространение трещин; 3 — нет рас—
пространения трещии
чения (роста) трещин в процессе цикличе-
циклического нагруженйя]. dl/dN—C(Afc)m (спра-
(справедливо для 2_ и III этапов; С и m — пере-
переменные); С, m зависят от природы мате-
материала, характера нагруженйя; /п=2ч-6;;
III — статический этап процесса разруше-
разрушения (долом). гв=Bл)-1(Д^СМJ. С по-
помощью этого соотношения возможна оцен-
оценка долговечности элементов конструкций.
При этом опыты необходимо проводить-
при одинаковой температуре, частоте цик-
циклов нагруженйя, среднем напряжении иг
разности напряжений (атах—оып) для?
каждой детали (образца).
Б. Увеличение трещины в процессе кор-
розни под напряжением (коррозионное рас-
растрескивание) .
Коррозионное растрескивание ведет к.
увеличению (распространению) трещины:
докритической величины. Интенсивность
напряжений в вершине трещины служит
мерилом стабильного роста трещины &
коррозионных средах. Наименьшее значе-
значение К, которое в данных условиях испыта-
испытаний ведет к разрушению (в коррозионных
средах) обозначается Кисе или Kscc
(stress — corrosion — cracking) — смотря
по тому, является состояние плоскодефор-
мированным или плосконапряженным. От-
Отношение Кисе: Kscc — это мера чувстви-
чувствительности к коррозионному растрескива-
105-

иию. Kiscc является функцией влияния
внешних условий, характера среды. На
рис. 1.248 приведены данные об ускоряю-
ускоряющем влиянии коррозии на увеличение тре-
трещин (при более низком напряжении) в
процессе коррозионного растрескивания.
1.11.1.6. Повышение прочности
Целенаправленные изменения структуры
могут привести к повышению прочности и
отсюда к более рациональному использова-
использованию материалов.
Способы повышения прочности: деформа-
деформационное упрочнение (наклеп); упрочнение
при образовании твердого раствора; упо-
упорядочение (образование антифазных гра-
границ); создание мелкозернистой структуры;
старение (выделение вторых фаз); соз-
создание композитных материалов; созда-
создание благоприятных (сжимающих) по-
поверхностных остаточных напряжений; об-
образование субструктуры; увеличение плот-
плотности дислокаций, например в результате
фазового наклепа, и др.
Уменьшение плотности дислокаций. Д©
сих пор реализовано только в нитевидных
кристаллах (усах); прочность приближает-
приближается к теоретической, однако при этом нет
запаса пластичности (вязкости). Целесооб-
Целесообразно введение усов в защищающую их
матрицу, т. е. создание композитного ма-
материала, содержащего нитевидные кристал-
кристаллы диаметром несколько микрометров.
Получение сверхмелкого зерна. Для это-
этого существуют, например, следующие воз-
возможности:
а) в литых материалах можно добиться
с помощью особых условий резкого охлаж-
охлаждения и зародышеобразования;
б) технологические приемы сдерживания
роста зерен (добавка частиц второй фазы,
различных порошков — дисперсное упроч-
упрочнение) ;
в) регламентированная рекристаллиза-
рекристаллизация после горячей и/или холодной дефор-
деформации.
Наличие частиц вторых фаз. Мелкодис-
Мелкодисперсные частицы вторых фаз в матрице
способствуют увеличению сопротивления
пластической деформации. Самым распро-
распространенным методом получения такой
структуры является, например, старение
или дисперсионное твердение. Частицы
действуют как препятствия (барьеры) для
движения дислокаций, что и определяет
повышение прочности.
Оптимальные (с точки зрения торможе-.
ния дислокаций) условия: расстояния меж-
между частицами ^0,1 мкм, размер частиц
^0,01 мкм.
Когда при равномерном распределении
частиц в объеме сплава движущаяся дис-
дислокация встречается с частицей, существу-
существуют две возможности: перерезание частицы
и обход частицы дислокацией. Реализуется
тот процесс, для протекания которого не-
необходимо наименьшее напряжение.
Возможности повышения прочности при
наличии частиц второй фазы обусловлива-
обусловливаются различными механизмами: взаимодей-
взаимодействием частиц с дислокациями; механиз-
механизмом Орована; перерезанием частиц; влия-
влиянием поля напряжений на поверхности
раздела частица — матрица; возникновени-
возникновением противодействующего напряжения от
скопления дислокаций у частицы; размно-
размножением дислокаций.
Перерезание частиц. Модельное представ-
представление (рис. 1.249) предусматривает два
В
е Частицы
I
\
Дислокация
Рис. 1.249
предположения: а) дислокации негибкие,
б) частицы сферические.
Дополнительные напряжения, необходи-
необходимые для перерезания частицы: Дт=
=nEdJbD, где Е— энергия вновь образую-
образующейся поверхности, возникающей в резуль-
результате перерезания; D — расстояние между
двумя частицами; d — диаметр круга, воз-
возникающего в результате среза частицы;
Ь — вектор Бюргерса.
Механизм Орована. Предпосылка: если
частицы представляют собой непреодоли-
непреодолимое препятствие, то в процессе пластиче-
пластической деформации линия дислокации изги-
изгибается (рис. 1.250, модельное представле-
представление).
Рис. 1.250
Дислокация
Необходимое для осуществления этого
процесса дополнительное напряжение
Дтдоп = Gb/ (D—d); D »d.
106

ТАБЛИЦА
ДтД(ш>Дт—
механизм Орована
Дтдоп = Дт—
переходное состояние между
двумя механизмами.
Критический размер частицы:
d Gb*/E
ДтД0П<Дт—
механизм перерезания. Обыч-
Обычно действует в случае частиц
порядка 500-10~7 мм
Отсюда следует, что чем плотнее- распо-
расположены частицы, тем больше они противо-
противодействуют движению дислокаций (труднее
ей прогнуться и обогнуть частицу). Для
практического использования повышение
предела текучести можно оценить как:
До*а~?-' (та&гГЗЗ).
Перерезание частицы с образованием
парных дислокаций. Когерентные, упорядо-
упорядоченные ненапряженные области (частицы)
диаметром порядка 1000-10-' мм.
Обзор критериев — табл. 33.
Пояснения к рис. 1.251 (модельное пред-
представление) [13]: в. упорядоченных частицах
(областях) образованная дислокацией 1 ан-
антифазная граница устраняется дислокаци-
дислокацией 2. Остающаяся (между частицами) ан-
антифазная граница между дислокациями /
и 2 пытается стянуть обе дислокации. При
этом увеличивается также сила отталкива-
отталкивания при сближении дислокаций. В равно-
равновесии эти силы приблизительно равны.
Влияние поля напряжений на поверхно-
поверхности раздела частица — матрица. Когда на
поверхности раздела матрица — частица
возникает "напряженное состояние (поля
напряжений), то требуется дополнительное
деформирующее напряжение для продви-
продвижения дислокаций через эти поля. Причи-
Причинами повышенных напряжений на поверх-
поверхности раздела матрица — частица могут
быть: :
а) в случае когерентных частиц — раз-
различие в объемах матрицы и частиц;
б) в случае некогерентных частиц'— раз-
разница в решетках и, в частности, в коэф-
коэффициентах теплового расширения между
матрицей и частицами, что приводит к воз-
возникновению напряжений при охлаждении,
например после горячей деформации.
Возникновение противодействующих на-
напряжений от скопления дислокаций у час-
частиц. При увеличении степени деформации
механизм Орована становится недостаток
ным для описания процессов взаимодейст-
взаимодействия дислокаций с частицей. Возникающая
сила, которая препятствует развитию
скольжения, есть равнодействующая сила
Та от скопления дислокаций около частицы,
направленная против т — см. рис. 1.252 мо-
модельное рассмотрение [13]. Иногда голов-
¦ Ат
-XJ.
Первичная плоскость
скольжения
Рнс. 1.252
ная дислокация в скоплениях у частицы
(принимая во внимание то, что линии дис-
дислокаций гибкие) огибает частицу с обра-
образованием вокруг нее дислокационного1
кольца. При этом скольжение других дис-
дислокаций еще больше затрудняется и проч-
прочность повышается.
Размножение дислокаций. Рассматрива-
Рассматривается ступенька на краевой дислокации^
имеющая чисто винтовую ориентацию. Воз-
Возможно поперечное скольжение с образова-
образованием объемного призматического располо-
расположения дислокаций. Модельное представлен
иие: с увеличением степени деформации
увеличивается плотность дислокационных
петель и их взаимодействие, что ведет к об*
разоваиию сеток дислокаций. Они выходят
на плоскости скольжения и перерезают их^
что задерживает продвижение других дис-
дислокаций, которые могут скользить по этим
плоскостям. Следствием является упрочне-
упрочнение, возникающее всегда, когда растет
плотность дислокаций.
Композиционные материалы. Различные
виды композиционных материалов [13]: .
а) непрерывные волокна. Максимальный;
эффект упрочнения (в продольном направ-
направлении относительно растягивающего на-
напряжения). Напряжение непосредственно
воспринимается волокнами (рис. 1,253);
Рис. 1.253
Рно. 1.254
б) прерывистые волокна. Назначения
матрицы — распределить напряжение на>
все волокна (рис. 1.254);
в) дисперсное упрочнение. Равномерное
распределение напряжений при равномер*
ном введении упрочняющих частиц в объ-
объем дисперсоида (рис. 1.255).
Создание благоприятных (сжимающих)
поверхностных остаточных напряжений.
107

Прочность растет, когда на поверхности
материала возникают сжимающие напря-
напряжения.
Методы:
а. Создание керметов;
б. Создание слоя на поверхности с
меньшим коэффициентом теплового расши-
Рис. 1.255
рения (например, слой А12Оз с обменом
иона А13+ на Сг3+);
в. Химико-термическая обработка (см. 5.0)
для металлических материалов (повышение
усталостной прочности);
г. Термомеханичеркая обработка (см.
5.0).
1.11.2. Механические
испытания
Чтобы правильно подобрать материал
для соответствующих условий нагружения,
^необходимо знать свойства материала, ко-
которые характеризуют его механическое по-
поведение при этих заданных условиях на-
тружения.
Величины, определяемые с помощью ме-
механических испытаний, имеют значение в
¦качестве: основы для выбора размеров ме-
механически нагруженных конструкций;
•оценки поведения материала при пластиче-
пластической деформации; метода контроля за ка-
качеством; метода оценки поведения мате-
материалов в сложных условиях нагружения
(например, износ).
Допустимое напряжение и надежность.
Допустимое напряжение (в кгс-мм-2) яв-
является важнейшей величиной для конструк-
конструктора: aZui=K/S, где К—эксперименталь-
К—экспериментально определяемая величина (например,
прочность при испытаниях на растяжение,
усталостная прочность и т. д.); S — коэф-
коэффициент надежности (запаса), учитываю-
учитывающий ненадежность при данном виде нагру-
нагружения (S>1).
1.11.2.1. Испытания
на растяжение (TGL 17461)
Стандарт применим для испытаний ме-
металлических материалов при температуре
20°С±10°С.
Неприменим для испытаний проволоки
диаметром 6 мм, сварных швов, чугуна с
пластинчатым графитом.
Основной вид статических испытаний —
•определение механических свойств в усло-
условиях одноосного растягивающего нагру-
жеиия всего сечеиия образца. Деформацию
<УДлинеиие) проводят до разрушения.
108
а. ав— временное сопротивление, т. е. на-
напряжение (кгс-мм-2), которое определяет-
определяется как GB=Fmax/A0, где Fmax — максималь-
максимальная нагрузка, определяемая в процессе уд-
удлинения образца; Ао — первоначальное по-
поперечное сечение образца.
б. &.L — удлинение (в миллиметрах):
&L=LB—La, где LB— расчетная (между
метками) длина образца после испытания
на растяжение, доведенного до разруше-
разрушения; LD — первоначальная расчетная длина
образца (между метками) перед испыта-
испытаниями (в миллиметрах).
в. е — удлинение (в процентах) текущее-
e=[(L,—Lo)/Lo]-lOO.
г. 6 — удлинение (в процентах) при ис-
испытаниях до разрушения:
6S « L0/d0 = 5 (короткий пропорциональный
образец);
610 = L0/d0 = 10 (длинный пропорциональ-
пропорциональный образец).
д. ij) — поперечное сужение при разрыве
(в процентах): г])= [(Ло—ЛШейки)/Л0]-100.
е. a — напряжение '(в кгс-мм-2 или Па):
ж. 0Е — предел упругости (см. ao.oi)-
з. Fs — нагрузка при пределе текучести.
и. Os—предел текучести (в кгс-мм~2);
aso — верхний предел текучести; ави —
нижний предел текучести (см. диаграмму
a—е на рис. 1.256).
к. W — работа деформации, равная пло-
площади под кривой на диаграмме (см. рис.
1.256). №=|aB6, где | — степень заполне-
заполнения (?<1)
Рис. 1.256
Закон Гука o=f(E), tga=?=a/E. /—верхний пре-
предел текучести=с0=иачало пластического течения;
2 — нижний предел текучести; 3 — начало образо-
образования шейки при разрыве образца; 4 — равномер-
равномерное удлинение; 5 — сосредоточенное удлинение;
4+5 — удлинение при разрыве 6; 6 — граница диа-
диаграммы для определения удельной работы дефор-
деформации
л. S — соотношение между пределом те-
текучести и пределом прочности: S=as/aB.
м. ав — прочность образца с надрезом
(кгс-мм-2): Gr^Fb/Ab, где Ав — попереч-

иое сечение в надрезе. Формы разрывного
образца согласно стандарту TGL 0-50125—
см. рис.. 1.257. Применяются главным об-
образом: короткий пропорциональный обра-
образец: ?о=5<2о_(для призматического образца
?о=5,65 V А о) и длинный пропорциональ-
пропорциональный образец: L0 = 10rf0 (для призматическо-
призматического образца Lo=ll,3KA>).
Размер Lo наносят на рабочую часть об-
образца, a do измеряют до испытаний; затем
образец устанавливают в испытательную
h—X3-
Lo
Рнс. 1.257
do — диаметр образца; d, — диаметр головки; h —
высота головки; г — радиус скруглеиия; ?о — рас-
расчетная длина образца; L —часть (длина) об-
образца, подвергающаяся растяжению; L* —общая
длина образца
машину. Увеличивать нагрузку следует
равномерно; величина нагрузки (силы)
считывается по показаниям соответствую-
соответствующего прибора.
Анализ диаграммы а—е. Виды диаграмм:
а) пластичный материал (рис. 1.258, а);
( а
1 6
У >
Рнс. 1.258
б) четко выраженный предел текучести
(рис. 1.258,6);
в) хрупкий материал (рис. 1.258, е);
г) резиноподобное поведение (рис.
1.258, г).
Влияние надреза (формы) образца — см.
иа рис. 1.259.
Надрезанный
образец
Ненадрезанный
образец
Рис. 1.259
Изменение as=f (легирования) — рис.
1.260, а (нелегированная конструкционная
сталь); рис. 1.260,6 (конструкционная
сталь, легированная марганцем) и рис.
Рис. 1.260
1.260, в (конструкционная сталь, легирован-
легированная хромом и никелем).
Некоторые замечания по ¦ испытаниям на
растяжение:
а. Оа> — истинное напряжение ". При расче-
расчете напряжений нагрузку относят к теку-
текущему (в процессе испытания) изменению
поперечного сечения (рис. 1.261).
Рис. 1.261
е пласт '
б. Испытание на растяжение листовых
образцов (<5 мм) — см. стандарт TGL
0-50114.
в. Испытания на растяжение при низких
и высоких температурах — см. стандарт
TGL 24369 или 10977.
Исследования при высоких и низких тем-
температурах проводятся аналогично измере-
измерениям при комнатной температуре. Образец
должен находиться при заданной темпера-
температуре в течение всего опыта.
Образцы должны иметь нарезные голов-
головки или специальные заплечики; возможно
также использование специальных видов
образцов (например, разрывные образцы с
надрезом (по Кунце [11]).
Создание высоких температур:
— до 300 СС — в электрообогреваемых
ваннах с расплавом;
— до 1200 °С — в электропечах.
Создание низких температур: холодиль-
холодильные смеси — углекислота со спиртом и жид-
жидкий азот.
Оборудование для испытаний должно
удовлетворять следующим условиям:
1 В СССР обозначается Sft. Прим. ред.
109

— одновременный и быстрый нагрев об-
образца по всей его длине;
— поддержание постоянной температу-
температуры во время опыта любой продолжитель-
продолжительности;
— простая и быстрая смеиа образцов;
— возможность испытания круглых и
плоских образцов;
— надежное определение предела теку-
текучести;
— возможное измерение больших удли-
удлинений (> 100%);
— регистрация диаграммы сила — удли-
удлинение или сила — время.
Согласно TGL, необходимо обеспечить
следующее постоянство температур: при
испытаниях на растяжение в условиях вы-
высоких температур: ±3СС в интервале
>30—600 °С; ±5°С в интервале 600—
900 °С; ±8°С при 900 °С; при испытаниях
на растяжение в условиях низких темпера-
температур: ±2 "С до — 70 °С и ±3СС ниже
—70 °С.
Необходимо учитывать, что при испыта-
испытаниях иа растяжение при высоких темпера-
температурах исчезает четко выраженный предел
текучести. В этом случае необходимо опре-
определение условного предела текучести. Кро-
Кроме того, надо иметь в виду, что диаграм-
диаграммы, характеризующие изменение свойств
материала в зависимости от температуры,
имеют различный вид для различных мате-
материалов.
На основании результатов испытаний
материалов при комнатной ' температуре
нельзя сделать вывод об их низко- и вы-
высокотемпературном 'механическом пове-
поведении.
Для дисперсионно твердеющих жаро-
жаропрочных сплавов только в некоторых слу-
случаях можно сделать заключение об их со-
сопротивлении ползучести по результатам,
испытаний на кратковременное высокотем-
высокотемпературное растяжение, которые можно
тогда рассматривать как быстрый метод
качественного контроля.
Высокотемпературные диаграммы леги-
легированных сталей сила — удлинение могут
иметь совершенно иной вид по сравнению
с диаграммами, полученными при комнат-
комнатной температуре (рис. 1.262, 1.263 [106]).
т~го°с
Т~900"С
MM-MUH
-1
¦А1-
Рнс. 1.262
»т—скорость перемещения
захватов машины
г. Определение ffo.2—условного предела
текучести. Для материалов, не имеющих на
диаграмме четко выраженного предела те-
Рис. 1.263
кучести, очень важным является определе-
определение условного предела текучести ао,2 [на-
[например, для Си, А1, легированных и высо-
высоколегированных сталей, мягкой (низкоугле-
(низкоуглеродистой) стали при >350°С].
Под условным пределом текучести Оол
понимают такое напряжение, кгс-мм~2,
при котором остаточная деформация со-
составляет 0,2 %:
Для определения условного предела те-
текучести существуют следующие возмож-
возможности:
-г- определение ао,2 по диаграмме сила—
время (рис. 1.264): eo.2=[(vMXo,2/vplo)]X
Х100; ео,2 в процентах.
Рис 1.264
Здесь Vm — скорость перемещения тра-
траверсы разрывной машины, мм-мин~1; vp —
скорость движения бумаги в регистриру-
регистрирующем устройстве, мм-1; U — исходная рас-
расчетная длина образца, мм; Xo.s— длина на
диаграмме, мм, отвечающая остаточной де-
деформации 0,2 %;
— определение ао.з с помощью электриче-
электрического тензометра (например, типа МКе, Fa,.
Holl, ГДР). На образец устанавливают ин-
индукционный тензометр (возможен выбор»
различных рабочих длин образца), изме-
измеряющий удлинение. Одновременно регист-
регистрируется изменение силы;
— определение ао,2 с помощью механи-
механического тензометра.
В этом случае возможны два варианта:
с предварительным нагружением (при этою
возможно более точное измерение) и без
предварительного нагружения.
Образец нагружают и разгружают сту-
ступенчато. Регистрируется удлинение при на-
гружении (упругое и пластическое) и при
разгружении (пластическое) и строите»
диаграмма остаточного удлинения, по ко-

торой определяют оо,2 — см. рис. 1.264.
д. Go,01 или 0о,оо5 — условный предел уп-
упругости. Так как определение физического
предела упругости едва ли возможно, то
определяют условный или технический пре-
предел упругости. Под пределом упругости
0o,oi или 0о,оо5 понимают напряжение, при
котором остаточная деформация составля-
составляет 0,01 или 0,005 % исходной длины.
Измерение производят с помощью высо-
высокочувствительных тензометрических уст-
устройств (зеркальные системы, электрические
тензометры). При использовании зеркаль-
зеркальных устройств необходимо работать с пред-
предварительным нагружением.
Определение параметра oo.oi или ао.оов
таже производят графически.
Примерные значения прочности (времен-
(временного сопротивления). В табл. 34 приведены
¦ориентировочные значения временного со-
сопротивления ряда материалов.
ТАБЛИЦА 34
Материал
Al
Pb
Аи
Си
Mo
Pt
Ag
Zn'
Sn
1
to ?r
25,4
2,04
27,5
41
72
30,6
29,7
13,2
2,04
Материал
Бетон
Чугун
Известняк
Латунь
Рессорная
сталь
Строительная
сталь 38
Строительная
сталь 52
о,
кгс/мм 2
0,2—10*
13
8—18
61
170
37—45
52—64
* Определяется прочность иа сжатие кубиков
через 28 дней; сторона испытываемого кубика
200 мм.
1.11.2.2. Испытания на сжатие
<TGL 0-50106) ;
Стандарт регламентирует условия про-
проведения испытаний материалов на одноос-
одноосное сжатие. Образец для испытаний на
сжатие, имеющий определенное поперечное
сечение (Ло), подвергают нарастающей
сжимающей деформации, при этом изме-
измеряют силу F. Это испытание применяют
главным образом для чугуна, подшипни-
подшипниковых сплавов, неметаллических мате-
материалов.
а. Gd,B — временное сопротивление при
сжатии. Описывается уравнением са,в=
= FBIAo; Od,B5o = F5o/Ao, где FB(FIOZX) —
сила, при которой появляется первая тре-
трещина или происходит разрушение образца.
В случае отсутствия трещин в качестве
временного сопротивления сжатию прини-
принимают напряжение, которое создает относи-
относительное укорочение на 50 %.
б. 0<г;о,2 — предел текучести при сжатии.
Остаточная деформация при сжатии 0,2 %:
F/A
в. ао,о2 — технический предел упругости.
Соответствует остаточной деформации при
сжатии 0,02 %; используется при более
точных исследованиях: оа-, o,o2=fo,o2M.
г. Ah — укорочение (уменьшение высоты)
[в миллиметрах]: Ah=h0—h, где ft0 — пер-
первоначальная длина рабочей части; h —
длина рабочей части образца после испы-
испытания.
— относительное укорочение (в
процентах).
i — упругое относительное укоро-
укорочение.
—остаточное относительное уко-
укорочение.
edges — полное относительное укоро-
укорочение.
д.
Диаграмма напряжение — относительное
укорочение (см. рис. 1.265). -фа— относи-
Рис. 1.265
тельное изменение сечения (в процентах):
где А — площадь поперечного сечения в
конце испытания.
Цилиндрические образцы (TGL 50106).
Возможные размеры (рис. 1.266): нор-
нормальный образец d=10-f-30 mm; h = d; уд-
линейный образец d= 10-^-30 мм; h=3d.
|
г
1
I
1
\
¦
Образец
л
\
i
Рис. 1.266
Рис. 1.267
Торцы образца — плоскопараллельные;
испытывают не менее грех образцов.
Машины для испытаний на сжатие —
см. TGL 0-51223; 0-51220.
Машины для испытаний на сжатие и рас-
растяжение-— см. TGL 0-51221, испытания ве-
ведут при Т=20±2°С.
Производится экспериментальное опреде-
определение величин нагрузки и деформации с
111

построением диаграмм в координатах
Od, Bd.
Истинное напряжение; для расчета вы-
выбирают наибольшее сечение. aw=f (форма
образца).
Сравнение результатов различных опы-
опытов возможно только в случае идентично-
ста образцов, в том числе и состояния их
поверхности (рис 1.267).
1.11.2.3. Испытания на изгиб
(TGL 14401)
Используются главным образом для ис-
исследования механического поведения хруп-
хрупких материалов (например, чугуна). Нор-
Нормальное напряжение уменьшается до нуля
в нейтральной оси; при этом сжимающее
напряжение в поверхностном слое возрас-
возрастает до максимума.
а. Мь— изгибающий момент (в кгссм).
Mb<ma*>=-FW«/4, где /,— расчетная длина
образца.
б. се — изгибное напряжение, равное Ов=
=>Fl,/4W, где W — момент сопротивления,
равный я<*о/32 (для круглого поперечного
сечения).
в. оъ,в — изгибное напряжение при раз-
разрушении— это предел прочности при из-
изгибе:
г. f — прогиб (в миллиметрах). Включа-
Включает упругую и пластическую части общей
деформации (прогиба).
д. Жесткость, т. е. оьл/f. Этот параметр
используют для оценки относительного
вклада упругой и пластической частей в
общую величину прогиба при разрушении
(прогиба в момент разрушения). Чем мень-
меньше Cb,Blf, тем больше доля пластической
части.
Размеры образцов:
Номинальный диа-
диаметр do, мм . . Ю 13 20 30 45
Длина образца U, : '•
мм ...... 220 300 450 650 1000
Ориентировочно Is ~ 20do.
Условия проведения испытания:
а) одностороннее нагружение, например,
консольного образца (мало применяется);
б) балка на двух опорах, нагруженная
одной сосредоточенной силой;
в) балка на*двух опорах, нагруженная
двумя сосредоточенными силами.
Прогиб. Для его измерения применяют
телескопические устройства с перекрестием
или измерение углов (рис. 1.268 и 1.269).
Is
Рис/ 1.269
flpoeuff, мм —-
Рис. 1.270
По данным измерений Мь строят диаграм-
диаграммы типа приведенной на рис. 1.270.
Источники ошибок можно уменьшить, ес-
если испытание проводить с предваритель-
предварительным нагружением (избегать сдвига опор!).
Прочность на изгиб и жесткость—их
значения следует всегда усреднять, так как
значения прочности на изгиб имеют боль-
большой разброс.
1.11.2.4. Испытания на кручение
Испытания на кручение должны прово-
проводиться так, чтобы не было изгибного на-
гружения: первоначально плоское сечение
должно оставаться плоским и после испы-
испытания. В процессе кручения все сечения
смещаются относительно сечения в месте
закрепления. Испытания не стандартизо-
стандартизованы.
а. Т(,в предел прочности при кручении
(кгс-мм-2) — круглый образец; Т(,в= ¦
16 M/dK
Рис. 1.268
16 Md/ndK
б. $— угол закручивания. Угол поворо-
поворота (в радианах), на который смещаются
сечения друг относительно друга.
в. I — расстояние между двумя выбран-
выбранными сечениями (в миллиметрах).
г. ¦& — угол относительного поворота, т.е
угол закручивания двух поперечных сече-
сечений, находящихся на расстоянии I: ¦&=ty[L
д. у — угол сдвига. Определяется по фор-
формуле, связывающей коэффициент упругости
при сдвиге р, соответствующее касательное
напряжение на поверхности т, модуль
сдвига G; величина О=р-'=тД>. Угол сдви-
сдвига также может определяться по результа-
результатам испытаний на растяжение, тогда у=
=21пA + е), и на сжатие, тогда y=
=2 In A-е)-1.
Цилиндрические образцы (с головками
конструкции [41]—рис. 1.271)): /=10rf
для прутков; /=100d для проволоки до.
диаметра ~7 мм. На образец наносят ра-
рабочую длину; закручивание производят пу-
путем вращения закрепленных головок в про-
противоположные стороны в специальной ма-
112

с
Рис. 1.271!
шине; измеряют угол закручивания и на-
нагрузки; определяют Мл и Хг.в.
1.11.2.5. Испытания на срез (TGL
0-50141)
Определение прочности иа срез xs прово-
проводят по схеме двойного среза (рис. 1.272).
Форма плоских (листовых) образцов —
см. 1.11.2.5.
Коническое отверстие в матрице служит
для того, чтобы вырезанная (выбитая)
шайба могла выпасть (см. рис. 1.273).
Рис. 1.273
1 — пуансои; 2 — обра-
образец; 3 — матрица
-- >о<*
F
Рис. 1.272
Одинарного среза нужно избегать, так как
появляется дополнительное изгибное нагру-
жение. В результате этих испытаний полу-
получают лишь сравнительные характеристики.
Для получения надежных значений Ts —
прочности на срез (в кгс-мм~2 или Па) —
при проведении испытаний по схеме двой-
двойного среза нужно соблюдать следующие
соотношения размеров круглых образцов
(мм):
Зная /Wax, d и s, проводят расчет ть.
XL зависит от свойств материала, размеров
образца, зазора между пуансоном и мат-
матрицей (~0,5 мм); поэтому получаемые в
результате этих испытаний данные — срав-
сравнительные; обязательным является ис-
использование одинаковых устройств. С уве-
увеличением s увеличивается Ть; с увеличени-
увеличением d уменьшается ть.
С помощью испытаний на пробивание от-
отверстий можно хорошо контролировать од-
однородность партии материала.
1.11.2.7. Испытания на загиб
(TGL 15686)
Неприменимы для тонких листов, плас-
пластин и полос толщиной До 3 мм.
Образцы с призматическим или круглым
D
2-5 >5-8
15 20
>8—12
28
>12—16
36
>16—20
44
>20—35
57
После установки образца в устройство
для испытания на срез (рис. 1.272) в раз-
разрывной машине (ножи bi и Ь2) следует
после установки нуля проводить испытания
со скоростью среза <Ю мм-мин-1; опре-
определяют fmax и рассчитывают Ts.
Существуют: устройства для испытания
на срез при растягивающем нагружении и
устройства для испытания на срез при сжи-
сжимающем нагружении.
1.11.2.6. Испытания
на пробивание отверстий
Это разновидность испытаний на срез,
но проводимых на пластинах (листовых об-
образцах); определяют напряжение, необхо-
необходимое для пробивания дырок tr, (кгс-мм-2
или Па); при этом (рис. 1.273) присутству-
присутствует изгибная составляющая:
xi.=Fmai/nrfS, где d — диаметр дырки,
мм; S — толщина пластины или листового
образца, мм.
8—140
поперечным сечением деформируются изги-
изгибом без изменения направления изгиба по
схеме, представленной на рис. 1.274: d —
Рис. 1.274
диаметр образца, мм; а — толщина образ-
образца, мм; b — ширина образца, мм; а —
угол изгиба, град; D — диаметр оправки,
мм.
113

Желательные размеры образцов прямо-
прямоугольного сечения: 6=25н-30 мм; а=20±
гЬ5 мм; если полуфабрикат имеет а>
>25 мм, то следует его обработать (со-
(сострогать) до 25 мм. В случае листовых
(плоских) образцов их толщина равна
толщине испытываемой продукции (листов,
полос, пластин толщиной более 3 мм).
Для образцов круглых или многогран-
многогранных: d=S^50 мм; если полуфабрикат имеет
d>50 мм, то нужно его обточить до 50 мм;
длина >D+3a.
Образец изгибают посередине с помощью
специального пуансона (рис. 1.274); опыт
проводят до образования трещин на проти-
противоположной от пуансона стороне образца,
где действуют растягивающие напряжения.
Условия проведения испытаний:
а) изгиб иногда осуществляют с по-
помощью вставки (см. рис. 1.274, справа);
б) предельный случай, когда образец в
прессе деформируют до соприкосновения
сторон;
в) образцы подвергают термической об-
обработке до испытаний с тем, чтобы полу-
получить конечное структурное состояние, та-
такое же, какое должно быть у материала
в условиях эксплуатации;
г) температура испытаний 20±Ю°С;
д) испытания на загиб (изгиб) тонких
листов и полос толщиной до 3 мм ведут
по TGL 12231.
Ширина образца 20 мм; толщина образ-
образца равна толщине поставляемой продукции,
но не больше 3 мм; листовой (плоский)
образец вырезают в направлении прокатки
и испытывают с черной поверхностью (с
прокатной коркой).
Испытания на двойной загиб (или гиб с
перегибом) тонких листов и полос (тол-
(толщина до 3 мм) ведут по TGL 12232. Обра-
Образец загибают пополам на 180 °, а затем
проводят второй загиб в обратном направ-
направлении также на 180°. Длина этих образцов
от 150 до 200 мм; толщина равна толщине
поставляемой продукции, но не больше
3 мм.
Испытания ведут до образования тре-
трещин, регистрируемых визуально.
е) испытания на изгиб труб с внешним
диаметром ^'70 мм ведут по схеме рис.
1.275.
«>ис. 1.275
1.11.2.8. Испытания на осадку
(плющение) — TGL 20023
Используют для определения деформи-
деформируемости материала, оценки его пригодно-
сти для холодной и/или горячей штампов-
штамповки, а также для обнаружения (вскрытия)
поверхностных и подповерхностных де-
дефектов.
Степень осадки х — относительную вели-
величину в процентах — определяют как сред-
среднеарифметическую из большого числа от-
отдельных измерений: x=[(hl—h2)/h,] -100,
где hi — исходная высота образца до осад-
осадки, мм; h2 — высота образца после осадки,
мм.
Исходная высота образца для стали 2d;
для цветных металлов l,5d.
Торцы должны быть плоскопараллель-
плоскопараллельными; поперечное сечение желательно,
приблизить к поперечному. селению дефор-
деформируемых на практике полуфабрикатов.
Осадка проводится на прессе до образо-
образования трещин (рис. 1.276); нагружение
Рис. 1.276
плавное, без ударов. Температура испыта-
испытания должна быть такой же, как и темпе-
температура последующей холодной и/или го-
горячей деформации. Испытывается для од-
одного режима не менее трех образцов.
При испытаниях на осадку регистрируют
появление первой трещины.
Испытание применяют для определения
способности к формоизменению также и
труб.
1.11.2.9. Испытания проволоки
на гиб с перегибом
(знакопеременные гибы) —
TGL 15485
Предназначены для определения дефор-
деформируемости проволоки; многократный зна-
знакопеременный изгиб ведут в одной плоско-
плоскости на 90° (рис. 1.277); Nb — число знако-
Рис. 1.277
У/////////Т/////////
переменных изгибов. Образцом является
прямая правленная проволока диаметром
от 0,5 до 8 мм — табл. 35.
Перед испытанием счетчик устанавлива-
устанавливают на нуль; температура опыта 20±10°С.
Испытания проводят до разрушения. За 1 с
должен проводиться только один гиб с пе-
перегибом. Регистрируется число гибов (по-
(последнее число перед разрушением).
114

ТА БЛИЦА S5
Диаметр,
мм
0,5
0,5—0,7
0,7—1,0
1,0-1,5
1,5—2,0
2,0—3,0
3,0—4,0
4,0—6,0
6,0—8,0
Радиус изги-
изгибающего ци-
цилиндра, мм
1,85±0,05
1,75±0,05
2,5±0,
3,75±0,
5,0±0,
7,5±0,
10,0±0,
15,0±0,
20,0±0,1
15
15
15
20
20
25
35
50
75
га ст а
51 ?
2,0
2,0
2,0
2,0
2,0 и 2,5
2,5 и 3,5
3,5 и 4,5
4,5 и 7,0
7,0 и 9,0
60
60
60
60
80
80
600
120
150
Испытания на гиб с перегибом (на зна-
знакопеременные гибы) ведут также на тон-
тонких листовых (плоских) образцах с макси-
максимальной толщиной до 0,3 мм (TG112233).
Образцы вырезают в направлении прокат-
кн; ширина 20 мм; толщина образца дол-
должна соответствовать толщине поставляе-
поставляемых листов (полос), но быть не более
0,3 мм.
1.11.2.10. Испытание проволоки
на скручивание (TGL 15486)
Предназначено для определения дефор-
деформируемости проволоки вообще и, кроме то-
того, равномерности свойств деформируемо?
сти по длине проволоки; знакопеременное
скручивание служит для обнаружения по-
поверхностных дефектов.
Проволочный образец d=0,2-=-10 мм;
длина образца указана в табл. 36; прово-
проволока правленная.
ТАБЛИЦА
Номинальный
диаметр, мм
>0,2—1
>1—1,5
> 1,5-3
>3—5
>5—10
36
Длина
ца U
200
100
100
100
50
образ-
мм
d
d .
d
d
d
Скорость закру-
закручивания. Об'С *
3
1,5
1
0,5
0,25
Варианты проведения испытаний:
а) простое скручивание. Температура
20±10°С. Образец закреплен в приспособ-
приспособлений. Продольная ось проволоки есть
продолжение оси зажима. Определяют чис-
число оборотов до разрушения. Если место
разрушения находится на расстоянии мень-
меньшем 2d, то опыт считают неудачным;
б) знакопеременное скручивание может
проводиться 'как до разрушения, так и до
заданного числа скручиваний.
1.11.2.11. Испытания труб
(табл.37)
1.11.2.12. Испытание листовых
(плоских) образцов на глубокую
вытяжку по Эриксену
(TGL 15218)
Определение способности к глубокой вы-
вытяжке на листах и полосах из стали и
цветных металлов. Стальной шарик вдав-
вдавливается в листовые (плоские) образцы до
появления трещины. Толщина образцов от
0,2 до 2 мм.
Вдавливание нужно производить на рас-
расстоянии 45 мм от любой кромки или 90 мм
от середины другой лунки.
Испытательное устройство изображен»
на рис. 1.278. Образец по всей толщине
Рис. 1.278
1 — шариковый пуаисои; 2 — матрица; 3 — нажи-
нажимающее устройство
сдавливается (устанавливается) с точно-
точностью до 0,01 мм. Пуансон вдавливается под
нагрузкой 1ОО0 кгс. Пуансон вдавливают
плавно со скоростью от 5 до 20 мм-мин".
Диаметр шарика, укрепленного в торце
пуансона, 20; 14; 8 или 3 мм.
Вдавливание прекращают, когда трещи-
трещина развивается на всю толщину образца.
Измеряют глубину вдавливания пуансона
(с точностью 0,1 мм); большей частью оп-
определяют ее по трем измерениям. Оцени-
Оценивают форму и вид поверхности трещины,
зависящие от свойств материала. Оценку
способности к глубокой вытяжке листов
проводятся по кривым, приведенным на рис.
1.279.
8*
115

ТАБЛИЦА 37
Стандарт
Назначение
Образцы
Оборудование
Порядок проведения
испытания
Растяжение
кольца (TGL
16745)
Испытание под
внутренним
давлением
<TGL 16746)
Испытание
стбортовку
<TGL 16747)
иа
Испытания иа
раздачу (TGL
16748)
Испытание на
расслоение,
вскрытие не-
неметаллических
включений,
оценка пра-
правильности вы-
выбранной тер-
термической об-
обработки
Определение
герметичности
и эффективной
несущей спо-
способности; не
должно быть
остаточной де-
деформации
Определяется
деформируе-
деформируемость, выясня-
выясняется, не появит-
появится ли трещина
при отбортов-
ке; раздача
концов труб
Определяют,
выдерживает
ли образец раз-
раздачу без тре-
трещин
Высота коль-
кольца равна удво-
удвоенной толщи-
толщине стенок. На
кольцевой
трубчатый об-
образец накла-
накладываются рас-
растягивающие
напряжения
Общая длина
трубы
мм;
^ мм; длина
100 мм. Образ-
Образцы (кольца) вы-
вырезают перпен-
перпендикулярно к
продольной оси
мм;
s<j;9mm; длина
2 da. Образцы
(кольца) выре-
вырезают перпенди-
перпендикулярно про-
продольной оси;
плоскости реза
обрабатывают.
Дорны: 30, 45,
60 и 120°. Дор-
Дорны конусные с
наклоном 1 : !0
или 1:20
Испытания про-
проводят на универ-
универсальной испыта-
испытательной машине
при Г=20±10°С.
Скорость нагру-
жения ~25 ммХ
Хмин~'
Г=20±10°С. Тру-
Трубу навинчивают
непосредственно
на патрубок от ис-
источника давле-
давления. Давление в
ходе опыта не
должно снижать-
снижаться
Испытания прово-
проводят на универ-
универсальной испыта-
испытательной машине.
Расширяющий
дорн (конусовид-
(конусовидный, 90°) или
сплющивающий.
Г=20±10°С.
Дорн смазывают,
скорость запрес-
запрессовки дорна
~50 мм-мин~1
Универсальная
испытательная
машина. ¦ Т=20±
±10 °С Раздача
конца трубы ко-
конусным дорном.
Дорн смазыва-
смазывают. Скорость за-
запрессовки дорна
~50 мм-мин
Нагружение
разрушения
до
Давление при ис-
испытании: р=
=200 sazul/d
(кгс-см-2), где
s — средняя тол-
толщина стенок тру-
трубы
Испытания ведут
до первой наблю-
наблюдаемой трещины в
области большой
деформации при
отбортовке. Опре-
Определяется ширина
отбортовки
1. Определяют на-
наличие трещин.
2. Определяют от-
относительное уши-
реиие в процентах
[(dy,—da)da]X
Х100.
3. Оценка качест-
качественности в процен-
процентах [(Йвнутр.разр—
"внутр. )/"внутр.] X
ХЮ0, где
йвнутр. разр — вну-
внутренний диаметр
после разруше-
разрушения; Йвнутр — ТО
же, до раздачи
116

Продолжение табл. 37
Стандарт
Назначение
Образцы
Оборудование
Порядок приведения
испытания
Испытание
способность
поперечному
загибу (TGL
16749)
Испытание на
изгиб (TGL
16750)
<см. 1.11.2.3)
Определяют
наличие тре-
трещин при загибе
Изгибают на
соответствую-
соответствующий радиус
для определе-
определения трещино-
стойкости
Толщина=
= 15 % от da =^
<400 мм. Дли-
Длина = l,5d/i =
= 10-е-100 мм
Выбирают оп-
определенную
длину. Обра-
Образец отрезают
от конца трубы
и заполняют
песком
Универсальная ис-
испытательная ма-
машина Т=20±
±10°С. Образец
помещают меж-
между двумя плоско-
плоскопараллельными
пластинами и сжи-
сжимают на расстоя-
расстояние г. Скорость
нагружения
~25 мм-мин-1
Универсальная
испытательная ма-
машина Г=20±
±10°С. Изгиб (но
не сжатие). При-
Применяют также
специальное уст-
устройство для гибки
труб
Измеряется рас-
расстояние z под на-
нагрузкой
Определяют по-
появление первой
трещины
15
./
/
/
f
г
ii
*-—
Zn
а
\15
ь
/
А
/
t
1
\
2
Я
\
3
б
1
I 7
"• О О/, 0,81,21,6 2,0 О 0,4 0,81,21 fi2,0
Толщина листа,нм
Рис. 1.279
/ — полосовая сталь светлая; 2 — сталь для глу-
глубокой вытяжки; 3 — декапированная сталь; 4 —
белаи жесть
1.11.2.13. Определение
способности к глубокой
вытяжке — по Энгельгарту
и Гроссу (TGL 8715)
Определение способности к глубокой вы-
вытяжке вытягиванием (высадкой) стакана
ТА БЛИЦА 38
Острая кранка
Рис. 1.280
/ — пуансон; 2 — кольцо; 3 — нижний держатель:
4 — закрепление заготовки
при достижении Fz; кроме того, определя-
определяется Fmax в случае отрыва дна стакана.
Схема испытания приведена на рис. 1.280.
Коэффициент вытяжки т. Равен т—
=d/?)=0,577, где d и D в миллиметрах.
Толщина полосы
S, ММ
До 0,5
>0,5—1,5
> 1,5—20.
Размеры инструмента, мм
30
30
30
dsiO.2
28
28
28
ds+0.02
52
52
50
ci q+0,08
ei 0+0,04
O1>s+0,02
ci g+0,08
' +0,05
d, ±0,05
31,4
34,3
35,5
4
4
4
r,
4
4
4
r,
5
5
5
117

Способность к глубокой вытяжке Т
(в процентах):
Испытываемая полоса имеет ширину от
57 до 58 мм; толщина — см. табл. 38 с до-
допуском до 0,01 мм.
Испытания не дают правильного резуль-
результата, если Fz не будет достигнута до об-
образования фланцев; донышко не оторва-
оторвалось; фланец недостаточно надежно за-
закреплен по всему периметру.
Давление на фланцы в случае стали, ла-
латуни, меди составляет 24 кгс-см~2, в слу-
случае А1 (99,5) и AlCuMg 12 кгс-см~2.
Определяют Т в зависимости от s (рис.
1.281 и 1.282) и сравнивают с табличными
значениями.
ьо
Ofi 0,5 0,6 0,7 0,8 0,9 1,0 1,1 1,2 1,3 1fi s,MM
Рис. 1.281
Ofi 0,5 0,6 0,7 0,8 0,3 1,0 1,1 1,2 1,3 Ifi S,MM
Рис. 1.282
1.11.2.14. Определение ударной
вязкости (TGL 11225, TGL
11226)
Ударные испытания служат как для соб-
собственно оценки вязкости материала, так и
для оценки качества термической обработ-
обработки, определения склонности к хрупкому
разрушению, являются мерой склонности к
старению.
Ударным иагружением при испытании
считается такое, при котором изменение
(во времени) усилия в изделии превосхо-
превосходит 50 кгс-мм-2'С-'.
При ударном нагружении имеющиеся
надрезы (резьба, желобки, отверстия, ра-
ковннки, включения) создают опасность
внезапного разрушения (рис. 1.283).
Рис. 1.283
Ударное нагружение может быть связано
со сложным объемнонапряженным состоя-
состоянием, которое в общем случае сопровож-
сопровождается: :
а) пластической деформацией;
б) отрывом с разделением материала на
части; )
в) хрупким разрушением;
г) вязким разрушением (под действием
касательных напряжений, которые превы-
превышают сопротивление скольжению);
д) смешанным разрушением (имеется
доля и хрупкого н вязкого разрушения).
Сопротивление ударному нагружению из-
измеряется:
а) W — работа удара, кгс-м; W=m(hi—
—h2), где m — масса молота; ftt — высота
падения; /г2 — высота подъема;
б) ан — ударная вязкость (cth—W/Ao),
которая соответствует удельной работе или
работе, отнесенной к первоначальному по-
поперечному сечению (А®); измеряется в
КГС-М -СМ~2.
Ширина образца и расстояние между
опорами влияют на ан- Из многочисленных
видов образцов чаще всего применяют об-
образцы по TGL и DVM [11]—табл. 39.
Проведение испытаний:
а. Определение ак с помощью ударного
копра (рис. 1.285).
- V XJ V
Форт надреза —-
Рис. 1.285
/ — маятниковый боек; 2 — гнездо для образца;
S — образец; fti — высота падения; Л2 — высота
подъема после удара
б. Температура испытаний может быть
как комнатной 20±2°С, так и низкой: 0;
—10; —20; —30; —40; —50; —60; —70;
—80 °С. Точность измерения: ±0,5 град.
в. Середина надреза должна находиться
в плоскости удара, т. е. так, чтобы надрез
был на стороне, противоположной стороне
прилагаемого удара.
г. Автоматизированное испытание на
ударный изгиб предусматривает электрон-
электронную запись (в процессе удара) диаграммы
сила — путь (прогиб) или сила—время.
Сила измеряется пьезокварцевым датчи-
датчиком или тензометрами, которые могут быть
расположены на бойке маятника или на
опоре. Путь маятника измеряется бескон-
бесконтактно с помощью емкостных, индукцион-
индукционных или фотоэлектрических датчиков пути.
Изображение диаграммы сила — путь (про-
118

X
00
X
о
X
X
о
X
о
со
X
00
X
со
ю
X
о
00
X
о
X
о
00
X
о
г
о.
X
X
х
о
X
о
X
о
те
X
to
X
о
X
о
X
о
X
о
X
о
X
00
¦*
X
X
со
X
о
X
о
X
о
X
о
8
х
00
X
о
X
сз
X
о
о,
б
О
СО
I
Р-.
е i
it О
О.0 к и
га
R [rt U К
OS
« S
gs
га
I 5
? й
2 о
о
<и
S
Он
1
119

гиб) получается на экране катодной трубки.
В процессе испытаний производят:
а) определение W, угла подъема маят-
маятника или а^;
б) изучение типа разрушения (фракто-
графия);
в) построение кривых ударная вязкость—
температура (рис. 1.286);
Температура испытания
Рис. 1.286. Влияние холодной деформации и ста-
старения иа а^: сталь 1 — высокая степень чистоты,
сталь 2 — низкая степень чистоты. Исходное сос-
состояние — нормализация; / — снижение ударной
вязкости из-за сегрегации углерода, фосфора, се-
серы, кислорода и азота;- сегрегации возникли в
процессе изготовления стали и термической обра-
обработки; // — снижение ударной вязкости из-за хо-
холодной деформации; степень падения зависит от
схемы деформации и степени деформации; /// —
падение ударной вязкости иэ-за деформационного
старения (за счет углерода и азота); зависит от
степени деформации и условий старении
г) вид диаграммы сила—путь (прогиб)
при автоматизированных опытах по опре-
определению ударной вязкости позволяет су-
судить о характере разрушения. Так, полу-
полученные электронным устройством (на като-
катоде электронной трубки) диаграммы сила
удара — прогиб для конструкционных ста-
сталей позволяют однозначно разграничивать
вязкое разрушение (рис. 1.287), смешанное
разрушение A.288) и хрупкое разрушение
A.289).
S,mm-
Рис. 1.287
Рис. 1.288
Рис. 1.289
Примеры использования результатов ис-
испытаний ударной вязкости для оценки:
а) влияния холодной деформации и ста-
старения на as (см. рис. 1.286};
б) определение критической температуры
перехода из хрупкого в вязкое состояние
Т-. Для определения Тц предложен ряд
критериев:
— as=3,5 кгс-м-см-2;
05
Между Тц и допустимыми температура-
температурами эксплуатации деталей не существует
однозначной связи; \
в) влияния • состава (легирования и при-
примесей); различия в составе оказывают
сильное влияние на сдвиг кривых ударная
вязкость — температура (рис. 1.290—1,292,
например, для Мп, О, С [6]).
*fi
\ 3,0
^¦2,5
Цг,о
?i,5
1,0
0.5
0
-200 -100 0
.0,01%
-
-
/— 0,11%
_. 0,22%
l/^y~-L0,53%
100 200 300
Рис. 1.290
4,0
3,5
м 3,0
1.0
0,5
0
7% \o,5%
0%
-80 -1,0 О ЬО 60 1Z0 160
уГ%Мп при 0,05%С Т'°С
Рис. 1.291
0,0
3,0
0,5
п
-.
- 0,001%
- У
—
,—•
0,0037%Ог
«т i i

0,016%
I
)
— изучение поверхности разрушения E0 %
волокна в изломе).
-60 -iO -20 О 20 1*0 60 60 100 КО
Л% 0 в чистом железе >
Рис. U292:
Некоторые замечания:
а) значения aft для высокопрочных ста-
сталей имеют большой разброс и требуется
большая тщательность проведения испыта-
испытаний и достаточная статистика;
б) испытания на ударную вязкость с
трудом можно сопоставлять с другими ис-
испытаниями материала; значения as для раз-
разных металлов сравнимы между собой лишь
120

тогда, когда форма образцов и темпера-
температура испытаний одинаковы;
в) по измерениям ак можно ранжиро-
ранжировать материалы по их вязкости;
г) as уменьшается при наличии сегрега-
сегрегации С, S, Р, О, N, в результате холодной
деформации, в результате старения;
д) иллюстрации к приведенным замеча-
замечаниям — рис. 1.293—1.297.
склонности к хрупкому отрыву; редко при-
применяемый способ.
1.11.2.16. Испытание на ударное
сжатие
Материал подвергают ударным сжимаю-
сжимающим напряжениям, чтобы сделать заключе-
\/А / \//Л
Рис. 1.293. Схема хруп-
хрупкого отрыва
1 f
L P -
и
N '
С
d
т
Н — зажим; Р — образец; F — направляющая;
N упор; Q — поперечина; S — маховнк
-----(—I
Высокая ударная Положение Ти
вязкость (вязкое лри различных
разрушение, малый формах надреза:
,.ч. ,'-и^- —ненадрвзан
Gff) ff~-~"~^-~^s0*~~ ~v надрезан
% \ | /ноераз\
I I j kyum*[ глубокий
ц I хКильный),^' надрез
%\ IfoiistJ jL sr острый
)^/^\^^^' ударная^вязкостд
Т—*-
Падение ударной дязкости
наблюдается при увеличении:
Остроты надреза
_ Глубины надреза
- Ширины образца
. Величинб/ образца
. Скорости испытания
- Холодной деформации
- Старения
- Значения ак зависят
та/сте от структуры
после термообработки
и от металлургических
условий производства
стали
Рис. 1.294
Рнс. 1.295. Вязкое разрушение (St38-Zu) •
Рнс. 1-296. Смешанное разрушение (St38-Zu)
Рнс. 1.297. Хрупкое разрушение
1.11.2.15. Испытание на ударное
растяжение
Материал подвергается ударным растя-
растягивающим напряжениям для определения
ние о его способности к бесстружечной де-
деформации (к деформируемости); способ
применяется редко.
121

1.11.2.17. Испытание на ударное
кручение
Применяется для хрупких, в частности
для закаленных материалов. Работа, за-
затраченная на разрушение: A=l{w^—o>j)/2.
Здесь / — момент инерции; ш —¦ угловая
скорость.
Специальная испытательная установка —
рис. 1.298.
1.11.2.18. Испытания на
продольный изгиб
Разновидность испытаний на сжатие. Для
испытаний на продольный изгиб применя-
применяются образцы, длина которых велика по
сравнению с поперечным размером. Нагру-
жение сжимающими напряжениями, вызы-
вызывающими искривление образца (потеря
устойчивости).
а. i — радиус инерции; i=V НА, где Л—
площадь поперечного сечения.
б. / — осевой момент инерции поперечно-
поперечного сечения.
в.'х — гибкость; %=l/i.
г. / — длина образца.
д. FK— нагрузка при продольном изги-
изгибе, кгс; Fk=Ck2FI/12.
е. С — константа (зависит от условия на-
гружения).
Используется образец определенной
длины.
Следует различать четыре случая нагру-
жения (рис. 1.299):
У///,
Рис. 1.299
I. Один конец образца жестко закреплен,
а второй подвижен (см. рис. 1.299, a): FK=
(/4)(ЕТЩ
II. Образец с двух сторон закреплен в
опорах с острием; может отклоняться во
все стороны (см. рис. 1.299,6): FK=n*ETH*.
III. Образец жестко закреплен одним кон-
концом, второй конец—на опоре с острием
цами (см. рис. 1.299, г): fK=4jT2?Y//2.
IV. Образец жестко закреплен двумя кон-
концами (см. рис. 1.299, г): Fk=4n*EI/l2.
В опытах определяется Fk.
а. Тип нагружения II находит практиче-
практическое применение.
б. Таблица гибкости %:
Чугун
Технически чистое железо . .
Низкоуглеродистая сталь . .
Термически упрочненная сталь
Легированная никелевая сталь
80
112
105
90
86
в. Теория Эйлера справедлива для %
Если %>80, то для расчета должна приме-
применяться.теория Тетмайера.
г. Применяется для балкоподобных
строительных конструкций и для специаль-
специальных элементов машин.
1.11.2.19. Испытания на
длительную прочность (TGL
0-50119; 11224; 10975/76)
Один из важнейших видов статических
испытаний; его разновидностью являются
испытания на релаксацию. При этих испы-
испытаниях определяют время до разрушения
или до заданного удлинения образца при
постоянном растягивающем нагружении
(реже при сжимающем, изгибающем или
закручивающем нагружении). Испытания
проводятся при постоянной заданной тем-
температуре. Предназначены главным образом
для оценки возможности использования
материалов при высоких температурах
(длительная прочность, ползучесть).
а. Ов/Zeit —предел ограниченной длитель-
длительной прочности (в кгс-мм~2 или Па) на за-
заданный срок службы. Напряжение а рассчи-
рассчитывают по исходному поперечному сечению
образца; Т=const; определяется время
(в часах), которое образец простоял без
разрушения.
Например: Ов/\оооо — предел ограничен-
ограниченной длительной прочности на 10000 ч: обра-
образец простоял при заданной температуре
под заданным напряжением без разруше-
разрушения 10000 ч.
б. Судлинение/время — предел ползучести,
а — растягивающее напряжение; заданное
остаточное удлинение в процентах за задан-
заданное время (в часах).
Например: ovioooo — 1 % удлинения при
испытании в течение 10000 ч под заданным
напряжением при постоянной (также за-
заданной) температуре.
в. бдиаметр/время -— остаточная деформа-
ция при разрушении после испытаний на
длительную прочность.
Например: Ьь/юооо—АЬ/1о; L0=5d; ЮООО-ч
испытание.
Здесь. AL — остаточное удлинение после
разрушения образца; Lo — первоначальная
расчетная длина образца; й — диаметр об-
образца.
г. я^ремя — сужение после разрушения
образца при испытании на длительную
прочность, т. е. остаточное уменьшение по-
поперечного сечения образца ДЛ после раз-
рушения, отнесенное к первоначальному по-
поперечному сечению Ао. Например: -^юооо =
=ДЛ/Л0 при испытании 10000 ч.
д. е — удлинение при испытании на дли-
длительную прочность, т. е. удлинение нераз-
неразрушенного образца, отнесенное к исходной
длине Lo. Различают полное удлинение
ееев и остаточное удлинение ъы после сня-
снятия нагрузки. Разность составляет упругое
удлинение еег, которое при высоких темпе-
температурах обычно сравнительно мало.
е. Кривые ползучести (рис. 1.300) для
различных условий нагружения. Образцы
122

для испытаний на длительную прочность
и/или ползучесть имеют большей частью
цилиндрическую рабочую часть — рис.
1.301 (допускаются также призматическое
и квадратное поперечные сечения).
Допуски — по TGL 10975/76, образцы с
Время-
Рве. 1.300
Рве. 1.301. Результаты вспытанвй на длительвую
прочность в ползучесть
надрезом — по TGL 0-50119. Головку для
зажима целесообразнее делать с резьбой
(лучше крепление в цангах), однако сле-
следует предусматривать зазор около 0,2 мм,
учитывая образование окалины при высо-
высоких температурах.
Расчетную длину наносят метками
(± 1 %) или измеряют большую длину. Lges
штангенциркулем, затем образец закрепля-
закрепляют в установке. 1
Температура после прогрева (до 4 ч) до
€00°С, ±4 град при 600—800°С и ±6 град
при 800—1000°С поддерживается постоян-
постоянной с точностью ±3 град.
Для высоких температур применяют в
основном трубчатые печи с секционными
нагревателями. Редко используют соляные
ванны из-за опасности коррозионного воз-
воздействия расплава. При более низких тем-
температурах (<200°С; например, для лег-
легких металлов, пластмасс) применяют кон-
конвекционные печи (лучшее постоянство тем-
температуры) .
После выхода на заданную температуру
производят выдержку в течение 16—24 ч
для стабилизации температуры. После это-
этого уже прилагают нагрузку с помощью гру-
груза или пружины.
Запись измерений температуры ведется
во времени (в том числе при предваритель-
предварительном нагреве) в специальных протоколах.
Определение длительной прочности, а ¦
также предела ограниченной длительной
прочности, остаточной деформации после
разрушения, предела ползучести.
а. Удлинение можно измерять во время
опыта непрерывно (по TGL 10975) или эти
измерения проводить через определенные
промежутки времени на охлажденном и
размонтированном из машины образце
(TGL 10976). В предельном случае образец
может быть доведен до разрушения —
рис. 1.302.
б. Испытание проводится в течение за-
заданного времени до получения определен-
Кривые длительндй прочности
б,ППа
300
200
10г 103
Время, v
10s
Рве. 1.302
/ — кривая для условий разрушения (для-
тельиой прочности); // — кривая для О"ф а;
/// — кривая остаточного удлввения при
разрушевии; а, е, / — в логарнфмвческом
масштабе
иых значений удлинения и образец не до-
доводится до разрушения. Возможен опыт
(рис. 1.303) по определению предела пол-
ползучести на трех образцах без промежуточ-
промежуточных измерений. Например, трехступенчатый
стержень, представляющий собой по сути
100 200 ЗООЬОО б.НПа
Рве. 1.303
дела три образца различных диаметров (от
di до d3) и сечений от Ау до А3, подвешен-
подвешенные один за другим на одной штаиге, на-
нагружают одинаковой силой F. Напряжения
от Ci до 0з действуют, например, 100 ч;
остаточные после демонтажа удлинения —
от ei до е3.
в. Наблюдаемый большей частью прямо-
прямолинейный ход зависимости удлинения от
времени допускает экстраполяцию (TGL
11224), но ие более чем на 10-кратный про-
123

межуток времени, что обусловлено законо-
закономерностями изменения скорости ползучести
в зависимости от времени (II стадия): е=
/
г. Температурная зависимость высоко-
высокотемпературной ползучести подчиняется
уравнению Аррениуса.
д. Ускоренные методы заменяют требую-
требующие больших затрат времени долговремен-
долговременные испытания (при повышенной темпера-
температуре). Применимы не для каждого мате-
материала, так как изменения структуры в хо-
ходе самих высокотемпературных испытаний
(например, для упрочненных термической
обработкой сталей) делают невозможным
использование этих методов.
е. Повреждения после длительного на-
гружения деталей в эксплуатации для
оценки оставшегося времени службы (TGL
0-50119) можно определить путем испыта-
испытаний образцов с надрезом на ударную вяз-
вязкость. Применяются также методы нераз-
рушающего контроля (см. 1.11.6).
ж. При испытаниях иа релаксацию из-
измеряют уменьшение напряжений образца
в зависимости от времени, определяемое
переходом части упругой деформации в
пластическую: eges = б« + epiast=const.
С уменьшением eei напряжение умень-
уменьшается. Испытания на релаксацию исполь-
используют, например, для определения свойств
стальной арматуры для напряженного бе-
бетона.
1.11.2.20. Испытания
на циклическую прочность
(усталостные испытания)
Испытания с приложением периодической
нагрузки. Определение числа циклов при
заданном напряжении, приводящих к раз-
разрушению, или предельного напряжения, ни-
ниже которого разрушения не происходит ии
при каком (для стали 10-10е) числе цик-
циклов (предел выносливости), или напряже-
напряжения, которое после заданного числа циклов
(например, 105) ведет к разрушению (пре-
(предел ограниченной выносливости). Остаточ-
Остаточную деформацию измеряют только в спе-
специальных случаях.
Данное испытание является важнейшим
для выбора материала (и/или размеров)
деталей машин и транспортных средств,
так как материал в условиях циклического
нагруж.ения иногда может разрушаться да-
даже при напряжениях ниже технического
предела упругости (текучести). Определя-
Определяемое значение предела циклической проч-
прочности (выносливости), полученное в усло-
условиях иагружеиия в направлении прокатки,
нужно уменьшить иа 20 %, когда иагруже-
иие идет перпендикулярно направлению
прокатки. Надрезы, шероховатость поверх-
поверхности сильно снижают предел циклической
прочности (предел выносливости). Кроме
того, влияет и размер деталей конструк-
конструкций (размер образцов).
Нагружение образцов может быть од-
одноступенчатым и многоступенчатым. Кро-
Кроме того, проводят эксплуатационные испы-
испытания деталей иа усталостную прочность.
124
Характер переменного нагружения боль-
большей частью бывает синусоидальным.
Виды нагружения: растяжение-<—«-сжатие;,
циклический изгиб; плоский изгиб; знако-
знакопеременное закручивание.
Испытания регламентируются TGL 19330;.
19333; 19336; 19340.
Усталость — снижение прочности мате-
материалов при повторяющемся (циклическом),
нагружении. Возникает особый вид уста-
усталостного разрушения.
Излом состоит из:
а) участка усталостной трещины: глад-
гладкая, без макроскопически видимой дефор-
деформации поверхность, часто с линиями (бо-
(бороздками), похожими на годовые кольца;
эти линии (бороздки) отражают интервалы-
продвижения трещины между циклами иа-
гружения;
б) долом — окончательное разрушение с
макроскопически шероховатой поверхно-
поверхностью.
Электронномикроскопические исследова-
исследования обнаруживают на плоскости зароды-
зародышевой трещины тонкий рельеф, который
связан с подрастанием трещины во время
каждого отдельного цикла: s
а) растяжение** сжатие или односторон-
одностороннее изгибное циклическое нагружение (рис.
1.304);
б) двустороннее изгибное знакоперемен-
знакопеременное нагружеиие (рис. 1.305);
в) усталостное разрушение турбинной-
лопатки с двумя зародышевыми трещина-
трещинами (рис. 1.306).
Рис 1.304
Рнс. 1.305 Рис . 1.306
f -— частота нагружения измеряется в гер-
герцах (число приложенных циклических иа-
• гружений в 1 с). Для стали в области
обычных частот C—5 Гц) частота иагру-
жения не оказывает заметного влияния иа
результаты усталостных испытаний (когда
нет коррозионного воздействия); в случае
ультразвуковых частот — сильные измене-
изменения.
М> — число циклов до разрушения (см.
кривые усталости — диаграммы Велера),
предел выносливости NG для стали — при
10- 10е циклов (см. выше). Выше No раз-
разрушения не наступает.
Со — наибольшее напряжение; макси-
максимальное значение напряжения в каждом
цикле. ; .
Си — наинизшее напряжение цикла.
От — среднее напряжение: ат=(о0+-
+ си) /2=0,5 (о-о+о-ц).
Со—амплитуда напряжения: 0о=±(сто+
+C)/2= ±0,5 (ov—с).
2сга — двойная амплитуда (размах цик-
цикла): 2Са=О0—Си.
Y—коэффициент симметрии: у=аи/Оо.

г — отношение среднего напряжения к
максимальному: r=Cmlo0.
Общий вид диаграммы усталостной проч-
прочности [106] —рис. 1.307.
Предел выносливости — это напряжение,
при котором в течение любого числа цик-
циклов (во всяком случае не менее No) не бу-
будет происходить разрушения при данном
ченной выносливости, например для числа
циклов, равного 10е, 105 или 10*.
Указание: дополнительные малые индек-
индексы указывают на вид иагружения, напри-
например усталостная прочность при знакопере-
знакопеременном изгибе оъу,; усталостная прочность
при знакопеременном растяжении — сжа-
сжатии Ozdw', усталостная прочность при цик-
циклическом растяжении Czech или цикличе-
циклическом СЖаТИИ Odsch.
Диаграмма Велера. Служит для опреде-
определения предела выносливости и ограничен-
Рнс 1.307
Рис. 1.308
1 — кривая Велера; 2 — лнння повреж-
повреждений; 3 — предел ограниченной вынос-
выносливости; 4 — предел усталости
виде циклического нагружения. Предел вы-
выносливости может быть задан амплитудой
(cad — амплитуда усталостной прочности)
или наивысшим напряжением (Сои).
Ограниченный предел выносливости —
это напряжение, при котором материал мо-
может без разрушения выдержать заданное
число циклов (например, 105). Иначе —
ограниченная выносливость.
Различают: Oa(.n) и Со (го-
(гост» или сГю(го — усталостная прочность
при нагружении с симметричным циклом.
Особый случай: от—0 или %=оа/а0——1.
Csch или Osch(N) — усталостная прочность
при пульсирующем цикле иагружения.
Особый случай: Cm=сго.
Усталостная прочность при пульсирую-
пульсирующем растяжении ои=0.
Усталостная прочность при пульсирую-
пульсирующем сжатии Оо=0.
Различные виды диаграмм усталостной
прочности'.
а. Диаграмма Хейга (Haigh). На оси ор-
ординат отложено Сдс
б. Диаграмма Смита (Smith). Наиболее
распространенная форма (см. выше рис.
1.307). По оси ординат отложены Ood или
Cud- По оси абсцисс ст (так же, как и в
диаграммах других видов).
Максимальное н апря жение=Со в=ст=
— Ов.
Диаграмма, как правило, обрывается при
Ooa=c<s,2, так как деформации выше 0,2 %
зачастую недопустимы.
в. Диаграмма по Смиту и Полю (Smith—
Poll) — см. TGL 19330.
г. Диаграмма по Муру, Комерсу и Джас-
Джасперу (Moore, Kommers, Jaspers) — см.
TGL 19330.
д. Другие виды диаграмм усталостной
прочности содержат также линии ограии-
ного предела выносливости — рис. 1.308 и
1.309.
Линия повреждения — это граничная кри-
кривая, ниже которой, несмотря на возможные
микротрещины, может проявляться влия-
влияние деформационного упрочнения («трени-
(«тренировка»). Выше этой граничной кривой, как
это доказано, возникают повреждения (мак-
60Е'1 'ЗВД
Материала
Материал!
igN
ротрещины, снижение предела прочности на
разрыв и особенно снижение ударной вяз-
вязкости). Число циклов откладывают обычно
в логарифмическом масштабе.
Для различных материалов предел вы-
выносливости определяют для различных Nqi
Низкоуглеродистая сталь . 10 • 10е
Упрочненная сталь .... 3-10е
Медные сплавы ..... 50-10е
Легкие сплавы 100» 10е
Часть диаграммы Велера в увеличенном
масштабе—рис. 1.310, 1.311.
Влияние надрезов на усталостную проч-
прочность, dh — коэффициент, отражающий от-
отношение максимального напряжения в над-
надрезе к номинальному напряжению (равно-
(равному среднему напряжению) в надрезанном
125

сечении; справедливо для упругого пове-
поведения:
dh = omax/aNenn > 1.
Рб — коэффициент эффективности надре-
надреза, dh — для многих практических случаев
Трещин нет
Изменения свойств нет
N-
Рис. 1.310
/ — кривая Велера; 2 — макротре-
щнна; 3 — линия повреждений; 4 —
образование микротрещины
должен быть заменен коэффициентом
учетом того, что упругие напряжения мо-
могут превысить предел текучести и часть
напряжений снимается в результате пла-
пластической деформации:
Pfc = «Ыгладк. обр.)/сгш(надр. обр.) > 1 •
ijft — коэффициент чувствительности к
надрезу: т]л= (рь—1)/(^ь—1)<1. В настоя-
настоящее время мало применяется.
Статистическая
прочность Предел
ученной
выносливости
N-
Рвс. 1.311
OF — коэффициент влияния поверхности,
т. е. коэффициент, который учитывает сни-
снижение предела выносливости конкретного
образца по сравнению с полированным об-
образцом (значения — см. в TGL 19340).
К— влияние размеров. Уменьшающий
множитель, учитывающий снижение преде-
предела выносливости при увеличении поперечно-
поперечного сечения (см. значения в TGL 19340).
Испытания на эксплуатационную вынос-
выносливость.
Многоступенчатые испытания. Нагруже-
ние в несколько ступеней, отличающихся
амплитудами и средними напряжениями,
которые однако остаются постоянными на
каждой ступени. Используются только в
особых случаях (например, при изучении
развития повреждений, влияния последо-
последовательности нагружений, в случае ускорен-
ускоренных испытаний). Соответствует испытанию
на" эксплуатационную выносливость, когда
число ступеней становится ' достаточно
большим (от 6 до 10 ступеней).
Прямые испытания на эксплуатационную
выносливость. Циклическое испытание с
последовательностью нагружений, соответ-
соответствующей эксплуатационным условиям.
Выборочные испытания. Испытания, ана-
аналогичные производственным. Образцы ис-
испытывают в специальной испытательной
машине, работающей по записанной на
магнитной ленте программе хода нагруже-
ния в процессе эксплуатации. Требуют
больших затрат. Применяются не для всех
случаев.
Классическое испытание на эксплуатаци-
эксплуатационную стойкость. Состоит из последова-
последовательности (рис. 1.312) ряда опытов по на-
гружению, которая установлена в резуль-
результате многочисленных циклов эксплуатаци-
1,000
110 50 90 9Q
^0,529
0,294
0,058
Пз=15
¦ъ*
130
У90
ч
10°
Рве. 1.312
ГО' Ю2 Ю'2,5/03zh=Q
Zrii— „ n
Сетка
вероятности
оиного нагружения и их статистической
оценки (TGL19330). Схема многократного
нагружения; минимальное число ступеней
9; нормальное распределение. Объем ста-
6
тистики п— 2 п«=2,5-103; с* — амплиту-
1
да напряжения на t-той ступени.
Схема нагружения
Рве. 1.313
Пример хода нагружения в опыте по оп-
определению эксплуатационной стойкости.
L — «медленный импульс» для ступеней с
наименьшим числом циклов; S — «быстрый
импульс» (TGL 19330) — рис 1.313.
Классификация. Разделение областей на-
нагружения иа интервалы (классы) и подсчет
числа циклов знакопеременного нагружения
126

в каждом выделенном классе. Производит-
Производится с помощью классифицирующих уст-
устройств. Как правило, классификацию про-
проводят по одному параметру — по а0 (мак-
(максимальное напряжение), причем cm=const
(что встречается чаще всего на практике).
Более редко классифицируют по двум
параметрам (например, по оа + ат или
CT0-f От).
Нормальное множество. Множество, ко-
которое при статистической оценке относи-
относительной частоты (повторений) подчиняет-
подчиняется распределению Гаусса. Относительная
сумма частот 2п при нагружении в коор-
координатной сетке вероятностей изображается
прямой.
Смешанное множество. Это сложное мно-
множество, состоящее из нескольких частот-
частотных распределений (большей частью нор-
нормальных).
Наименьшее множество. Это множество
с наименьшим объемом. Наибольшей на-
нагрузке соответствует частость 1.
N — долговечность. Это число циклов зна-
знакопеременного нагружения до появления
повреждений (трещин или надрывов) при
эксплуатационном или программирован-
программированном нагружении. Это также число циклов
до разрушения.
_ Линия эксплуатационной долговечности
N=f(G). Эта линия представляет собой
совокупность точек, соответствующих мак-
максимальным напряжениям цикла (ордината)
и числам циклов до разрушения (абсцисса)
при заданной вероятности для данного мно-
множества. Отдельные точки на ней получают
путем многократных испытаний на экс-
эксплуатационную стойкость при разных на-
напряжениях, но при одинаковых схеме и
объеме испытаний (рис. 1.314, TGL 19330);
соответствует линии Велера при односту-
одноступенчатом испытании.
G(N)—эксплуатационная прочность. Это
значение напряжения, соответствующее
точке N линии эксплуатационной долговеч-
долговечности. Справедливо только для определен-
определенной формы множества (см. рис. 1.314). Со-
Рве. 1.314
ответствует пределу выносливости для од-
одноступенчатого опыта.
Влияние изменения последовательности
нагружения. Изменение числа циклов до
разрушения N при многоступенчатом и
эксплуатационном нагружении вследствие
изменения последовательности ступеней
нагружения. Самое сильное влияние — при
последовательно уменьшающемся или по-
последовательно повышающемся напряжении
(максимальное или минимальное трениру-
тренирующее действие). Это влияние ослабевает с
увеличением числа последовательностей и с
увеличением беспорядка в выборе величин
напряжения в пределах одной последова-
последовательности, а также с увеличением объема
статистики (приближение формы множест-
множества — прямоугольная форма одноступенча-
одноступенчатого опыта).
Тренировка. Это систематическое повы-
повышение напряжения для того, чтобы повы-
Рис. 1.315. Образцы для испытаний на цикли-
циклический изгиб: а—гладкий образец для особых
случаев, например, проволока; б — надрезан-
надрезанный образец (/ — острый надрез; L: d=0,l;
радиус надреза р=0,1 мм; dK =do ненадрезан-
ного сравнительного образца)
сить долговечность или усталостную проч-
прочность. Может влиять благодаря упрочне-
упрочнению материала при предварительном на-
груженин ниже линии повреждаемости.
Образцы — стержни круглого сечения
диаметром от 7,5 до 15 мм для конструк-
конструкционных и улучшаемых сталей и диамет-
Рис. 1.316. "Профилированные образцы; ra: do>3;
сужение do в середине допустимо до ^0,05 мм
ром 30 мм для цементуемой стали.
Образцы полируют (^<<;3,2 мкм) и де-
делают гладкими или с различными надреза-
надрезами. Испытывают от 20 до 30 образцов при
одинаковом среднем напряжении. Типы
образцов, испытываемых на циклический
изгиб для построения кривых Велера, изоб-
изображены на рис. 1.315 и 1.316.
Методы испытаний:
а. Машины для испытаний на цикличе-
циклическое растяжение — сжатие (так называемые
пульсаторы). Привод гидравлический (гид-
(гидравлический пульсатор) или с помощью
резонансного возбуждения. Частота боль-
большей частью менее 50 Гц. При увеличении
нагрузки и температуры возможно воздуш-
воздушное или масляное охлаждение. Применяют
программируемые пульсаторы (серводина-
мические).
б. Машины для испытаний на цикличе-
циклический изгиб. В циклических изгибных маши-
машинах образец закручивается электродвига-
электродвигателем, а постоянный изгибающий момент
по всей длине образца создается двумя
равными по величине силами, которые при-
приложены к двум самоустанавливающимся
подшипникам на концах образца. Обычная
частота 50 Гц. Для плоских образцов ис-
127

пользуют машины плоского изгиба (боль-
(большей частью для легких металлов).
в. Прочие испытательные машины и из-
измерительные устройства. Крутильные ис-
испытательные машины являются испытатель-
испытательными устройствами для получения сложно-
сложного напряженного состояния. Увеличение
или уменьшение температуры образца в хо-
ходе опыта можно получать, омывая его не
оказывающей коррозионного воздействия
жидкостью из термостата. Водные раство-
растворы применяют только при преднамеренном
Характеристика
цикла
45=0
Рис. 1.317
коррозионном воздействии. Число циклов
измеряется счетчиком, который автомати-
автоматически выключается при разрушении образ-
образца. Циклические испытания можно прово-
проводить при постоянной амплитуде напряже-
напряжения или деформации (например, при плос-
плоском изгибе).
При амплитудах, не вызывающих замет-
заметной пластической деформации, различие в
результатах незначительное.
Методы предназначены для оценки оп-
определенного значения числа циклов до раз-
разрушения по диаграмме Велера, для постро-
построения диаграмм усталостной прочности и
для-определения линий повреждаемости в
совокупности с различными другими мето-
методами, например, металлографическими, для
определения областей разброса (см. рис.
1.317), для исследования структуры и из-
изломов.
Примеры
а. Испытание на выносливость. Может
проводиться при трех видах нагружений
(рис. 1.317) и семи случаях нагрузок (рис.
1.318 и табл. 40).
б. Связь между усталостной прочностью
и статической прочностью:
biv
: 0,285{a
¦¦ 0,2 (cs
Сопоставление справедливо только для
полированных стальных образцов. В случае
более твердых сталей имеет место сильное
уменьшение усталостной прочности при
плохом качестве поверхности..
Данные этой таблицы являются грубым
приближением и не могут заменить цикли-
циклических испытаний.
Случаи
Рис 1.318
Т АБ ЛИЦА'40
Знакопостоянная область
(сжатие)
Область
сжатия:
¦от отрица-
отрицательно ;
от>Са
Отнулевое
иагружение
сжатием:
си=0;
—вт=оа\
<70=2со
Знакопеременная область
Область зна-
коперемен-
копеременного нагру-
жения:
—оа\ +аи;
—о-т<о"о
Знакопере-
Знакопеременное
нагружение;
±С0=:р (Гц
от^0-
аа—харак-
аа—характерная вели-
величина
Знакопостоянная область
Область
знакопере-
знакопеременного рас-
растяжения:
+а„; —аа
+от <с«
Отнулевое
нагруженне
растяжением:
о-„=0;
+От=Оа
растяжение)
Область
растяжения
ст положи-
положительная:
428

в. Сокращенное (ускоренное) испытание.
Способы, основанные на определении зату-
затухания колебаний (см. 1.11.3.7), петли гис-
гистерезиса или по TGL 19330. Многоступенча-
Многоступенчатый опыт не может заменить длительное
испытание.
г. Разброс усталостной прочности/ Боль-
Больше чем для статической прочности, прежде
всего для высокопрочных материалов. По-
Поэтому определение области разброса воз-
возможно по диаграмме Велера (граничная
линия для определенной вероятностей раз-
разрушения Рв или вероятности безотказной
работы Рц); Р'и= 1—Рв. Для оценки ре-
результатов испытаний необходимо ие менее
десяти образцов на каждый уровень на-
напряжений (см. TGL 19336).
д. Вычисление эксплуатационной стойко-
стойкости из кривых Велера. Существует очень
много способов. Расчет не может заменить
испытаний иа эксплуатационную стойкость.
е. Циклические испытания в случае кор-
коррозии. При этом разрушения происходят
даже после очень большого числа циклов
(Лг>500-106 для стали). Линия Велера
продолжает снижаться после исключитель-
исключительно большого числа циклов. Более сильное
влияние частоты (при уменьшении частоты
растет повреждаемость, так как растет
влияние коррозии).
ж. Циклические испытания при высоких
и низких температурах. При повышенных
температурах длительное нагружение (ве-
(величиной ат) является более действенным,
чем циклическое нагружеиие напряжением,
равным Са. При пониженных температурах
с ростом влияния надреза и ростом скоро-
скорости нагружения увеличивается вероятность
хрупкого разрушения.
з. Влияние схемы напряженного состоя-
состояния на усталостную прочность. Изгибное
26
'гаг
Рис. 1.319. Диаграмма усталост-
усталостной прочности для стали марки
St37:
/ — изгиб; 2 — растяжение —
сжатие (среднее напряжение
растяжения); 3 — кручение
нагружение дает завышенное значение-уста-
значение-усталостной прочности, а нагружение круче-
кручением — заниженное по сравнению с нагру-
жением растяжением — сжатием (рис.
1.319). С помощью специальных устройств
можно проводить циклические испытания
при сложном нагружении (например, изгиб
и кручение).
и. Пути повышения усталостной прочно-
прочности. Улучшение качества поверхности, уст-
устранение острых надрезов и резких перехо-
переходов сечеиий. На это же направлено упроч-
упрочнение поверхности, например с помощью
цементации, азотирования, дробеструйного
упрочнения. При этом благоприятно отра-
отражаются возникающие в поверхности бла-
благодаря карбидам и нитридам сжимающие
напряжения.
к. Определение повреждаемости и оценка
остаточной продолжительности эксплуата-
эксплуатации. Подход подобен при циклических и
статических нагружениях. Так как период
роста трещины при циклической нагруже-
нагружении может быть очень велик (до 90 % об-
общей продолжительности службы), то суще-
существует возможность с помощью метода не-
разрушающего контроля обнаруживать
трещины в высоконагруженном элементе
конструкции после определенного времени
эксплуатации (например, метод магнитного
порошка в стали см. 1.1.7) с последующей
заменой детали до наступления разрушения.
1.11.2.21. Испытания твердости
(TGL 8648; 9556; 9011; 10650;
6917; 0-51255; 0-521200)
Твердость — это сопротивление тела
внедрению индентора — другого твердого
тела. Способы испытания подразделяются
на статические и динамические.
К статическим относятся способы изме-
измерения твердости по Бринеллю, Викерсу,
Роквеллу, Кнупу; к динамическим — спосо-
способы измерения твердости по Шору, Шварцу,
Бауману, Польди, Морину, Граве.
Измерения твердости осуществляют при
20±10°С.
Основные схемы измерения твердости
различными способами — см. рис. 1.320—-
1.325 в табл. 41.
а. Пересчет значений твердости [14].
Значения твердости, полученные различны-
различными способами, можно пересчитать (от од-
одного способа к другому) — рис. 1.326—
1.330.
б. Методы измерения микротвердости.
Измерение твердости структурных состав-
составляющих по принципу Викерса.
Нт — микротвердость (в кгс-мм-2), за-
зависит от размера отпечатка, величины на-
нагрузки; й — диагональ отпечатка (в мкм):
Я 18544/Vrf2
Ят= 1854,4/Vrf.
Прибор для испытаний микротвердости
(рис. 1.331). Отпечаток пирамиды измеря-
измеряется с помощью окулярмикрометра.
9—140
129

ТАБЛИЦА 41
Способ
Вид андентора
Нагрузка
л
к
к
ш
S
К
о.
(О
S
СО
о
а
Шарик из закаленной стали
или твердого сплава (рис.
1.320)
Рис. 1. 320
Алмазная пирамида
1.322)
(рис.
а~о,375
Рис. 1. 322
A; f=60 кгс; С (алмазный ко-
конус): F=15O кгс; D:F=
= 100 кгс; В (стальной ша-
шарик): F=100 кгс (рис. 1.324)
Статические меть
F==CDa. Диаметр шарика: 1; 1,25; 2,1; 5;
10 мм; C=f (свойств материала): 0,5; 1,25;
2,5; 5; 10; 30
а) макро:
F=5-rl20Krc;
б) малые нагрузки:
F<5 кгс;
в) микро:
F<1 кгс
Динамические
с
X
о.
о
а
Алмазная пирамида (ромбиче-
(ромбическая)
Алмазный боек 0,01 дюйма
=l-^5 кгс
Свободное падение бойка 2,5 гс; наимень-
наименьшая масса образца 5 кг; наименьшая тол-
толщина образца 50 мм
Примечания к рисункам. Рис. 1.321: а — сферическая лунка; б — отпечаток не вызвал де
1.323: а — нормальный отпечаток; б — отпечаток иа слишком мягком материале — слишком низкая
(только предварительное нагружеыне); б — предварительное нагружение+остальное испытательное
вения нндентора)
130

Отпечаток
Измеряемая величина
и расчетная формула
Область применения
Примечания
ды испытания
Рис. 1. 321
Рис. 1. 323
2F
я D (d- V O2-«i0
(кгс-мм-2);
Н V= 1,85 F[d*
{кгс-мм-2)
Измерение <н в Так
микрометрах;
HRC==100——;
s
HRB= 130—
tB
ед. Роквелла
0,002 мм=
=2 мкм
Низкая и/или сред
няя твердость. Пло
екая, ровная поверх
ность. Толщина об
разца не менее
2,5 мм. Полное на
гружение до задан-
заданного значения и за-
затем выдержка 10 с.
Для металлов, склон-
склонных к ползучести
30 с
Низкая средняя и
высокая твердость
Поверхностно упроч-
упрочненные тонкие слои.
Вообще тонкие об-
образцы. Выдержка
под нагрузкой 15 с.
До HV140 (мягкий
металл) — 30 с
же, как НВ, hi
кроме того, твердые
материалы, шлифо-
шлифованные поверхности
Избегать изгибаю-
изгибающих нагрузок
Метод, зависящий
от условий нагруже-
ния (толщины образ-
образца, диаметра шари-
шарика) . Экспоненциаль-
Экспоненциальный закон Мейера.
Поэтому дли значе-
значений НВ всегда ука-
указывают условия ис-
испытаний (нагруже-
ния). Значения НВ
и HV совпадают до
НВ300
Метод, не зависящий
от условий иагруже-
ния. Закон подобия
Кникше
о При
шарике: 10 кгс
предварительная на-
нагрузка +90 кгс —
остальная испыта-
испытательная нагрузка;
При конусе 10 кгс
предварительная на-
нагрузка + 140 кгс —
остальная испыта-
испытательная нагрузка
методы испытания
Рис. 1.325
Упругая деформа-
деформация
14,2F
(в кгс-мм)
Высота отскока
Л». Твердость по
Шору
Тонкие слои, поверх-
поверхностное упрочнение
Испытание без по-
повреждения материа-
материала (например, твер-
твердость поверхности
прокатных валков)
где с — константа;
, Е2 — модули
Юнга бойка и ис-
испытываемого ма-
материала
формациоиного упрочнения: в — отпечаток сопровождается деформационным упрочнением; рис.
твердость; е — материал наклепан, слишком высокая твердость; рис. 1.324: а — установка нуля
нагружеиие; е — упругое последействие при снятии испытательного груза (<в—глубина проникио-
Высота отскока —¦
мера твердости;
строят относительные
кривые, так как Нвь=
f (типа прибора)
9*
131

HV
woo
800
600
4€0
200
/
/
/
h
ft
г
0 200 WO 600 800
Puc.J.326 HB
HRC
W
80
60
40
20
0
I
/
'y
"_?
ИНВ
mo
во
60
40
20
/
/
100 300 500 700 900
Puc.1.327 Шили НУ
0 100 200 300 400
Puc.1328 HB
Рис. 1.326
1 — твердосплавный шарик; 2 — алмазный индентор; 5 — стальной шарик
Рис. 1.327
1 — НВ, определенная стальным шариком; 2 — НВ, определенная алмазным индентором,
или твердость по Виккерсу
Рис. 1.328
HSh
100
80
60
40
20
о
НВ
240
320
400
480
560
640
720
800
/
Л
/
/
Ряс. 1.329
200 400 600 800
ИВ (стальной шарик)
HSh
203040S#607080ffOiOO
50
„
70
90
110
130
150
170
190
210
230
250
270
О 10 20 30 40 50 6,0 70
то
s
s
\
I
>
\
}
V
Рис 1.330
Рис. 1.331. Схема прибора:
а—алмазная пирамидка (угол 136°); Ь—
передняя линия объектива; с — задняя ли-
линия объектива; й — пружина; е — вспомо-
вспомогательная линза; f — зеркало; g — шкала
Яагрузкн; h — линза; k, I — установленные
кольца; / — эксцентриковое кольцо; т —
гайка
1.11.2.22. Испытания
на прокаливаемость(торцовая
проба по TGL4390)
Испытания служат для определения глу-
глубины закаленного слоя, который должен
иметь определенную твердость. Измеряется
расстояние от торцовой поверхности, иа ко-
которое проникает закалка.
Прокаливаемость /=твердость : расстоя-
расстояние от торца.
Образец для торцовых испытаний прока-
ливаемости имеет длину ~ 130 мм и -.яа
132

«30 мм.- . Нормализованное состояние.
Размеры образца, по Джомини, или спе-
специальные образцы (например, по Кегелю
[11])—рис. 1.332—1.334.
Образец нагревают на температуру закал-
кн, выдерживают ~30 мин и затем пере-
переносят в приспособление, в котором торец
образца закаливается в потоке воды A5±
±10°С). По образующей зашлифовывают
плоскость, по длине которой' (начиная от
торца) проводят измерение твердости.
г. Применение испытания на прокаливае-
мость по торцовой пробе имеет смысл толь-
только тогда, когда твердость заметно разли-
различается по длине образующей для цилинд-
цилиндрического образца, что и наблюдается для
цементуемых н среднелегированных не на-
насквозь закаливающихся сталей (рис. 1.336,
1.337).
Метод неприменим для высоколегирован-
высоколегированных сталей, особенно для сталей, чувстви-
чувствительных к изменениям температуры закал-
7 —
г
3
\
S?
¦^
.— |
i
i
1
oot
1Z±1
4
Рис.1.331
ФГ2.7
Рис.1333
PucU3<t
Рис. 1.332. Образец для испытаний на торцевую прокаливаемость по Джомини:
/ — канавка для подвешивания образца; 2 — образец; 3 — высота свободного подъема воды;
4 — трубка, подводящая воду
Рис. J.333, Образец для слабопрокаливающихся сталей
Рис. 1.334. Образец с малым поперечным сечением
Некоторые замечания:
а. Понятие прокаливаемостн не следует
путать с закаливаемостью; последняя харак-
характеризует возможность достижения макси-
максимальной твердости после закалки и зави-
зависит главным образом от содержания уг-
углерода.
б. Испытание прокаливаемости возмож-
возможно также по методу Кубаста и Гроссмана.
в. Кривые прокаливаемостн по торцовой
пробе одной и той же марки стали, но раз-
различных плавок могут оказаться различны-
различными (различный ход кривых изменения твер-
твердости в зависимости от расстояния от тор-
торца), несмотря на одинаковые условия опы-
опыта. Причиной этого являются колебания
химического состава в пределах марочно-
марочного. Поэтому строят полосы разброса (рис
1.335). F
Расстояние от торца, гт ——
Рнс. 1.335
ки (инструментальные стали). В этом слу-
случае лучше применять диаграммы твер-
твердость—температура закалки.
д. Эти последние (см. п. 2) испытания
можно применять для характеристики по-
поведения стали при отпуске (устойчивости
133

против отпуска). У глубоко прокаливаю-
прокаливающихся образцов изменение поверхностной
твердости зависит от температуры отпус-
отпуска—рис. 1.338.
60
55
50
45
40
35
30
25
20
15
10
5
О 5 10 15 20 25 30 354045 50 55 60 65
Расстояние от закаливаемого торца, мм
Рис. 1.336. Прокаливаемость улучшаемых ста-
сталей
Расстояние от лоЗерхнос/т/, мм
\
\
1
\
\
ч
\
\
1
Ч
Ч;
ч
ч
С60>
ч
^.
,035
ч?22
¦¦^
"*¦
^ i i
%-
**¦
ЫП
я я
а я
—
-J"
42MnW'
=-
ттвшт
ft5
к—-
¦——
ЯМ
11 IU
н
U
¦¦¦¦
0
¦"¦¦¦
¦¦в
-
О 5 10 1520 25 30 35 40 455055 60 65
Расстояние от зака/юваемого торца, /у/у
Рис. 1.337. Изменение твердости по поперечному
сеченню образца Джомиии при закалке в воде 111]
Рис. 1.338
1.11.2.23. Другие методы
технологических испытаний
Испытание на «отгиб» (на загиб или на
отбортовку). Испытание ведется для обна-
обнаружения трещин в зоне гиба (см. 1.11.2.3).
Плоские полосы: длина 100 мм, ширина
40 мм, толщина 0,4—5 мм.
Применяется устройство, имеющее пуан-
пуансон и матрицу заданной формы.
Испытание на склонность к старению
(к охрупчиванию). Вначале партнн образ-
образцов подвергают гибу—-см. опыты на зат..
гиб; они не разрушаются; нет трещин. За-
Затем загнутые образцы подвергают старе-
старению 2 ч прн 250 °С и разгибают ударом в
специальном приспособлении. Не охрупчи-
вающиеся после старения образцы не раз-
разрушаются (не имеют трещин).
Испытание на расковку. Испытание про-
проводят при повышенной температуре. Плос-
Плоские шайбы диаметром 300—700 мм. После
нагрева до температуры горячей деформа-
деформации и удара в специальном (полукруглом)
штампе не должны появляться трещины.
Испытание на наматывание (на смотку).
Проводятся для проволоки и канатов; оп-
определяется склонность к разрушению или
образованию трещин при наматывании
(смотке) в специальном устройстве для ис-
испытаний. Эталонную проволоку н исследу-
исследуемую сравнивают при намотке по появле-
появлению трещин нли по разрушению.
Испытание на раздачу при насаживании
на оправку. Испытания проводят при по-
повышенной температуре. Образец с отвер-
отверстием должен иметь отношение ширины к
толщине, равное 5:1. Оправка имеет ук-
уклон 1 : 10.
Оправка прошивает (раздает) отверстие
в образце при температуре ковки (диаметр
отверстия равен двойной толщине образ-
образца); отверстие расширяется вдвое; не долж-
должны появляться трещины.
Испытания на ковкость (деформируе-
(деформируемость). Размеры образца: длина 400 мм;
отношение высоты к ширине равно I : 3.
После нагрева на температуру деформации
проводят осадку до 1,5 раз. Трещины не
должны появляться; наличие трещин ука-
указывает на склонность к красноломкости.
Испытание на растяжение клином (на
склонность к вытяжке). Исследования ве-
ведут на пластинах из легких сплавов; оце-
оценивается их способность к глубокой вы-
вытяжке; применяются специальный образец
(рис. 1.339) н специальное устройство для
данной формы образца (рис. 1.340).
Пластины нагревают 15 мин при 500 °С,
затем закаливают в воде. После растяже-
растяжения иа установке до разрушения оставшие-
-угол может быть
слегка скруглен
Рис. 1.339
134

ся части образца подвергают тем же опе-
операциям термической обработки; травление
20 % -ным раствором NaOH для выявления
структуры. Если образуется крупное зерно,
то листы из испытуемого сплава не при-
пригодны для глубокой вытяжки.
Рис. 1.340
/ — образец; О — опорная плита;
К—боковой клин; S — нагружаю-
нагружающий клин; R — прижимные винты;
D — крышка
1.11.2.24. Испытания сварных
соединений (TGL 14912; 14914;
14913)
Испытание сварных соединений и сварен-
сваренных изделий
а. Качество сварных соединений зависит
от характера (свойств) основного мате-
материала и присадочного материала; способа
сварки; предварительной и последующей
обработки: конструкции сварного соедине-
соединения. >
б. Выбор способа испытания определяет-
определяется ¦ особенностями свариваемых материалов,
профилей (конфигурации) свариваемых по-
полуфабрикатов и выбранных методов
сварки.
Способы испытаний
1. При растягивающем нагружении.
1.1. Испытание на растяжение сварных
швов, полученных стыковой сваркой оплав-
оплавлением.
а. Определение предела прочности на
растяжение сварных соединений (см.
1.11.2.1). Применяется плоский образец, а
также образец с надрезом (по Каутцу
[111) — Рис 1.341.
б. После разрушения сваренного образ-
образца или изделий выявляют дефекты сварки
Рис. 1.341
и оценивают прочность на разрыв и ха-
характер разрушения (по сварке, по основно-
основному материалу и др.).
в. Оценка деформационного поведения
сварного шва. Применяют образец с двумя
отверстиями (рис. 1.342). Разрушение об-
Рис. 1.342
разца инициируют таким образом, чтобы
оно проходило по сварному шву. Оценива-
Оценивают прочность сварного шва, а также опре-
определяют способность к деформации сварно-
сварного шва (наблюдая за деформацией про-
просверленного отверстия).
г. Определение поведения сварного шва
при деформации (по Теске и Фину [11]).
Определение удлинения при разрушении
сваренного разрывного образца с надрезом.
Рабочая длина равна диаметру полукруг-
полукруглого надреза.
Удлинение при разрыве зависит от каче-
качества сваренного соединения. Прочность на
разрыв сварного шва на надрезном образ-
образце должна находиться в таком же соответ-
соответствии с прочностью на разрыв сварного
образца без надреза, как прочность на
разрыв надрезанного образца из основного
материала и прочность на разрыв ненадре-
занного образца из основного материала
(плоский разрывной образец).
1.2. Испытание на растяжение угловых
соединений, сваренных оплавлением.
а. Крестовидный образец (см. Испытание
на горячие трещины в сварном шве);
б. Образец с накладками (рис. 1.343).
Нагружение в поперечном по отношению
ко шву направлении; оценивается прочность
при растяжении.
1.3. Испытание на срез соединений, сва-
сваренных точечной сваркой.
Применяются одно- и двухслойные образ-
образцы, используемые для испытаний на срез
при растяжении (рис. 1.344, TGL 14912).
Две пластины длиной 400 мм соединены
точечной сваркой. Размеры оказывают
влияние на характер напряженного состоя-
состояния по длине сварного соединения. Испыта-
13В

ния предназначены для контроля работы
машины для точечной сварки, текущей про-
проверки свариваемости материала, прочности
на срез при испытании на растяжение.
2. Испытание твердости (см. 1.11.2.21).
Распределение твердости по поперечному
сечению сварного соединения и определе-
Рнс. 1.343
Точечная сварка
Направление сварки -
Точечная сварка
Вырезка -
образцов
Направление сварки ¦
Рис. 1.344
ние твердости наплавленной зоны при
сварке.
3. Испытание сварных соединений при
ударном нагруженни. Испытание на удар-
ударную вязкость при изгибе на образце с над-
надрезом (см. 1.11.2.14).
Оценивается склонность к хрупкому раз-
разрушению (к охрупчнванию) основного и
наплавленного материала в результате
влияния термического цикла сварки. Кос-
Косвенно судят о газонасыщеиности — погло-
поглощении кислорода и азота, зависящем от
характера применяемого электрода, н об
уменьшении деформационной способности
в результате охрупчивания.
4. Технологические испытания.
4.1. Оценка сваренных оплавлением сты-
стыковых швов с помощью: испытаний на за-
загиб (TGL 14912; 15686); испытаний на за-
загиб образцов с надрезом; испытания на от-
отгиб (на отбортовку), испытания наплав-
наплавленного шва на глубокую вытяжку
(TGL 15218).
Определение качества сварного соедине-
соединения (наличие пустот, шлаковых включений
и др.). Оценка поведения при деформации,
склонности к деформационному упрочне-
упрочнению.
4.2. Испытание угловых сварных швов,
а. Угловой образец (рис. 1.345, TGL
Направление
удара \
60
IHllllllllfllKi
80
to
во
Рис. 1.345
80
60
ШШППШ
Направление
удара - —'^
1
Г
Рис. 1.346
14912 [11]). Образцы готовят сваркой
двух пластин одинаковой толщины (от 5
до 12 мм), а затем разрушают.
б. Образцы сваривают внахлест (рис.
1.346, TGL 14912 [11]), испытывают так
же, как угловые. Такие образцы разруша-
разрушаются (рис. 1.346, справа) путем отдирания.
в. Испытание образца со стойкой на за-
загиб (на отбортовку нли на' отгнб).
Устройство для испытаний подобно уст-
устройству для испытаний на загиб — см. вы-
выше. Стойка расположена в зоне растяже-
растяжения. Испытания ведут до образования тре-
трещины; определяют угол загиба на обеих сто-
сторонах. Получаемое среднее значение и есть
определяемая величина — рис. 1.347 по
IIW (Институт сварки).
Наряду с субъективной оценкой качества
сварного шва, можно судить о его способ-
способности к формоизменению в виде разруше-
разрушения.
Характеристика видов разрушения по
IIW [11]:
136

— без дефектов (рис. 1.348);
— 1-й вид разрушения: трещина у осно-
основания шва сварки; распространяется
внутрь зоны теплового воздействия (рис.
1.349);
— 2-й вид разрушения: трещина начина-
начинается у основания сварного соединения;
I
Поправление
Отход
~ прокат/го
t
Отход
«СЕ
Us I
//•
Образец
на изгиб
1
I
Рис. 1.347
распространяется в основной материал, а
не в шов (рис. 1.350);
— 3-й вид разрушения: неожиданное
разрушение основного материала (не шва);
большей частью разрушения начинаются
от сварного соединения (рис. 1.351).
тг
Рис. 1.348
Рис. 1.349
Рис. 1.350
Рис. 1.351
Все три типа испытания служат для оцен-
оценки качества сварки, вида и объема имею-
имеющихся дефектов на поверхности шва и на
поверхности излома (поры, трещины, шла-
шлаковые включения, дефекты собственно со-
соединения, дефекты корня шва), а также для
суждения о внешнем виде разрушения.
4.3. Испытание на «отслаивание» (на
«раздирание») сварных соединений.
Испытание на отслаивание соединений,
полученных с помощью точечной сварка
(рис. 1.352—1.354). Пластины, сваренные
внахлест точечной сваркой, отдирают одну
от другой (раздирают). Предназначено для
Рис. 1.352
Рис. 1.353
Рис. 1.354
во
Рис. 1.355
Рис. 1.356
контроля сварных соединений и сваривае-
свариваемости соединяемых материалов. При случае
указывают на необходимость выбора по-
последующей термической или другой обра-
обработки шва.
5. Испытание на горячие трещины в
сварном шве.
5.1. Крестовидный образец (рис. 1.355).
Нагружение — поперечное по отношению
ко шву. При изготовлении такого кресто-
крестовидного образца нужно обращать внима-
внимание на идентичность всех четырех угловых
швов, а также на соблюдение одинаковой
толщины швов (слишком большая толщи-
толщина шва ведет к его разрушению).
Определяется прочность на разрыв ос-
основного и присадочного материала (рис.
1.356). Горячие трещины, которые могут
возникать в основном материале при газо-
газовой и дуговой сварке, оказывают влияние
на прочность.
5.2. Испытание образца с двойным угло-
угловым швом (по Кауцу).
Существуют две формы образцов для
определения устойчивости свариваемого
материала против образования горячих
трещин (рис. 1.357. 1 358).
Пластина стойки прихватывается с тор-
торцов. Первый угловой шов (электрод диа-
диаметром 4 мм) сваривают при заданной си-
137

ле тока. Сразу же после этого сваривают
второй шов с противоположной стороны
(толщина его на 20% меньше, чем первого
шва).
Через 30 мин после охлаждения второй
шов обследуют иа наличие трещии. Если в
сварочном шве второго валика возиикаю-
20
20
Места измерении
120
Плита (основание)
Рис. 1. 357
12 ,20, ,40,4ff
шовг
Стойка
Шов!
\
80
IV
Места измерений
120
Ллита (основание)
Рнс. 1.358
щие напряжения не релаксируют, то воз-
возникают тепловые трещины.
6. Испытание усталостной прочности
IIW-образец для растяжения при пульси-
пульсирующем режиме (рис. 1.359, для сталей).
Используют от 10 до 20 образцов, так
как сильный разброс. Оценивают усталост-
усталостное поведение сварных соединений.
7. Испытание на свариваемость.
Проводят для оценки: а) пригодности
для сварки данного материала (оценива-
(оценивают путем сварки образцов и определения
прочности на разрыв); б) надежности
сварного соединения (материал должен по
возможности без последующей термичес-
термической обработки сваренной конструкции ос-
оставаться неохрупченным).
К материалам, обеспечивающим надеж-
надежность сварного соединения, предъявляют-
предъявляются высокие требования, которые соответ-
соответствуют практике использования этих сое-
соединений.
Прежде всего нужно иметь в виду испы-
испытание сварных конструкций на восприим-
восприимчивость к хрупкому разрушению.
Согласно [11]:
а) многоосное напряженное состояние
нежелательно, так как препятствует воз-
возникновению достаточных по величине ка-
касательных напряжения, необходимых для
релаксации напряжений путем деформации
скольжением;
б) при высоких скоростях нагружения на
материал могут быть наложены большие
упругие напряжения; появляется опасность
хрупкого разрушения до того, как начнет-
начнется пластическая деформация;
в) при понижении температуры умень-
уменьшается возможность релаксации напря-
напряжений деформацией скольжением, благо-
благодаря чему появляется повышенная склон-
склонность к хрупкому разрушению.
7.1. Испытание на ударный изгиб свар-
сварного образца (по Пеллини).
7.2. Испытание на изгнб сварного образ-
образца (TGL 7060).
Образец вырезают путем газовой резки.
Продольные края затем обрабатывают;
пластина имеет толщину, равную толщи-
толщине испытываемой продукции (рис. 1.360).
66+300
i 200
/
Необрабаты-
Необрабатываемая '
сторона\
Направление прокатки s=30-S0
Рве. 1.359
Рнс. 1.360
Проводят изгибное нагружение (медлен-
(медленное, равномерное). Определяют угол из-
изгиба н изучают вид излома. Трещина, рас-
расположенная на расстоянии 3 мм от края
сварного шва, обычно проникает в основной
материал.
7.3. Испытание на распространение тре-
трещины (по Робертсону).
Образец нагружают в поперечном на-
направлении и нагревают его продольную
сторону; опредепяют затухание (задерж-
(задержку) распространения трещины (рис. 1.361).
Испытания служат для оценки воспри-
восприимчивости к образованию трещин в свар-
138

ных соединениях, в том числе восприим-
восприимчивости к образованию трещин в переход-
переходной зоне.
Растягивающее
напряжение
\ \ \ \ L-" . трещины
Щр
Место надреза сильно
переохлаждено
- Mill
Нагреваемый Охла/кдаепый
конец конец
Не разрушен ¦ Температура
остановки трещины
Рнс. 1.361
1.11.3. Физические свойства
и испытания
1.11.3.1. Электропроводность
Ионная проводимость — электропровод-
электропроводность, при которой электрический заряд
переносится свободными ионами, переме-
перемещающимися в веществе под действием
электрического поля. Различают собствен-
собственную и примесную ионную проводимость.
Подвижность ионов v. Связана с коэф-
коэффициентом диффузии формулой \=ED/
/КТ, где D — коэффициент диффузии; Е —
величина заряда носителя; К ~ постоян-
постоянная Больцмана; Т — температура, °С.
Подвижность ионов в твердых телах при
низких температурах относительно мала.
В керамических веществах с ростом тем-
температуры изолирующие свойства падают.
Это имеет особое значение при высоких
температурах.:
Электронная проводимость. Обусловлена
направленным движением электронов.
Электропроводность металлов. В осно-
основе электропроводности металлов лежит
металлическая связь. Атомы располагают-
располагаются в решетке в определенных положениях,
а их электроны частично коллективизиро-
коллективизированы (электронный газ, состоящий из сво-
свободных электронов в количестве ~ 1022
см-3).
Модель потенциальной ямы. Модель ис-
исходит из представления о том, что сво-
свободные электроны при приложении элект-
электрического поля приходят в направленное
движение. Благодаря этому металлы ха-
характеризуются электронной проводимо-
проводимостью. Согласно модели потенциальной ямы,
электроны в ней находятся на постоянной
глубине (рис. 1.362) [13].
Потенциал решетки металла равен ну-
нулю. При абсолютном нуле электронные со-
состояния до уровня энергив Ферми запол-
заполнены. При возбуждении электроны пере-
переходят через уровень энергии Ферми
Электроны в потенциальной яме рас-
рассматриваются как плоские волны и опи-
описываются с помощью волновых функций.
Так как электроны находятся только в
дискретных энергетических состояниях,
каждое из них соответствует' определен-
определенной собственной функции (описание с по-
помощью уравнения Шреднигера).
?=0
Рис. 1.362. Схема расположения
энергетических уровней:
с — потенциал в вакууме; Е _ —
v г
уровень Ферми: ?—0 — потенциал
решетки металла
При абсолютном нуле электропровод-
электропроводность идеальной решетки бесконечно ве-
велика. Дефекты в реальной решетке явля-
являются причиной появления электросопро-
электросопротивления. Из теории потенциальной ямы
следует, например, объяснение таких по-
понятий, как контактное напряжение, термо-
термоэлектричество (см. 1.11.3.3) и работа вы-
выхода.
Соответствующие данные для ряда ме-
металлов и окислов приведены в табл. 42.
ТАБЛИЦА 42
Металл
или окисел
AI
Ва
РЬ
Fe
Аи
Cd
Са
Со
Си
Mg
Mo
С.
эВ
4,20
2,52
4,04
4,63
4,71
4,04
3,20
4,25
4,48
3,70
4,24
Металл
или окисел
Ni
Pt
Ag
W
Cs
Zn
Sn
BaOcP, Ni
BacW, WOS
ThcW
CscW, WO3
Д?*
С
эВ
4,91
5,36
4,70
4,54
1.94
4,27
4,39
1,0
0,30
2,63
0,001
* A?g—работа выхода.
Удельное электросопротивление р. Вклю-
Включает две независимые составляющие: фо-
нонную часть (с ростом температуры уси-
усиливаются тепловые колебания) и часть,
обусловленную дефектами решетки (эта
составляющая сопротивления не зависит
от температуры), поэтому оценку дефектов
решетки можно производить с помощью
измерения остаточного сопротивления.
Правило Маттисена, С помощью этого
правила определяется общее удельное элект-
электросопротивление (фононная+решеточная
139

составляющие) металла с дефектами решет-
решетки: р=рфОВ+Рмат, где рМат — представля-
представляет составляющую, характеризующую ма-
материал и зависящую от его кристалличес-
кристаллической и электронной структуры. Рфов с уве-
увеличением температуры растет пропорцио-
пропорционально 7.
Вследствие магнитного эффекта в фер-
ферромагнитных металлах наблюдаются от-
отклонения от этого правила.
Техника измерений и особенности
а. Основные величины:
р=Л,—•; R=pl/q, где X — электрическая
проводимость; / — длина; R — электричес-
электрическое сопротивление; д — поперечное сече-
сечение; р — удельное сопротивление.
б. Зависимость р от температуры:
рг=р0A+аДТ), а = р
Здесь а — температурный
электросопротивления. При
коэффициент
образовании
Аи,% (помассе)
Рис. 1.363. Полная рвствори-
мость в твердом состоянии
Си,% (ло массе)
Рис. 1.364. Интерметалличес-
Интерметаллические соединения
/ — отпущен, упорядочен}
// — закален, неупорядочен
твердого раствора а уменьшается. Отри-
Отрицательное значение а(—а) представляет
особый случай для С, SiC, Bi, когда с ро-
ростом температуры R уменьшается.
в. Зависимость р от направления различна
у разных типов кристаллической решетки.
Для кубической решетки имеет место
изотропия.
В сплавах необходимо различать следу-
следующие возможности:
1. А и В взаимно не растворяются (мо-
(могут быть два случая: А и В расположены
последовательно — закон Кирхгофа для
последовательного соединения и А и В рас-
расположены параллельно — закон Кирхгофа
для параллельного' соединения).
2. А и В образуют твердый раствор, ко-
который приводит к увеличению р и умень-
уменьшению а.
Примеры приведены на рис. 1.363 и 1.364.
Различные методы измерения электросо-
электросопротивления Rx:
а) простой мост Унтстона (рис. 1.365):
Rx^^RnRa/Rb'i
б) двойной мост Томсона (рис. 1.366).
Эффект Холла — появление в проводни-
проводнике или полупроводнике с током / при при-
приложении к нему перпендикулярного маг-
магнитного поля (В) разности потенциалов в
плоскости, перпендикулярной магнитному
полю (В) и току (/).
Рнс. 1.365
Рис. 1.366
Эффект Холла применяют при измерении
электропроводности по данным плотности
электронов проводимости и подвижности
электронов:
"холл = Кхолл f*o HId- *Холл =±3я/8е„.
Здесь иХоЛЛ—э. д. с. Холла; d — толщина
пластины; е — элементарный заряд; п —
концентрация носителей тока, м~3; /СхОЛл~
постоянная Холла, м3-К~*.
Схема измерения электропроводности с
помощью эффекта Холла приведена на рис.
1.367.
'/сяг
I
Рис. 1.367
Постоянная Холла для металлов B0 °С)
приведена в табл. 43.
ТАБЛИЦА 43
Металл
AI
Аи
Cd
Си
Кхолл,'
ю-"
—3,5
-7,2
+5,9
—5,2
Металл
Ра
Pt
Ag
Zn
Холл,
10-ц
—8,6
-2,0
—8,9
+6,4
140

Виды проводимости в твердых телах:
1. Электронная проводимость (металлы,
карбиды, нитриды, оксиды, селениды, суль-
сульфиды, теллуриды).
2. Ионная проводимость (стекла, соли).
3. Смешанная проводимость (полупро-
(полупроводники, галогениды щелочных металлов с
избытком электронов).
1.11.3.2. Теплопроводность
Теплопроводность — один из видов пере-
передачи тепловой энергии в твердом теле,
приводящий к выравниванию температур.
Основной закон теплопроводности выража-
выражается как: dQ/dt=7Jl(dT/dx), где dT/dx —
градиент температур; А — поверхность;
t — время; "к — удельная теплопроводность
в кал-см-'-с-'-град или Вт-см-'-град.
Теплопроводность в твердых телах зави-
зависит от состава, вида связи и структуры.
Удельная теплопроводность некоторых
материалов B0 °С) приведена ниже, калХ
Хсм-'-с-'-град-1:
Ag 1
Си 0,95
А1 0,57
Fe 0,18
Сталь типа 18-8 . . 3,9-10—2
Кварцевое стекло . . 5-10—3
Полихлорвинил . . . 3,8-10—*
Механизм теплопроводности. Причинами
теплопроводности являются:
1) перенос энергии электронами (элек-
(электронная часть теплопроводности ХЕ):
2) колебания атомов в узлах решетки
твердого тела (решеточная часть теплопро-
теплопроводности Kg).
¦ Таким образом, общая теплопроводность
составляет: Яо6щ=Хе+Хо.
Закон Видемана — Франца. Отношение
удельной теплопроводности % к удельной
электропроводности х для всех металлов
при температурах выше дебаевской прибли-
приблизительно одинаково и зависит только от
температуры:
Х/к = я? (К/е)? Т/3 = LT.
Здесь К — постоянная Больцмана; е— эле-
элементарный заряд; L — постоянная Лорен-
Лоренца, равная B,2+2,6)-Ю-8 Вт-град-2 для
чистых металлов при комнатной темпера-
температуре.
При низких температурах закон не вы-
выполняется.
Техника измерений и ее особенности. Де-
Дефекты структуры твердого тела оказывают
влияние на Кв и Хо. Они являются причи-
причиной уменьшения Я,0«щ. Поэтому твердые
растворы обычно характеризуются более
низкой теплопроводностью, чем чистые ме-
металлы (рис. 1.368). Это имеет особое зна-
значение для технологии термической обра-
обработки.
Измерение можно проводить с помощью
следующих методов [11]:
1. Стационарные методы (измерения теп-
теплопроводности обычно на пластинчатых и
стержневых образцах [11]; измерения на
цилиндрах [11]; измерения на сферах; оп-
определение теплопроводности путем сравне-
сравнения электро- и теплопроводности; опреде-
определение теплопроводности путем сравнения с
эталоном [11]). В образцах определяют
независимое от времени распределение
температур. Уравнение теплопроводности
Легирующий элепент-—
Рис. 1.368. Зависимость теплопро-
теплопроводности некоторых металлов от
содержания в них легирующих эле-
элементов
приводится' к ДГ=0. Специальные решения
этого уравнения соответствуют применяе-
применяемым методам измерения.
2. Нестационарные методы (измерения
периодических тепловых потоков — метод
Ангстрема [И]). Эти методы измерения ос-
основаны на использовании дифференциаль-
дифференциального уравнения теплопроводности. Неста-
Нестационарные методы не нашли широкого при-
применения.
Методы измерения теплопроводности при
высоких и низких температурах служат
для исследований нарушений порядка в
сплавах [11].
1.11.3.3. Термоэлектричество
Эффект Зеебека. Этот эффект выражает-
выражается в виде разности потенциалов, которая
возникает в замкнутой цепи из двух метал-
металлических проводников, образующих кон-
контакты, имеющие различную температуру.
При этом в замкнутой цепи возникает
т. э. д. с, обусловливающая термоэлектри-
термоэлектрический ток.
Т. э. д. с. зависит от материала пары, раз-
разности температур и их величины.
Абсолютная дифференциальная т. э. д. с.
Томсона. Может быть определена при низ-
низких температурах при последовательном
соединении обычного металла со сверхпро-
сверхпроводником, абсолютная т э. д. с. которого
равна нулю. Для других температурных
областей необходимо производить вычисле-
вычисление или определение коэффициента Томсо-
Томсона. При этом большое значение имеют ха-
характеристики материала.
Термоэлектрический ряд напряжений.
Этот ряд представляет интегральную
т. э. д. с- металлического элемента относи-
относительно эталонного металла (часто Pt) в ин-
интервале температур от 0 до 100 °С.
Ряд т. э. д. с. относительно Pt @ °С, Д7"=
= 100 К) приведен в табл. 44.
Возникновение т.э.д.с. (см. 1.11.3, Мо-
Модель потенциальной ямы). Так как в раз-
141

ТАБЛИЦА 44
Мате-
риал
Si
Sb
NiCr
Fe
Mo
Cd
Cu
Ag
W
Ir
Rh
Zn
T- э. д. с, мВ
+44,8
+4,74-4,86
+2,2
+1,874-1,89
+1,164-1,31
+0,854-0,92
+0,724-0,77
+0,674-0,79
+0,654-0,92
+0,654-0,68
+0,65
+0,64-0,79
Материал
Т. э. д. с, мВ
Манганин
Аи
Sn
Pb
Mg
Al
Pt
Na
Ni
Co
Констан-
тган
Bi
+0,574-0,82
+0,564-0,8
+0,414-0,46
+0,404-0,44
+0,404-0,43
+0,474-0,41
±0,00
0,21
—1,944-1,2
—1,994-1,52
—3,474-3,04
—7
Эффект Пельтье. Этот эффект обратен
эффекту Зеебека. Он состоит в том, что
при прохождении тока в цепи из различ-
различных проводников в местах контактов выде-
выделяется или поглощается некоторое количе-
количество тепла (различная работа выхода).
Эффект Пельтье лежит в основе холодиль-
холодильного эффекта.
Техника измерений и ее особенности
а. Измерение температур с помощью тер-
термоэлектрических явлений производится с
использованием термопар из различных ма-
материалов на основе уравнения Uth=a&t+
+ 6Д*2, где Uth — т. э. д. с; а, Ь — констан-
константы материала.
Чувствительность термоэлемента выра-
выражается в виде
личных металлах энергия Ферми и вслед-
вследствие этого работа выхода различны, при
контакте двух различных металлов элект-
электроны проводника с меньшей работой вы-
выхода могут переходить в проводник с боль-
большей работой выхода. Металлы при этом
будут заряжаться разноименно, а соответ-
соответствующая разность потенциале носит иа-
зваиие контактной разности потенциалов
или напряжения Вольта. При этом поток
электронов ие прекращается до тех пор,
пока энергия Ферми не достигает одинако-
одинакового уровня.
Бели температура контактов в замкнутой
цепи одинаков», то ток не идет. При нагре-
нагреве одного из контактов из-за разности тем-
температур в цепи начинает течь термоток.
ТАБЛИЦА 4S
Т. э. д. с. различных термопар (мВ) при-
приведена в табл. 45.
б. Термоэлектрические свойства метал-
металлов и сплавов. Т э. д. с. зависит от структу-
структуры проводника. Изменение структуры обус-
обусловливает перераспределение электронов в
решетке, следовательно, изменение числа
электронов проводимости.
С помощью измерения термоэлектриче-
термоэлектрических характеристик можно производить
оценку следующих характеристик мате-
материала: анизотропию термоэлектрических
свойств; фазовые превращения; содержание
легирующего элемента; деформацию об-
образца.
в. Измерение т. э. д. с.
При измерении интегральной т. э. д. с.
один спай помещают в лед @°С), другой—
в кипящую воду A00°С); измерения про-
та
CL
Й
CL
1
1
—100
—200
0
20
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
1100
1200
1300
1400
1500
1600
-константан
о
—5,70
—3,40
0
0,80
4,25
9,20
14,89
20,99
27,40
34,30
„и

—а-
—
^
—
-константан
i
—8,15
—4,75
0
1,05
5,37
10,96
16.55
22,15
27,84
33,66
39,72
46,23
53,15

—

Ni—Cr—ков-
ставтаи
_
—
0
1,25
5,62
П.08
19,09
26,48
34,18
41,95
50,02
57,94
65,76
—

__
Ni—NiCP
_
—
0
0,80
4,10
8,13
12,21
16,39
20,64
24,90
29,14
33,31
37,36
41,31
45,94
48,85

—
-Pt
—
0
0,60
3,30
7,30
11,80
16,70
21,85
27,30
32,80
38,40
44,00
40.55
55,00
60,20
—

—
—
к
а.
_
—
0
0,31
1,56
3,46
5,51
7,36
9,96
12,41
14,96
17,61
20,31
23,11
26,06
28,91
31,86

—
-PtRh
1
х:
Of,
—
0
0,12
0,29.
0,57
0,95
1,40
1,96
2,62
3,37
4,21
5,16
6,22
7,27
8,39
9,55
—
-PtRh
i
?

—
0
0,11
0,65
1,44
2,32
3,25
4,22
5,22
6,26
7,33
8,43
9,5?
10,74
11,93
13,14
14,33
15,54
16,72
142

изводят низкоомным потенциометром.
При измерении дифференциальной
т. э. д. с. разность температур &I=**Ti—Г2
соответствует определенной разности
т. э. д. с. образца и эталона.
1.11.3.4. Сверхпроводимость
Сверхпроводимостью называют свойетво
многих проводников, состоящее в том, что
их электрическое сопротивление скачком
падает до неизмеримо малой величины при
охлаждении ниже определенной критиче-
критической температуры (Тк), характерной для
данного материала. При этом магнитное
поле может разрушать состояние сверх-
сверхпроводимости.
С целью использования сверхпроводимо-
сверхпроводимости в технике проводится работа по изыс-
изысканию сверхпроводников с более высокой
Гк, которые сохраняют сверхпроводимость
как при наложении внешних магнитных
полей, так и при пропускании через них
большого тока, создающего магнитные
поля
Характеристическая температура ¦ или
критическая температура перехода в сверх-
сверхпроводящее состояние Ту.. Некоторые ве-
вещества при температурах ниже Тк являют-
являются сверхпроводниками. Критическая темпе-
температура сверхпроводимости для некоторых
материалов приведена в табл. 46.
ТАБЛИЦА 46
риал
Мате
А1
Pb
In
Cd
Nb
Hg
Та
Ti
Zn
Sn
1 14
7^26
3,37
0,54
9,22
4,17
4,38
0,53
0,79
3,69
риал
Мате
Zr
AsPb
AsPb
LiPb
PPb
NbN
NbC
Nb,N
MoN
TaC
к
t.
0,70
8,4
7,2
7,2
7,8
16
10,1
9,5
12,0
9,2
Материал
TaN
V3Si
V
NbZr
VaGe
Nb3Sn
Nbs 1
(А10.ч) )
15е
9,5
17,1
5,3
11
14,6
18,1
20,5
1.11.3.5. Диэлектрические
свойства
Дипольный момент. Эта характеристика
описывает смещение центров тяжести за-
зарядов или поляризацию (диэлектрическое
смещение), в находящихся в электрическом
поле материалах с низкой электропровод-
электропроводностью (силикаты, полимеры и т. д.).
В этих материалах направленного движе-
движения электронов не происходит. Дипольный
момент ц ориентируется под действием
внешнего электрического поля.
Диэлектрическая поляризация. Диэлек-
Диэлектрическая поляризация оценивается вели»
чиной дипольного момента единицы объ-
объема вещества-
Виды диэлектрической поляризации:
а) электронная нли атомная поляриза-
поляризация (не зависит от температуры);
б) ионная поляризация (не зависит от
температуры);
в) поляризация граничных поверхностей
(не зависит от температуры);
г) ориентацнонная поляризация (зависит
от температуры). Обозначается так же,
как параэлектричество.
Диэлектрическая проницаемость явля-
является константой материала, характеризу-
характеризующей поведение изоляторов в электроста-
электростатическом поле.
Следует различать абсолютную диэлек-
диэлектрическую проницаемость. ео, равную
8,8542-Ю-18 фарад-В-'-м-', и относи-
относительную диэлектрическую проницаемость е,
которая характеризует изменение диэлект-
диэлектрической проницаемости материала по
сравнению с вакуумом при одинаковой на-
напряженности электрического поля, зависит
от частоты электрического поля н темпера-
температуры.
Измерение диэлектрической проницаемо-
проницаемости. Используют два принципиально раз-
различных типа методов измерения диэлектри-
диэлектрической проницаемости:
а) волновые, при частотах >100 МГц
путем измерения поглощения;
б) емкостные методы, подразделяющие-
подразделяющиеся на мостовые методы (например, мосты
Нернста, Шеринга и др.), и схемы на ос-
основе колебательного контура.
Эти методы, можно применять, напри-
например, для измерения толщины пленок, для
определения диэлектрических потерь в по-
полихлорвиниле, термореактивных полимер-
полимерных материалах.
1.11.3.6. Магнитные свойства
и их исследование
Некоторые свойства материалов сущест-
существенно влияют на их магнитные характерис-
характеристики, поэтому магнитные методы исследо-
исследований, или магнитный анализ, служат для
определения, например, изменения струк-
структуры и состава металлов и сплавов.
Основные параметры магнетизма:
а. \1в — магиетон Бора. Представляет
собой магнитный момент электрона. р,в=
«0,9273- 1Q-23 А-м8; цв=Аео/4ято, гДе
h — постоянная Планка, равная 6.625Х
у 10-34 BtiC2; е0 — элементарный заряд
электрона, равный 1,602-10-'* Кулоиа;
то — масса покоя электрона, равная
9,108-Ю-31 кг.
б. Основные характеристики.
Магнитная /индукция В. Единицы измере-
измерения: гаусс, вебер, тесла. 1 Гсв=10-4В-см-2=
104 Вб!0-4 Тл:
Остаточная намагниченность Вг.
Индукция насыщения В,.
Коэрцитивная сила Я*-~-поле, которое
нужно приложить для снятия Вг (остаточ-
(остаточная намагниченность, поле протввополож-
143

ного направления). Единица измерения:
А-см-'.
Напряженность магнитного поля Н. Еди-
Единица измерения: эрстед, ампер на санти-
сантиметр. 1 Э=A0/4л) А-см-'=79,577 А-м'1.
H—lw/l, где / — сила тока; w — число
витков катушки; / — длина катушки.
Максимальная напряженность магнитно-
магнитного поля Нт.
Напряженность магнитного поля при на-
насыщении Hs.
Намагниченность /:
J = |i,oMT# — ц0Я; J = B — B0.
Намагниченность насыщения Je.
Магнитная постоянная цс- Единица из-
измерения Гн-м. цо=4я-1О~7.
Относительная магнитная проницаемость
цг- \ir—BI\iaH, где Н—напряженность поля
в материале.
в. Виды магнетизма:
— Диамагнетизм. Представляет свойство
атомов. Вследствие наличия связанных
электронов в диамагнетиках происходит
компенсация орбитального и спинового мо-
моментов. Диамагнетизм проявляется в при-
присутствии внешнего магнитного поля. При
этом магнитный момент атомов направлен
навстречу внешнему полю. Цв=0.
— Парамагнетизм (рис. 1.369). Представ-
\ In
Рис. 1.369
Рис.1.370
Рис. 1.369. Магнитные моменты атомов в парамаг-
нетике
Рис. 1.370. Магнитные моменты атомов в ферро-
ферромагнетике
ляет свойство атомов, отражающее суще-
существование магнитных моментов в отсутст-
отсутствие внешнего магнитного поля. Под дей-
действием внешнего магнитного поля в пара-
парамагнетике возникает результирующий
магнитный момент, совпадающий с направ-
направлением этого поля. '
При приложении внешнего поля дости-
достигается намагниченность насыщения (/=1),
которая сильно зависит от температуры
(с увеличением температуры падает). jxB=
— Ферромагнетизм (рис. 1.370). При
увеличении напряженности поля Н за счет
доменной структуры намагниченность уве-
увеличивается.
Условиями существования ферромагне-
ферромагнетизма являются: во-первых, атомы с неза-
незаполненными внутренними энергетическими
уровнями (например, Зй-уровни у Fe, Co,
Ni); во-вторых, расстояния между атомами
в решетке должны быть определенными;
в-третьих, ферромагнетизм существует
только при температурах ииже точки Кю-
Кюри, так как температура действует в на-
направлении разупорядочения атомных маг-
магнитных моментов.
— Антиферромагнетизм (рис. 1.371).
Проявляется в тех случаях, когда расстоя-
расстояние между ионами металла в решетке
очень мало (теория обменного взаимодей-
взаимодействия) и магнитные моменты устанавлива-
устанавливаются антипараллельно и компенсируются.
Антиферромагнетиками являются Мп и его
соединения, а также СиСЬ, FeO и др. (см.
также кривую обменного интеграла, рис.
1.375), при —А имеет место антиферромаг-
антиферромагнетизм.
Puc.U7t
раит
Рис. 1.371. Атомные магнитные моменты в анти-
ферром агнетике
Рис. 1.372. Атомные магнитные моменты в феррн-
магнетике
— Ферримагнетизм (рис. 1.372). Неском-
пенсированный антиферромагнетизм носит
название ферримагнетизма. Проявляется у
ферритов (см. распределение в ферримаг-
нетике, рис. 1.373).
На этом рисунке белые кружки — кис-
кислород; темные кружки — ионы металла в
тетраэдрических положениях; заштрихо-
заштрихованные — ионы металла в октаэдрических
положениях. Ферриты представляют соеди-
соединения окислов двух- н трехвалентных ме-
металлов типа Ма+(М2+, М3+)О4 со структу-
структурой шпинели. Их плотность лежит в преде-
пределах от 3,8 до 5 г-см~а, а удельное электро-
электросопротивление достигает величины
1010 Ом-см. Выше точки Кюри ферриты
становятся парамагнетиками.
Рис.1.373
Рис.1.370
Рис. 1.374. Схема расположения доменов:
/ — граница зерна; 2 — домен; 3 — стенка Блоха
г. Домены — элементарные области спои-
таниого намагничивания, содержащие от
10" до 1015 атомов (рис. 1.374).
д. Стенки Блоха — переходные области,
ограничивающие соседние домены. Энергия
стенки составляет от 0,1 до 10 эрг-см~2, а
толщина — от 100 до 300 атомных расстоя-
расстояний.
е. Порошковые фигуры Биттера. Выяв-
Выявление стенок Блоха с помощью рассеяния
магнитного потока на поверхности кристал-
кристалла. Ферромагнитные порошковые частицы
144

располагаются в виде порошковых фигур
Биттера.
ж. Обменный интеграл А. Обозначает
сумму действующих обменный: сил [13].
Распределение различных элементов по об-
областям обменного взаимодействия приведе-
приведено на рис. 1.375. В области +А находятся
Область
ферромагнетизма
Рнс. 1.375. Распределение эле-
элементов по областям различных
значений энергии обменного
взаимодействия
Процесс (необратимый) называют скачка-
скачками Баркгаузена (рис. 1.376).
к. Температура Кюри Тс — температура,
ниже которой спонтанно образуется состоя-
состоящая из доменов и блоховских стенок маг-
магнитная доменная структура. При этом
должны быть выполнены условия возник-
возникновения ферромагнетизма (рис. 1.377).
Рис. 1.377
Выше температуры Тс вещество пара-
парамагнитно. Намагниченность насыщения /»
зависит от температуры (рис. 1.378 для
железа).
Fe, Co, Ni, Cd и редкоземельные металлы.
При этом атомные магнитные моменты рас-
расположены параллельно друг другу. В об-
области —А находятся Мп и Сг.
a/d — отношение межатомного расстояния
а к диаметру d не полностью заполненных
внутренних электронных оболочек.
з. Коэффициент Слэтера. Отражает со-
Рис. 1.376
Н<Н, — обратимое смещение стен-
кн Блоха #.<#<#? — эффект Барк-
Баркгаузена Hs — техническое иасыще-
иие
стояние положительного обменного взаи-
взаимодействия (+А), когда реализуется опре-
определенное отношение кратчайшего расстоя-
расстояния между атомами в решетке к среднему
диаметру незаполненной оболочки эле-
элемента.
и. Эффект Баркгаузена, скачки Баркгау-
Баркгаузена. При техническом намагничивании
происходит сначала обратимое смещение
стенок доменов (при снятии внешнего маг-
магнитного поля стенки доменов возвращают-
возвращаются в исходное положение). При дальней-
дальнейшем росте намагничивания происходит,
смещение стенки и скачкообразный пропесс •
поворота магнитных моментов области.
Рис. 1.378
Температуры Кюри Тс для различных ма-
материалов — см. табл. 47.
ТАБЛИЦА 47
Материал
Fe
Со
Ni
Cd
CiijjMnAl
тс. °с
768
1127
362
17
330
Материал
Fe.Fe2Os
CoO-Fe203
NiOFe2O3
CuO-Fe2O3
MgO-Fe2O3
тс. °C
/
575
520
590
455
310
л. Кривые намагничивания
— Намагниченность диа- и парамагнит-
парамагнитных материалов характеризуется прямой
зависимостью от внешнего поля, а прони-
проницаемость является постоянной и не зависит
от напряженности поля (рис. 1.379).
Рис. 1.379
/ — диамагнитный материал; 2 —
воздух; 3 — парамагнитный мате-
материал
10—140
145

— Кривая первоначального намагничива-
намагничивания соответствует случаю, когда ферро- и
ферримагиитный материал впервые намаг-
намагничивается (рис. 1.380),
Намагниченность В зависит от внешнего
поля. При этом состояние насыщения ха-
характеризуется намагниченностью насыще-
насыщения В к и полем насыщения На.
г) формы магнитного материала н конст-
конструкции (с зазором или без него).
Для нормальной или S-образной кривой
(поликрнсталлинеские изотропные материа-
материалы; большое значение имеет отношение
Вт В, В .6,-0.5 -0.8.
Другие формы петель гистерезиса пока-
показаны на рис. 1.382—1.384.
В
н-
Рис. 1.380
/ — ферромагнитный материал;
2 — воздух
Для ферро- и фегтимагнитных материа-
материалов проницаемость нелинейно зависит от
внешнего поля, зависимость В от И ха-
характеризуется гистерезисом (рис. 1.381).
Кривая гистерезиса может иметь нормаль-
нормальную или S-образную форму.
Рис. 1.381
1-*2 — первоначальная кривая; И увеличивает-
увеличивается, В увеличивается от В—О до Bs; 2-*-3 — И
уменьшается до 0" индукция уменьшается; В —
остаточная индукция или намагничивание; 3-*4—
снятие остаточного намагничивания с помощью
наложения поля противоположного направления:
напряженность магнитного поля, соответствующая
отсутствию намагниченности коэрцитивная сила—
Ufa 5 насыщение при дальнейшем увеличении
И, достигается значение —Bs; 5-*6 — дальнейшее
уменьшение И приводит к отрицательному оста-
остаточному намагничиванию B=*Bf; ?-»Я и 6~*5—
кривые размагничивания (важны для постоянных
магнитов), 4-»5, 5->6 и 7-»2 — кривые намагничи-
намагничивания
Ширина петли гистерезиса: широкая пет-
петля гистерезиса (Ни относительно велика)
характерна для магнитнотвердых материа-
материалов; узкая (Нь сравнительно мала) — для
магнитномягких.
Форма петлн гистерезиса зависит от сле-
следующих факторов:
а) состава материала;
б) вида структуры (монокристалл, поли-
поликристалл, текстура, анизотропия) и мето-
методов воздействия на структуру (деформация,
термическая обработка);
в) максимального значения Н (Нт)\
Вт
НтН
Рис 1 382. Прямоугольная петля гистерезиса для
ячеек памяти и сердечников дросселей из феррн-
товых материалов; В r: Bs близко к единице [361
Рис. 1.383. Пермннвариая петля гистерезиса. Ин-
Инвариантная магнитная проницаемость. Прн дости-
достижении определенного значения И петля открыва-
открывается (напряженность поля, соответствующая «от-
крытню> петли) [36]
Рис. 1,384, Релеевская петля гистерезиса. Обра-
Образуется, когда максимальное значение поля мень-
меньше, чем значение поля насыщения. Используется
в сердечниках и катушках [36]
м. Различные виды магнитной проницае-
проницаемости:
— относительная проницаемость цг;
— начальная магнитная проницаемость
(относительная).
При малых значениях напряженности по-
поля предпочтение следует отдавать более
высокому начальному значению проницае-
проницаемости:
ц. = ilT1 lim (B/H);
н-о
— максимальная проницаемость; пред-
представляет максимально достижимое для
данного вещества значение магнитной про-
проницаемости;
— эффективная проницаемость:
Индуктивность катушки
h\ с сердечником
Lo Индуктивность катушки
без сердечника
\1ыфцг; Ни зависит от р.г, размера сердеч-
сердечника, числа витков катушки, положения
сердечника в катушке;
— магнитная проницаемость сердечника:
LR—\iTyiu(All)wi, где Л— эффективное по-
поперечное сечение витка; / — средняя длина
магнитной силовой линии.
Эти параметры не являются абсолютны-
абсолютными характеристиками материала.
н. Магнитные потери. Должны быть ми-
минимальными: V~ Vm+ Vfc+ Vn.
Составляющими магнитных потерь явля-
являются:
— потери на вихревые токи Vw\ Va«=
я» Kd?f2BzKlp, где /C=const; d — толщина
пластины сердечника; Vv зависит от часто-
частоты;
— потери на гистерезис Vi, в Вт-кг^1:
УА=(Л//р)-10-4, где Л—-работа перемаг-
146

ничивания, эрг/см-3; р -^ плотность, г-см~3;
f —частота, Гц (рис. 1.385);
— потери на последействие Vn; одной из
причин являются процессы термической об-
обработки; кроме того, зависят от степени
чистоты материала.
Снижение потерь возможно с помощью:
оптимального конструирования, например
Рис. 1.385. Потери на гисте-
гистерезис
путем применения тонких листов, порошков
и т. д.; изменения свойств материала (на-
(например, текстура, малая Нк, увеличение
электросопротивления); получения опти-
оптимальных магнитных характеристик. Приме-
Применение тонких листов приводит к уменьше-
уменьшению магнитных потерь.
Использование влияния на магнитные
свойства. Сознательное изменение свойств
с тем, чтобы материал наилучшим обра-
образом подходил для целей применения.
а. Основные внешние факторы, оказыва-
оказывающие влияние на магнитные свойства: ус-
условия изготовления (остаточныеизменения);
условия переработки (остаточные измене-
изменения); окружающие условия; условия экс-
эксплуатации (например, температура, давле-
давление, частота, напряженность и т. д.).
б. Некоторые важные свойства, имеющие
значение при изготовлении, переработке и
эксплуатации металлических материалов;
— Кристаллографическая магнитная
анизотропия. При приложении магнитного
поля анизотропное вещество в одном из
направлений намагничивается с меньшей
затратой энергии — направление легкого
намагничивания (например, для Fe это на-
направление [100]). Мерой этого свойства яв-
является константа кристаллографической
анизотропии К.
Влияние изменения К. При увеличении К
вещество трудно намагничивается. Для пе-
ремагничивания необходимо увеличение
напряженности внешнего поля Н. При этом
также растет Нк. Например, постоянные
магниты из сплавов' алнико. При уменьше-
уменьшении К вещество, легко намагничивается и
перемагничивается. й и йц уменьшаются.
Например, сплавы Fe—Ni — мягкие маг-
магнитные материалы.
— Магнитоупругая анизотропия. В ряде
случаев уменьшение энергии при намагни-
намагничивании связано с появлением напряжений.
Однако напряжения в материале затрудня-
затрудняют его перемагннчивание и таким образом
приводят к увеличению коэрцитивной силы,
т. е. способствуют улучшению свойств маг-
нитнотвердад веществ.
— Анизотропия формы. Способность на-
намагничиваться зависит от геометрической
формы образца.
— Ориентация зерен. Происходит при
образовании текстуры (см. 1.1; 1.10).
Техника измерений. Намагничивание за-
зависит от формы образца. При одинаковом
состоянии материала образцов длинные и
тонкие образцы могут намагничиваться в
меньших полях (рис. 1.386).
Рнс. 1.386
1 — длинные стержни, кольцо;
2 — короткий толстый образец
а. Определение температуры Кюри. Об-
Образец, являющийся сердечником транс-
трансформатора, подвергается нагреву. При пе-
переходе через температуру Кюри происхо-
происходит скачкообразное изменение индупиро-
ванного напряжения вследствие перехода
ферромагнитного состояния в парамагнит-
парамагнитное (рис. 1.387).
Рис. 1.387
б. Кривые гистерезиса. Определение с
помощью феррографа.
в. Измерение коэрцитивной силы. Нь час-
часто измеряют с помощью коэрцитиметра
(рис. 1.388).
нгн
Рис. 1.388
г. Измерение /« методом Фарадея. Из-
Измерение крутильного момента. Внешнее
равномерное магнитное поле воздействует
на цилиндрический образец.
д. Измерение /s с помощью магнитных
весов (рис. 1.389). С помощью этого ме-
147

хода получают относительные значения Js
для определения, например, точки Кюри
илн нахождения точки магнитного превра-
превращения. Измерение производят по отклоне-
вию луча или компенсационным методом
(масса образца составляет 0,1—1 г) (см.
рис. 1.389).
Рис. 1.389. Схема магнитных весов:
О — печь: Рг — образец; R — кварцевая труб-
трубка; Sp — зеркало, Sk — шкала; М — электро-
электромагнит; Th — термоэлемент
е. Магнитные методы контроля для оп-
определения трещин, например в сварных
ивах, отливках, валах, осях.
Эти методы основаны на использовании
закона преломления магнитных силовых
линий: tga,/tga2=p.i/nii.
Индексы I и II означают различные
среды.
Определение магнитного потока рассея-
рассеяния производится с помощью зондов (на-
(например, по Ферстеру), генератора Холла и
метода с использованием порошковых фи-
фигур (см. 1.11.7) — рис. 1.390 (поперечная
трещина) и рис. 1.391 (продольная трещи-
трещина) [13]. *
Рис. 1.390
Рнс. 1.391
Метод
намагничиваная
Принцип
образец
Определяемый
дефект
1
I
С ПОМОЩЬЮ
постоянного
магнита
Магнит
Поперечные
трещины
Токанет
С помощью
ярма
?
'-+77Г-'
С ПОМОЩЬЮ
/готуш/и/
Поперечные
трещины
Поперечные
трещины
I
1
I
За счет
вспомегательнои
магнитодвижущей
силы
За счет
индуцироданнай.
магнитодвижущей
силы
Продольные
трещины
Поперечные
трещины
II
За счет ярма
и собственной
магнитодвижущей
силы
Изоляция
Поперечные
и ггродольнб/е
трещины
Рнс. 1.392
148

— Метод порошковых фигур. Необходи-
Необходимы устройства для намагничивания. Изме-
Измерение не требует специального оборудова-
оборудования.
JHa рис. 1.392 приведены различные ме-
методы намагничивания [59].
Обнаружение поля рассеяния произво-
производится с помощью железного порошка (су-
хсй метод). Чаше применяют так называе-
называемый мокрый метод (в качестве несушей
жидкости используют минеральное масло и
керосин). Магнитный порошок представля-
представляет обычно магнетит или у-Ре2Оз- Кроме
того, применяют флюоресцирующие веще-
вещества, которые светятся в ультрафиолето-
ультрафиолетовом свете. С помощью порошковых фигур
могут быть определены трещины шириной
до 10~3 мм. Чувствительность метода зави-
зависит от намагниченности материала, его по-
поверхности и размера изделий. Для испы-
испытаний мелких деталей используют_ полевые
зонды (импульсное намагничивание* позво-
позволяет осуществлять быструю маркировку).
Высокая скорость испытаний достигается
с помощью прибора со взвесью порошка,
схема которого приведена на рис. 1.393.
Рис. 1.393
1 — металлический порошок во
взвешенном состоянии; 2—вой-
2—войлочная шайба; 3 — воздушная
камера; 4 — подвод сжатого
воздуха
— Зонд Ферстера. Измерительный ин-
инструмент для однородного поля
(~10~5 А-см). Два сердечника с высо-
высокой проницаемостью К\ и Кг- Первичные
обмотки, включенные навстречу друг другу,
питаются переменным током. Это обеспе-
обеспечивает однородность магнитного поля.
Рис. 1.394. Схема зонда Фер-
Ферстера:
1 — первичная обмотка; i — вто-
вторичная обмотка
При увеличении К\ и уменьшении Кг на-
напряженность переменного поля падает.
Напряжение снимается со вторичной обмот-
обмотки (рис. 1.394).
О глубине трещины судят по величине
магнитного потока рассеяния.
1.11.3.7. Измерение внутреннего
трения
Служит для определения изменений
свойств металлов.
Внутреннее трение связано с потерями
энергии при колебаниях. Следует разли-
различать: составляющую потерь энергии благо-
благодаря трению с внешней средой и составля-
составляющую потерь энергии за счет внутреннего
трения вследствие свойств материала.
Л — логарифмический декремент. Зату-
Затухание описывается логарифмическим декре-
декрементом и спадом амплитуды после г коле-
колебаний:
Л = п-1 In (ao/an).
Здесь по — исходное значение амплитуды;
ап — амплитуда после п колебаний.
Из диаграммы напряжение — относитель-
относительная деформация (см. 1.11.1.1.) следует, что
идеально упругие материалы характеризу-
характеризуются петлей гистерезиса, площадь которой
пропорциональна потерям. Потеря энергии
зависит от величины нагрузки, скорости
нагружения, амплитуды и частоты. Отсю-
Отсюда можно сделать вывод, что внутреннее
трение вызывается процессами, зависящи-
зависящими от времеви (например процессами пе-
переориентации положений атомов в решет-
решетке, ответственными за отставание во вре-
времени деформации от растяжения).
В ненагруженном кристалле: места в ре-
решетке для атомов внедрения энергетически
равноправны; в нагруженном кристалле:
атомное расстояние решетки увеличивается
в направлении растяжения, что соответст-
соответствует энергетически более благоприятным
условиям по сравнению с областями со
сжимающей нагрузкой. Следствием этого
является изменение порядка в решетке, ко-
которое зависит от времени, и дополнитель-
дополнительное удлинение.
Техника измерений
а. Измерение амплитуды свободных ко-
колебаний (см. уравнение для Л).
б. Установление определенного отноше-
отношения амплитуд и определенной частоты, оп-
определение внутреннего трения из измере-
измерений времени.
Определяются: время релаксации tB при
ао/ап=е;
время уменьшения амплитуды наполови-
наполовину tK при aolan=2.
Величина t определяется с помощью пря-
прямого измерения.
в. Определение внутреннего трения из
резонансных кривых.
Используется высокочастотный метод.
Измеряются резонансные характеристики
(максимум амплитуды колебаний или соб-
собственная частота и полуширина резонансной
149

Рис. 1. 395. Конструкция крутильного маятника
по Кб с использованием низкочастотного метода
@.1 до 25 Гц):
/ — жароупорная трубка и нагревательная обмот-
обмотка; 2 — внутренняя охлаждающая рубашка; 3 —
внешняя охлаждающая рубашка; 1 — спираль;
5 — намагничивающая катушка; 6 — асбестовая
изоляция; 7 — термоэлемент: 8 — зеркало; 9 —
инерционная система с грузиками; 10 — электро-
электромагнит: // — вязкая жидкость; А. В — зажимные
цанги; С — державка
кривой). Величина внутреннего трения Q
определяется по формуле
Полуширина резонансной кривой
Резонансная частота у 3
Значение Л только в том случае не за-
зависит от амплитуды, если петля затухания
является эллипсом. При этом внутреннее
трение описывается формулой Q-'=A/n.
г. Крутильный маятник по Ке. Проволоч-
Проволочный образец устанавливают в крутильный
маятник. Период колебаний зависит от мо-
момента инерции системы колебаний (рис.
1.395).
д. Эластомат [11]. Схема эластомата на
основе метода с применением обратной
связи приведена на рис. 1.396. Колебания
Рис. 1.396
/ — потенциометр; 2 — переменный
конденсатор; 3 — усилитель
образца происходят за счет внешнего воз-
возбуждения и самовозбуждения. Внутреннее
трение определяется из резонансной кри-
кривой (собственная частота, полуширина ре-
резонансной кривой) или по спаду амплиту-
амплитуды. Используемый высокочастотный метод
характеризуется частотой от 0,6 до 30 кГц.
-
-
-
-
ч
s
* Ш 0
> 1 sH
::v
2j
ч
км
r1
s
4,
>
л
s
^ ¦ ¦
s
\
,
к
ч
ч
Ч
г з. 5 7 io го
40 70 100 200
Время старения,
Ш 7001000 Z0OO 7000
ч
Рис. 1.397
/ — состарен с помощью встряски при 20 "С, f=50 Гц; 2 — состарен в магнитном перемен-
переменном поле. /*=*50 Гц; 3 — состарен за счет выдержки при комнатной температуре
159

Примеры применения:
а. Процесс выделения углерода из а-же-
леза, зависящий от времени старения. На
рис. 1.397 показано уменьшение содержа-
содержания растворенного углерода или величины
максимума за вычетом фона в зависимости
от времени для различно обработанных об-
образцов.
Выделения в образцах 1 и 2 начинают-
начинаются сразу в начале измерений, в образце 3—
315
225
Рис. 1.398
Л — зависимость затухания от угла де-
дефектного образца; В — стержень с трещи-
трещиной. Видны ббльшне величины затухания,
чем в случае бездефектного образца
позднее. Условия выделения углерода за-
зависят от температуры отпуска, содержания
легирующих элементов и вида знакопере-
знакопеременной нагрузки.
б. Определение дефектов. Снятие резо-
резонансной кривой или определенные измере-
измерения внутреннего трения позволяют нахо-
находить дефектные детали (рис. 1.398).
В случае образца с осевой симметрией ис-
используют вертикальные колебания (эла-
стомат) и определяют внутреннее трение,
которое зависит от расположения стержня
в колебательной системе. Следует также
учитывать угловую зависимость затуханвя.
1.11.3.8. Дилатометрия
Предметом дилатометрии является опре-
определение следующих характеристик тепло-
теплового расширения твердых материалов: из-
изменения длины и коэффициентов линейного
расширения; хода превращений в процессе
нагрева, охлаждения, при изотермической
выдержке, а также критических темпера-
температур для этих процессов.
Тепловое расширение. "Это непрерывное
обратимое удлинение в результате повы-
повышения температуры. v нему не относятся
изменения объема при фазовых превраще-
превращениях.
а. Коэффициент линейного расширения р
(град-1):
ft зависит от анизотропии материала;
Ф — заданное направление по отношению к
базисной плоскости; индекс «_1_» — перпен-
перпендикулярно оси с; индекс «II» — параллель-
параллельно оси с; величина р для различных метал-
металлов (табл. 48) зависит от того, перпенди-
ТАБЛИЦА 48
Металл
Mg
Zn
Cd
Bi
Sb
Те
Px, io-e/°c
25,6
14,1
21,4
10,4 '
8,0
27,2
P||, lO-e/°C
26,4
63,9
52,6
14,0
15,6
-1,6
кулярно или параллельно расположена рас-
рассматриваемая плоскость по отношению к
базисной.
В технике обычно используют средний
линейный коэффициент теплового расши-
расширения Он описывает относительное линей-
линейное удлинение при повышении температу-
температуры на 1 °С:
= L-1 [I,
L\ — длина при Ти
б. Коэффициент объемного расширения
у. Характеризует относительное увеличение
объема при повышении температуры на
1°С
= v-1 (Д1//АГ):
V\ —объем при 7"|.
в. Связь между коэффициентами. Для
изотропных твердых тел справедливо сле-
дуюшее грубое приближение: V=3p.
Техника измерений:
а. Определение р по [И].
Абсолютные методы: компараторные;
рентгенографические; интерферометриче-
ские.
Относительные методы: интерференцион-
интерференционный; метод трубки, или метод включений;
метод стержня: метод широкой полосы;
метод измерения удлинения с помощью
определения электросопротивления.
При этом могут применяться различные
методы снятия показаний, регистрации и
записи, причем измеряемые вепичины со-
составляют от 10~4 до 10~в мм: измерение
AL с помощью микроскопа; измерение АХ.
с помощью стрелочного индикатора; меха-
механическая регистрация; фотографическая ре-
регистрация; метод Арнульфа и Ворка; реги-
регистрация с помощью фотоэлемента- боло-
болометр; емкостный метод; индукционный ме-
метод; электоонный метод.
б. Дилатометрический анализ, дилато-
дилатометр. Превращения в материале связаны
151

с изменением его объема. Определение
температурной зависимости изменения
удельного объема заменяют изучением ли-
вейного удлинения стержня в зависимости
от температуры. Образец при этом нагре-
нагревается или охлаждается с постоянной ско-
скоростью (возможны также изотермические
измерения). Фазовые превращения и свя-
связанные с ними изменения объема отража-
отражаются на ходе кривой Д/-=/G"). Кривые уд-
удлинение — температура регистрируются
с помощью дилатометра (рис. 1.399).
F
Рис. 1.399. Схема дилатометрической установки:
Рг — образец в виде стержня; скользит в кварце-
кварцевой трубке R; откачка производится через V—
штуцер; Sf — кварцевый стержень (конец образ-
образца); Sp — зеркало; О — подвижная печь; Th —
термоэлемент; F — пружина; L — точечная лампа;
Sk — шкала для измерения отклонеинй светового
луча, соответствующих удлинению образца. Воз-
Возможно подключение самописца
в. Лазерный дилатометр [103]. В обыч-
обычных дилатометрах механические детали
вносят вклад в ошибки измерений (коэф-
(коэффициент расширения механических дета-
деталей). Это не представляется возможным
полностью устранить даже путем очень
медленного охлаждения. Поэтому получи-
получило развитие применение лазеров.
Лазерный дилатометр основан на интер-
интерференции двух световых лучей. Когерент-
Когерентный свет получают с помощью Не—Ne ла-
лазера (длина волны 0,633 мкм). Световой
луч лазера разделяется на две части. Пос-
После отражения от зеркал измерительный и
опорный лучи складываются. При этом
интерференция происходит из-за различия
оптических путей измерительного и опорно-
опорного лучей. Вследствие удлинения образца
путь измерительного луча изменяется.
Точность метода составляет '/4 длины
волны, излучаемой лазером (рис. 1.400 и
1.401).
Рис. 1.400. Схема лазерного дилатометра:
/ — печь; 2 — ващитная трубка; 3 — кварцевый
стержень; 4 — держатель; 5 — лазер; 6 — диффе-
дифференциальное сопротивление.
Рис. 1.401. Оптическая схема дилатометра:
С, А — полностью отражающее зеркало;
В — зеркало с частичным отражением; /—
измеряемый образец с зеркалом с полным
отражением; II—эталонный образец с зер-
зеркалом с полным отражением ?
Примеры
ний
дилатометрических исследова-
а. Чистое железо. При 910 "С в о. ц. к.
решетке а-железа происходит а-»Л'-превра-
шение. Скачкообразное изменение наблю-
наблюдается вследствие увеличения плотности
упаковки •у-фазы (г. ц. к.). При этом умень-
уменьшается удельный объем (~0,25% разли-
различия в длине). При понижении температуры
наблюдается обратное превращение и эф-
эффект гистерезиса (рис. 1.402).
б. Тепловое расширение при превраще-
превращениях в различных сталях [14].
1,6
\1'2
%0,в
^0,4
О Z00 400 600
Рис. I.402. Дилатометрическая кривая
для чистого железа
Тепловое расширение зависит- от темпе-
температуры AL = f (T) и при превращениях в
отдельных видах стали характеризуется
следующими данными:
— феррито-перлитная сталь с ~ 0,3 % С;
~2 % Мп; претерпевающая полное пре-
превращение; традиционное уменьшение дли-
длины при a-j-Y-превращении (рис. 1.403);
— полуферритиая сталь с 0,2 % С;
~17% Сг; 1,7% Ni, закаливаемая; слабое
укорачивание нз-за присутствия доли 6-фер-
рита (рис. 1.404).
— ферритная сталь с ~ 0,05 % С;
~4 % Si; малые коэффициенты расшире-
Ас,-
-Arj-
Рис. 1.403'
Рис. 1.404
152

ния Э или -у соответствуют слабому подъ-
подъему кривой (рис. 1.405);
— аустенитная сталь с ~0,1 % С;
~20% Сг; ~18% Ni; коэффициент удли-
удлинения несколько больше, чем у ферритных
сталей, поэтому подъем кривой более кру-
крутой (рис. 1.406).
Рис. 1.405
Рис. 1.406
при котором через определенные отрезки
времени измеряют температуру.
б. Кривая нагрева. Снимается так же,
как и кривая охлаждения.
в. Закон охлаждения Ньютона.
В процессе охлаждения следует поддер-
поддерживать скорость охлаждения, которая со-
соответствует закону охлаждения Ньютона.
При определении скорости охлаждения не-
необходимо приводить значение эталонной
температуры.
Т =Тое-<а, где Т—разность температур
между твердым телом и окружающей сре-
средой в момент времени t; То — начальная
температура при t = 0; а — постоянная ох-
охлаждения (рост а соответствует увеличе-
увеличению скорости охлаждения).
Примеры использования
а. Сплавы с заданным коэффициентом
удлинения применяются в виде биметаллов
для регулирующих элементов; в качестве
материалов для сварочных работ; в качест-
качестве материалов для измерительной техники.
б. Перегибы дилатометрической кривой
не всегда указывают на превращения. Сня-
Снятие напряжений также приводит к удлине-
удлинению или укорочению образца.
1.11.3.9. Термический анализ
Этот метод определения температур
превращений в чистых металлах и сплавах
основан на использовании кривых времен-
временной зависимости температур нагрева или
охлаждения.
Превращения связаны с тепловыми эф-
эффектами. Поэтому при превращении под-
поднимается или падает температура.
Замедление процесса проявляется на
кривой Т—t в виде:
1) остановок, соответствующих горизон-
горизонтальным областям. Превращение при Т =
= const. Кривые охлаждения (Т, t) позво-
позволяют построить диаграмму состояния;
2) точек перегиба, отражающих измене-
изменение направления нагрева. Превращения в
температурном интервале; построенная по
этим данным диаграмма состояния показа-
показана на рис. 1.407.
А* i ' \в+
ад/пернут \э8тектика
Время ——
Рис. 1.407
а. Кривая охлаждения. Снимается путем
нагрева сплава до температур, соответст-
соответствующих назначению исследования; после
нагрева, производя медленное охлаждение,
Техника измерений
а. Измерительная схема для снятия кри-
кривой охлаждения приведена на рис. 1.408.
При охлаждении расплава через опреде-
определенные интервалы времени производятся
измерения температуры.
/ 2 3
IT
4 5
y
Рис. 1.408
/ — плавильный тигель с металлом или
сплавом; 2 — защитная трубка термопары;
3 — термопара; 4 — термостат; 5 — термо-
термометр; 6 — прибор для измерения темпера-
температуры
б. Дифференциальный термический ана-
анализ (ДТА). Поскольку превращения в
твердом состоянии связаны с весьма незна-
незначительными тепловыми эффектами, для их
оценки используют чувствительный ме-
метод—ДТА (рис." 1.409) [11].
Рис. 1.409
Производится одновременное исследова-
исследование изменения температуры эталона (/) и
образца B). Различие в температурах эта-
эталона и образца указывает на наличие
превращения. Для определения чувстви-
153

тельности термических эффектов использу-
используется дифференциальная термопара. Регист-
Регистрация температуры производится автома-
автоматически.
в. Термозвукометрия. Метод, при кото-
котором измеряются шумы с помощью стетоско-
стетоскопа. Шумы возникают, например, при сдви-
сдвиге структурных элементов кристаллической
решетки подобно тому, как это происходит
при растворении включений.
При этом передача колебаний произво-
производится с помощью пьезокристалла.
г. При термическом анализе наряду с
измерениями тепловых эффектов (ДТА)
производят также измерения изменений
плотности (TG-анализ).
Примеры применения ДТА
а. Кривая ДТА для стали Х20Сг 13 приве-
приведена на рнс. 1.410. Как следует из этой
кривой, точка Кюри составляет 725 "С, а
Ас, = 820 °С; Ас3 = 880 °С. Перегибы кри-
400 500 600 700 800 900Т,"С
Рис 1.410
вой в районе температур от 820 до 880 °С
указывают на переход перлит—аустенит.
б. Кривая ДТА для a-Fe2O3 приведена
на рис. 1.411. Она представляет пример
применения ДТА для исследования магнит-
магнитной структуры антиферромагнетика. При
675 °С отмечается изгиб кривой, отвечаю-
отвечающей точке Нееля.
Экзотерма \
Зндотерма \
Рис. 1.411
1.11.4. Исследования
структуры
Эти исследования проводятся с целью
изучения кристаллической структуры при-
применительно к получению информации о
форме и величине элементарной ячейки;
числе атомов, присутствующих в элемен-
тарной ячейке; расположении атомов в
элементарной ячейке; имеющихся дефектах
решетки.
Для подобных исследований применяют
электромагнитные волны и элементарные
частицы (электроны, нейтроны) с длинами
волн порядка межатомных расстояний.
1.11.4.1. Получение
рентгеновского излучения
Рентгеновское излучение является одним
из видов электромагнитного ионизирующе-
ионизирующего излучения, характеризующегося следую-
следующими параметрами: длиной волны, равной
Ю-12 м<Х<10-8 м, и энергией 10е эВ>
>h v>102 эВ.
Здесь h — постоянная Планка; v — часто-
частота; 1 эВ = 1,6- Ю-19 Дж.
Рентгеновское излучение возникает при
взаимодействии с веществом быстрых элек-
электронов нли других ионизирующих частиц
или частиц высоких энергий. Различают
два вида спектров рентгеновского излуче-
излучения (рис. 1.412):
)
I
1
вност,
§
1
1
—
,1
Л
\
Характеристи-
^ чес кое
излучение
Спектр
тормозного
излучения
Длина волны ——
Рис. 1.412. Спектры рентгеновского излу-
излучения
а) непрерывный спектр (тормозное излу-
излучение), который возникает при взаимо-
взаимодействии падающих электронов с полем
атомного ядра;
б) линейчатый спектр (характеристичес-
(характеристическое рентгеновское излучение), возникающий
в случае, когда падающие электроны обла-
обладают достаточной энергией для того, чтобы
выбросить электроны из заполненной внут-
внутренней оболочки атома (так называемая
глубинная ионизация).
При заполнении вакансий электронами
внешних оболочек соответствующий атом
освобождает квант энергии в форме элек-
электромагнитного излучения.
/iv=?K—El, где Ек, Еь— энергия, не-
необходимая для выброса электронов из
К- или /--оболочки.
Закон Мозли. Описывает связь между
частотой характеристического рентгеновско-
рентгеновского излучения и порядковым номером эле-
элемента материала мишени Z.
164

Для излучения серии К соответствующее
уравнению имеет вид: Yk = R (Z—IJ A—
—1/п2), где R — постоянная Ридберга, рав-
равная 1,0973731-10' м-', а и = 2,3...
Рентгеновские трубки. Служат для полу-
получения рентгеновских лучей. Необходимые
электроны получаются с помощью термо-
термоэмиссионного катода. Эти электроны уско-
ускоряются до необходимых энергий за счет
наложения между расположенными в ва-
куумированной стеклянной колбе катодом
и анодом высокого напряжения.
Схема технической рентгеновской трубки
приведена на рис. 1.413.
Требования к технической рентгеновской
трубке." высокий выход излучения; высокая
безопасность от излучения; безопасность
по отношению к высоковольтному пробою.
В табл. 49 приведены длины волн УС-из-
о
лучения в А, анодное напряжение в кВ и
материалы фильтров для различных эле-
элементов, используемых в качестве анодов.
Рис. 1.413
1 — анодный стакан: 2 — термоэмиссиоииый катод; 3 — система фокуси-
фокусировки электронов; 4 — ловушка электронов и внутренняя защита от
излучения; 5 — вакуумированная стеклянная колба; 6 — окно для вы-
выхода излучения; 7 — внешняя зашита от излучения; 8 — подвод охлаж-
охлаждающей воды; 9 — штырьевой цоколь для ввода высокого напряжения
н питания подогрева катода
ТАБЛИЦА 49
Аиод
С
Fe
Со
Ni
Си
Мо
Ag
W
ХК
2,28962
1,93497
1,78890
1,65783
1,54050
0,70926
0,55941
0,20898
ХК
а,
2,29352
1,93991
1,79279
1,66168
1,55434
0,71354
0,56381
0,21380
2,2909
1,9373
1,7902
1,6591
1,5418
0,7107
0,5609
0,2106
2,08479
1,75654
1,62073
1,50008
1,39217
0,63225
0,49701
0,18436
VA
6,0
7,1
7,7
8,3
9,0
20,0
25,6
69,5
Фильтр
V
Мп
Fe
Со
Ni
Zt (Nb)
Rh (Pd)
Yb
ТАБЛИЦА SO
Кристалл
SiOa
CaCO3
NaCl
LiF
Пентаэритрит
Отражающая
плоскость
A0Ш);
О
d=3,35 A
B00);
о
d=3,04 A
B00);
о
d=2,82 A
B00);
О
d=2,01 A
@02);
о
d=4,40 A
Интенсивность
Средняя
»
Высокая
Очень высокая
То же
Механические
свойства
Хорошо подвер-
подвергается упругому
изгибу
Подвергается пла-
пластической дефор-
деформации
Пластически де-
деформируется в во-
воде
Деформируется в
теплой воде
Очень легко де-
деформируется
Примечания
Широко применя-
применяется
Высокая разре-
разрешающая способ-
способность
Гигроскопичен
Широко приме-
применяется
Для волн боль-
больших длин
155

Монохроматическое рентгеновское излу-
излучение
• Представляет излучение с определённой
длиной волны. Можно получить с помощью
фильтра и/или с помощью монохроматора.
Квазимонохроматическое рентгеновское
излучение можно получить при применении
соответствующих фильтров, которые мало
поглощают волны требуемой длины и
сильно поглощают все остальные волны.
Монохроматоры бывают плоскими и
изогнутыми.
Требования к кристаллическим монохро-
маторам: высокая отражающая способ-
способность; высокие упругие свойства; узкая зо-
зона интерференции; стойкость по отноше-
отношению к воздействию атмосферы.
Свойства кристаллов, применяемых для
монохроматоров, приведены в табл. 50.
1.11.4.2. Свойства рентгеновского
излучения
Эти свойства основаны на неупругом
взаимодействии рентгеновского излучения
с электронами атома. При этом наблюда-
наблюдаются следующие явлении:
а. Фотохимическое действие. Проявляет-
Проявляется в почернении пленок.
б. Ионизация газов (твердых тел) ис-
используется в ионизационных камерах, про-
пропорциональных счетчиках излучения, полу-
полупроводниковых детекторах, пороговых счет-
счетчиках излучения.
в. Люминесценция твердых тел. Прояв-
Проявляется в люминесценции световых экранов;
сцннтилляционные счетчики излучения.
1.11.4.3. Методы исследования
структуры с помощью
рентгеновского излучения
Уравнение Брэгга. Является основой
всех методов исследований с помощью
рентгеновского излучения. Сущность урав-
уравнения Брэгга состоит в том, что при отра-
отражении рентгеновских лучей от системы па-
параллельных кристаллографических плос-
плоскостей возникают максимумы в случае,
когда, эти лучи, отраженные разными
плоскостями, имеют разность хода, равную
целому числу длин волн.
п Я = 2d sin ¦&, где п — целое число; d —
межплоскостное расстояние; Ь — угол
между направлением падающего излучения
и отражающей плоскостью решетки.
Метод монокристалла
а. Метод Лауэ (рис. 1.414). Закреплен-
Закрепленный монокристалл исследуют в параллель-
параллельных лучах рентгеновского тормозного из-
излучения (сплошной спектр), причем можно
работать как в проходящем излучении
(тонкий монокристалл), так и в отражен-
отраженном. Направления отклонения фиксируют-
фиксируются на фотопленке.
Дифракционное отражение состоит из
пятен, положение которых позволяет опре-
определить ориентировку исследуемого кристал-
кристалла и свойства его симметрии относительно
направления луча. Отражения от плоскос-
плоскостей, которые принадлежат к одной зоне
для проходящего излучения, лежат па
эллипсах, для обратных лучей — на гипер-
гиперболах.
б. Метод вращения монокристалла. Мо-
Монокристалл равномерно вращается вокруг
— пленка; 2 — интерферен-
интерференционное пятно; 3 — монокри-
монокристалл (ие вращается); 4 —
коллиматор; 5 — полихрома-
полихроматическое рентгеновское из-
излучение; б — анод рентгенов-
рентгеновской трубки
оси, которая перпендикулярна первичному
пучку монохроматического излучения. Ди-
Дифракционная картина регистрируется на
неподвижной фотопленке, расположенной
на цилиндрической поверхности вокруг об-
образца.
В некоторых случаях отражения распо-
расположены на слоевых линиях, перпендикуляр-
перпендикулярных оси вращения. Из расстояний между
отражениями можно вычислить расстояние
между плоскостями решетки, а также опре-
определить вид и параметры элементарной
ячейки.
Методы поликристалла
а. Метод Дебая—Шеррера (рис. 1.415).
Применяется при исследовании поликрис-
/ — первичный пучок; 2—интер-
2—интерференционные линии; 3 — плен-
пленка; 4—поликристаллический об-
образец; 5 — коллиматор; € — мо-
монохроматическое рентгеновское
излучение; 7 — анод рентгенов-
рентгеновской трубки
таллических материалов (проволока, поро-
порошок) с помощью монохроматического рент-
рентгеновского излучения. Отражения регист-
регистрируются на цилиндрической пленке, раз-
размещенной вокруг образца.
156

Отражения описывают ряд конических
поверхностей, которые пересекают цилинд-
цилиндрическую пленку и образуют «кольца» Де-
бая—Шеррера. Используется при определе-
определении параметров решетки и фазовом ана-
анализе.
б. Метод плоской пленки. В основе ме-
метода лежит применение плоской пленки для
регистрации прямого или обратного ди-
дифракционного излучения. Используется
при исследовании рекристаллизации и тек-
текстуры.
в. Метод дифрактометрии. В этом мето-
методе широко используются принцип фокуси-
фокусировки по Брэггу—Брентано и регистрация
с помощью счетчиков излучения. При этом
система отражений получается от плоского
поликристаллического образца; полученные
результаты используются для определения
постоянных решетки и заключения о реаль-
реальной структуре материала образца. Резуль-
Результаты измерений могут быть также исполь-
использованы для количественного фазового ана-
анализа и определения интегральной интен-
интенсивности.
г. Рентгенографические методы исследо-
исследования используют для измерения дифрак-
дифракционной способности (интенсивности или
направления), для косвенной оценки де-
дефектов решетки, а также для обнаружения
линий и сеток дислокаций, малоугловых
границ и дефектов упаковки.
Техника исследований включает ряд ме-
методов, в числе которых метод Брэгга—
Баррета, с помощью которого получают
отображение расположенных вблизи по-
поверхности слоев компактных кристаллов,
и метод Ланга, применяемый для тонких
кристаллов, через которые могут проникать
характеристические рентгеновские лучи;
при этом представляется возможной ре-
регистрация дифракционной картины за крис-
кристаллом.
1.11.4.4. Оценка результатов
В результате применения рентгенографи-
рентгенографических методов исследований можно найти
три составляющие определяющие точность
измерения: геометрическое положение реф-
рефлексов' ширину и форму линий и интенсив-
интенсивность почернения.
В зависимости от характера исследуемых
объектов получают различные виды рент-
рентгеновских эффектов (табл. 51).
Обзор других возможностей применения:
1. Изучение текстуры. Неравномерное
распределение интенсивности вдоль колец
интерференции.
2. Определение постоянных решетки. Для
известной кристаллографической системы,
зная длину волны, можно рассчитать соот-
соответствующее межплоскостнсге расстояние d
и, определив положение линий О, постоян-
постоянные решетки.
Например, для кубической системы
а = (Vh2 + № + /2/sin ft) (Я/2).
Для тетрагональной системы необходимы
два рефлекса для определения постоянных
решетки а к с:
sin
Я
2
3. Качественный фазовый анализ (иден-
(идентификация фаз). Определение межплос-
межплоскостного расстояния для максимальной ин-
интенсивности линий; обнаружение соответст-
соответствующих веществ по этим критериям в кар-
картотеке ASTM.
ТА Б ЛИЦА 51
Объект исследования
Монокристаллы
Поликристаллы
Аморфные мате-
материалы, расплавы
Дифракционная
картина
Точечные реф-
рефлексы
Интерференцион-
Интерференционные линии
Ширина, диффу-
диффузионные интерфе-
интерференционные линии
Определяемые характе-
характеристики
Число, форма, интен-
интенсивность и располо-
расположение рефлексов
Число и положение
интерференционных
линий. Распределение
интенсивностей ин-
интерференционных ли-
линий
Радиальное распре-
распределение интенсив-
интенсивности
Применение
Определение ориентиров-
ориентировки кристалла, парамет-
параметров решетки, симметрии
решетки
Определение параметра
решетки (фазовый ана-
анализ), упругих напряже-
напряжений, текстур, размера
частиц, оценка плотности
дефектов кристаллов
Определение ближнего
порядка, получение ве-
вероятностных кривых для
оценки положения ато-
атомов-соседей
157

4. Количественный фазовый анализ. Из-
Измерение интегральной интенсивности линий'
данных веществ и сравнение этих интен-
сивностей друг с другом или со стандарт-
стандартными интенсивностями с учетом соответст-
соответствующих поправок (структурный множи-
множитель, угловой множитель и т. д.) для опре-
определения доли (по массе или объему) дан-
данной фазы в смеси фаз.
5. Определение размера зерен. Между
Ю-3 и Ю-4 — четкая интерференция. С
уменьшением размера зерен, ширина ин-
интерференционных колец увеличивается.
При дальнейшем уменьшении зерен на-
наблюдаются интерференционные пятна.
6. Определение внутренних напряжений.
Напряжения при изгибе (например, в хо-
лоднодеформированном материале) приво-
приводят к уширению линий. Растягивающе-сжи-
мающие напряжения приводят к сдвигу
линий из-за изменений межплоскостных
расстояний.
1.11.4.5. Структурные
исследования с помощью пучков
быстрых частиц
Любые частицы, движущиеся с опреде-
определенной скоростью v (пропорциональной
[энергии]1'2) и имеющие массу т, могут
быть описаны как волны длиной Я (А — по-
постоянная Планка): k~hlmv.
На этом основано применение электро-_
нов с энергиями от 103 до 10е эВ, а также'
тепловых нейтронов (энергия ~ 10~2 эВ)
для структурных исследований.
Дифракция нейтронов. Эксперименты
возможны только с пучком тепловых ней-
нейтронов реактора.
Преимущество по сравнению с дифрак-
дифракцией рентгеновских лучей и электронов
состоит в следующем:
В большинстве случаев наблюдается зна-
значительно меньшее поглощение нейтронов в
исследуемом материале. Поэтому пред-
представляется возможным исследование более
крупных образцов, а ие только областей,
лежащих вблизи поверхности (Ю-1—
—10+' мкм), или тонких образцов, как при
рентгеновском методе.
Дифракция нейтронов используется для
оценки различных характеристик структу-
структуры и свойств: определения преимуществен-
ТАБЛИЦА 62
ной ориентации, оценки внутренних напря-
напряжений и дефектов структуры компактных
образцов и исследования структуры, со-
состоящей из атомов элементов с близкими
атомными номерами (при различной рас-
рассеивающей способности нейтронов).
Электронный микроскоп. Электронный
микроскоп состоит из электронной пушки
и ряда электромагнитных линз, с помощью
которых путем использования волновых
свойств электронов представляется возмож-
возможным получение увеличенного изображения
исследуемого объекта: Я=г 150/V, где
о
Я — длина волны, А; V — ускоряющее элек-
электроны напряжение.
В основе работы электронного микроско-
микроскопа лежит получение пучка свободных элек-
электронов с помощью трехэлектродной систе-
системы (рис. 1.416 [11]).
tzl
f—W) СЕПГч
Рис. 1.416
К. — катод; W — фокусирующий
цилиндр; А — аиод; / — изоля-
изолятор
Подогреваемый катод: состоит из вольф-
вольфрама; при повышении температуры элек-
электроны начинают двигаться к аноду, а у ка-
катода образуется фокусирующее поле; в ре-
результате возникает монохроматическое
излучение.
Тлеющий разряд: представляет другую
возможность получения свободных электро-
электронов. Ускоряющее напряжение составляет
от 1 кВ до 1,5 MB, а вакуум ~ 10~4 торр.
Наблюдение конечного изображения осу-
осуществляется путем использования схемы
просвечивающего электронного микроско-
Прямые способы
Косвенные способы
Метод фольги
Реплики получают прямо с исследуе-
исследуемой поверхности. Высокая разрешаю-
разрешающая способность. Методы: оксидных
реплик; лаковых реплик; напыления;
экстракционный метод получения
реплик (экстракция малых выделе-
выделений)
Получение промежу-
промежуточной реплики (матри-
(матрицы). Разрешающая спо-
способность меньше, чем
при прямом методе
Методы: после получе-
получения матрицы изготовле-
изготовление пленки реплики как
и при прямом методе
За счет утонения тол-
толстые объекты становятся
прозрачными для пучка
электронов
Методы: Боллмана;
окон; метод с использо-
использованием шайб
158

па, рис. 1.417 [11], на люминесцентном
экране, а регистрация производится на фо-
фотопластинках
Подготовка к съемке: в зависимости от
исследуемого материала и используемого
микроскопа в качестве образцов применяют
реплики или прозрачные для электронов
фольги. В табл. 52 приведены различные
способы и методы исследования, используе-
используемые в электронной микроскопии.
Рис 1.417
/ — источник излучения; 2 —
конденсор; 3—объект; 4 —
объектив; 5—первичное про-
промежуточное изображение;
6 — вторичное промежуточ-
промежуточное изображение; 7 — проек-
проекционная лннза
электропроводящей поверхностью. Поэто-
Поэтому на изоляторы необходимо напылять ме-
металлы.
3. Эмиссионный электронный микроскоп
(рис. 1.420). Объект служит источником
электронов (катод), причем электронная
эмиссия может вызываться как путем
нагрева (термоэмиссия), так и облучением
электронами, нонами или ультрафиолето-
ультрафиолетовым излучением. Контрастность получает-
получается благодаря различию в электронной
эмиссионной способности. Разрешающая
Виды электронных микроскопов
1. Просвечивающий электронный микро-
микроскоп (рис. 1.418). Объекты, подлежащие
просвечиванию при 100 кВ: толщина со-
составляет 50<d<100 нм в зависимости от
порядкового номера элемента в периоди-
периодической системе и плотности (d уменьша-
уменьшается, когда г или р растут). При 1000 кВ
толщина просвечиваемой фольги увеличи-
увеличивается в 5—6 раз.
2. Отражательный электронный микро-
микроскоп (рис. 1.419). Применение объектов с
Рис. 1.418 Рнс. 1.419
Рис. 1.422
способность составляет от ~30 до 100 им.
4. Электронный зеркальный микроскоп
(рис. 1.421). Объектом является плоский
электрод. Характеризуется низкой разре-
разрешающей способностью. Изображение полу-
получается за счет распределения поверхност-
поверхностных зарядов.
5. Сканирующий (растровый) электрон-
электронный микроскоп (рнс. 1.422). Зондирование
образца производится с помощью острофо-
кусированного электронного луча (диаметр
10 мм). Контрастность образуется за счет
различия во вторичной электронной эмис-
эмиссии. Большая глубина резкости (см.
1.11.4.6).
6. Полевой электронный микроскоп (рис.
1.423). Объектом является - острие катода.
При наложении на катод электрического
напряжения возникает поле с высокой на-
напряженностью, которое вызывает полевую
эмиссию электронов. При этом на экране
получают сильно увеличенную картину
структуры материала острия.
Пояснения к рис. 1.418—1.423 [11]:
S — источник излучения; О — объектив;
Ои — непрозрачный объект; V — источник
ультрафиолетового излучения; V — усили-
усилитель; В— катодно-лучевые трубки; К —
конденсорная линза; Р — проекционная
линза; Л — нагревательный элемент; L —
диафрагма с отверстием; SG — сканирую-
сканирующий генератор; КЗ — заостренный катод;
Od — просвечиваемый объект; Е — конеч-
конечное изображение; / — излучатель электро-
электронов или ионов; С — диафрагма коллимато-
коллиматора; Sp — отклоняющие катушки.
159

1.11.4.6. Другие способы
изучения структуры и анализа ее
мелких составляющих
Известны способы изучения структуры
с использованием приборов, основанных на
следующих принципах:
электронные лучи; оже-спектроскопия;
ионная микроскопия; спектроскопия на ос-
основе определения энергетических потерь
электронов; мессбауэровская спектроско- .
пия.
, Электроннолучевой микрозонд. Устройст-
Устройство, в котором остросфокусированный луч
A0 нм^0^1 мкм) зондирует образец по
принципу сканирования и регистрирует
возникающие при этом сигналы, источни-
источниками которых являются: вторичные элект-
электроны; электроны обратного рассеяния; аб-
абсорбированные электроны; просвечивающие
электроны; оже-электроны; характеристиче-
характеристическое рентгеновское излучение; рентгенов-
рентгеновское тормозное излучение; люминесцентное
свечение; электрические токи (в полупро-
полупроводниках).
Прибор служит для получения изображе-
изображений и другой информации о топографии
поверхности и локальном составе областей
размером от 2 до 5 мкм.
Специальные приборы: современные элек-
электроннолучевые микрозонды представляют
собой комбинацию рентгеновского микро-
микроанализатора н электронного микроскопа.
Главные элементы этих приборов следу-
следующие: электронная оптика для получения
остросфокусированного электронного луча;
сканирующая система для зондирования
образца; столик для закрепления образца,
обеспечивающий возможность его передви-
передвижения в направлениях х, у, г, вращения и
снятия.
Пределы применимости: возможность
анализа элементов с порядковым номером
^4; относительный предел обнаружения
0,1—0,001 %; абсолютный предел обнару-
обнаружения 10~14—10~1в г; разрешающая' спо-
способность 10—103 нм.
Упомянутые приборы применяются для
исследования включений, зон микросегре-
микросегрегации, диффузионных зон, фазового анали-
анализа, поверхности излома и т. д.
Рентгеновский флюоресцентный анализ.
Относится к тому же виду исследования,
как и применение электронного микроана-
микроанализатора (рис. 1.424). При этом - вместо
электронов возбуждения применяют рент-
рентгеновское излучение. Первичное рентгенов-
рентгеновское излучение рентгеновской трубки воз-
возбуждает способность элементов к флюорес-
флюоресценции. . Флюоресцентное излучение
направляется в виде параллельного пучка
и разлагается кристаллом анализатора.
Интенсивность отдельных компонентов' из-
излучения определяется счетчиком гонио-
гониометра.
Оже-спектрометр. Специальный элек-
электроннолучевой микрозонд, который снаб-
снабжен электронным спектрометром. Дает
возможность определить элементы в об-
областях, близких к поверхности (<10 нм).
Оже-электронная спектроскопия и элек-
электронная спектроскопия в некоторых слу-
случаях позволяют получать достаточную
информацию о составе вблизи поверхности
образца, а также об энергии связи за счет
электронов, поступающих из исследуемого
материала при воздействии на него рентге-
рентгеновского излучения с постоянной энер-
энергией.
Ионные микроскопы. Представляют собой
приборы, в которых вторичные иоиы, воз-
Рис. 1.424
/—рентгеновская трубка; 2—образец: 3 — флю-
флюоресцентное излучение; 4 — кристалл; 5 — колли-
коллиматор: 6 — счетчик излучения; 7 — диаграмма;
8 — измерительная аппаратура; 9 — возбуждение;
10 — разложение излучения; // — регистрация
никающие при попадании ионного луча в
образец, анализируется с помощью масс-
спектрометра.
Известны особые случаи:
а) зондирование образца остросфокуси-
рованиым ионным лучом (диаметром от 2
до 5 мкм) для анализа распределения эле-
элементов (см. Микрозонд);
б) медленное снятие слоев с образца и
анализа имеющихся в них элементов или
изменения концентрации элемента по мере
удаления от первоначальной поверхности;
в) постепенное снятие слоев образца и
отображение распределения элемента по
месту его залегания.
Спектроскопия энергетических потерь
электронов. Анализ потерь энергии электро-
электронов при их прохождении через тонкую
фольгу. При этом можно сделать заключе-
заключение об элементах, содержащихся в фольге.
Мессбауэровская спектроскопия. Приме-
Применяется эффект Мессбауэра, заключающий-
заключающийся в резонансном поглощении vKBaHT0B
атомными ядрами. Необходимое условие
этого резонансного поглощения состоит в
том, чтобы энергия, которую квант расхо-
расходует на возбуждение ядра, была в точно-
точности равна разности внутренних энергий яд-
ядра в возбужденном и основном состояниях.
Для наблюдения поглощения у-квантов не-
необходимо искусственно увеличивать пере-
перекрытие линий испускания и поглощения с
использованием сдвига этих линий за счет
эффекта Доплера. Эффект Мессбауэра поз-
позволяет получить информацию о нарушени-
нарушениях в окрестности так называемых месс-
бауэровских атомов, а следовательно, дает
возможность изучения структуры, дефек-
дефектов структуры или ее изменений.
160

1.11.5. Структура
Области науки, которые связаны с ка-
качественным и количественным описанием
структур включают: металлографию (ме-
(металлические материалы, полупроводники);
керамографию (керамические материалы);
пластографию (высокополимерные материа-
материалы); петрографию (минералы, горные по-
породы).
таллизации (см. 1.10); фазовых превраще-
превращений (см. 1.9); электролитического осажде-
осаждения; осаждения из паровой или газовой
фазы.
Т.П.5.1. Состав структуры
Структура состоит из структурных со-
составляющих, разделенных некогерентными
границами. Характеризуется рядом пара-
параметров, среди которых: вид, определяю-
определяющийся кристаллической структурой и хи-
химическим составом; количество, размер,
форма и распределение структурных со-
составляющих.
Структурные составляющие. Различают-
Различаются по кристаллографической ориентации,
кристаллической структуре, химическому
составу.
Примеры различной структуры:
а) чистый металл (например, чистое же-
железо); зерна и границы зерен (рис. 1.425
И);
Рис. 1.425
б) сплав (Си—Zn, например, латунь);
а-латунь, 0-латунь, границы зерен, грани-
границы фаз (рис. 1.426);
РЯС. 1.427
Виды структуры
а. Классификация по времени появления
в ходе процессов производства и обработ-
обработки: первичная структура, представляющая
структуру после затвердевания (оиа зави-
зависит от условий охлаждения и зародышеоб-
разования) и вторичная структура, пред-
представляющая структуру, которая образует-
образуется в результате фазовых превращений де-
деформации или термической обработки.
б. Классификация по величине структур-
структурных составляющих: макроструктура — со-
составные части структуры, которые видны
невооруженным глазом или под лупой; на-
например в отливках и сварочных швах; мик-
микроструктура — составные части структуры
можно наблюдать только под микроскопом;
например после превращения или деформа-
деформации.
1.11.5.2. Исследование структуры
Прн исследовании структуры необходи-
необходимо изготовление шлифов, которые рассмат-
рассматривают в отраженном свете (например, ме-
металл, полупроводник, керамический мате-
материал, горная порода — рис. 1.428) или в
проходящем свете (тонкий шлиф; например,
минерал, полупроводниковый материал,
высокополимерный материал — рис. 1.429).
t
к
РисШ I
Рис.Ш9
Рис. 1.426
в) металлическая матрица и неметалли-
неметаллические включения (например, FeS, FeO) —
рис. 1.427.
Образование структуры возможно вслед-
вследствие кристаллизации (см. 1.8.1); рекрис-
Рис. 1.428. Ход лучей в отражательном микроско-
микроскопе:
/ — источник света; 2 — окуляр; 3 — стеклянная
пластина; 4— объектив; 5— шлнф
Рнс. 1.429. Ход лучей в просвечивающем микро-
микроскопе:
/ — окуляр; 2 — объектив; 3—плоскопараллельная
пластина образца; 4 — источник света
11—140
161

Выбор образцов и изготовление шлифов.
Положение образца в материале или за-
заготовке зависит от того, требуется ли нс-
следовать определенный участок или не-
необходимо систематически изучать большие
области материала.
Различают следующие виды положений
плоскости шлнфа: продольный шлиф; по-
поперечный шлиф; при этом исследование
может производиться также на плоских
шлифах нли на косых шлифах.
Продольный шлиф — плоскость шлифа
параллельна предпочтительному направле-
направлению (например, направлению прокатки
WR) и перпендикулярна поверхности за-
заготовки (например, плоскости прокатки) ¦—
рис. 1.430.
Плоский шлиф — плоскость шлифа па-
параллельна поверхности заготовки (напри-
(например, плоскости прокатки) — рис. 1.432.
Косой шлиф: применяется для изучения
образцов, имеющих поверхностный слой
измененного состава или структуры
(обезуглероживание, цементация, изотиро-
ваиие и т. д.). При этом срез может идти
перпендикулярно этому поверхностному
слою (рис. 1.433) или под углом к нему
П Рнс. 1.433
Рис. 1.434
Поперечный шлиф — плоскость шлифа
перпендикулярна предпочтительному на-
направлению (например, направлению про-
прокатки) и перпендикулярна поверхности за-
заготовки (например, плоскости прокатки) —
рис 1.431.
(рис. 1.434). Прн этом согласно рис. 1.434
имеем:
а, град 5 10 20 30 45
D/d=\/sina 11,5 5,77 2,92 2,00 1,41
На рнс. 1.433 и 1.434: 1 — поверхностный
слой; 2 — основной материал; 3 — поверх-
поверхность шлифа.
Целесообразный размер образца 15Х
X15X20 мм. Способы отбора образцов —
рис. 1.435.
Механический
Резка на
отрезном станке
Опиливание
Резка ножницами
Обточка
Вырубка I
С охлаждением
Без охлаждения
Нитевой резак I
Отрезной диск I
-I Отрезной диск I
Дорошково-лу-
чевой резак
Ультразву-
Ультразвуковой резак
Пламенная»резка
Электроэрозионный
Электрохимический
Плоский электрод I
Проволочный электрод I
Кислотная пила
Кислотная фреза I
Кислотный луч
Рис. 1.4SF
162

а. Следует отметить, что механические
способы отбора образцов весьма грубы и
не исключают возможности изменения
свойств материала.
Преимуществом подобных способов явля-
являются незначительные затраты и быстрота;
однако эти преимущества уменьшаются из-
за больших затрат на изготовление шлифа.
Нитевой резак применяется при изгетов-
ленни образцов из монокристаллов, полу-
полупроводниковых материалов, хрупких и ту-
тугоплавких металлов, интерметаллических
соединений, а также при резке очень малых
по размеру заготовок или заготовок очень
сложной формы. При этом достижима тол-
толщина реза ~0,4 мм при глубине деформи-
деформированного слоя, не превышающего 2 мкм.
Большие затраты времени компенсируются
тем, что образец сразу после резки можно
подвергать полировке.
Абразитиые отрезные диски представля-
представляют собой круги из SiC, A12O3, алмазг
(в виде порошка в связующем материале).
Различают следующие виды абразивных
отрезных дисков: мягкие, нз которых абра-
абразивные зерна легко выкрашиваются (харак-
(характеризуются высоким износом), и твердые,
из которых абразивные зерна трудно вы-
выкрашиваются (износ незначителен).
Следует иметь в виду, что при резке
твердых материалов необходимо использо-
использовать мягкие круги.
Ширина реза составляет 0,5—2,5 мм при
диаметре круга от 200 до 300 мм. Неров-
Неровности поверхности при резке с охлажде-
охлаждением составляют 4 мкм, глубина деформи-
деформированной зоны 10 мкм (минимальное зна-
значение) .
При этом в зависимости от толщины за-
заготовки затраты времени лежат в пределах
от секунд до нескольких минут.
Известен также порошково-струйный
способ резки, с помощью которого изготов-
изготовляют образцы из тонкостенных труб, лис-
листов, хрупких веществ, например Ge, Si и
керамических материалов.
При этом образуется очень хорошая,
почти недеформированная, поверхность
среза, которая нуждается только в поли-
полировке. Минимальная ширина разреза со-
составляет 0,1 мм.
б. Электроэрозионные методы снятия
материала экономически целесообразно ис-
использовать в случае твердых материалов
(например, твердых сплавов). Время рез-
резки прутков диаметром 25 см составляет,
мин:
Zn A1 Латунь Сталь Mo W
15 23 62 140 190 380
в. Электрохимические методы снятия ма-
материала пригодны для всех металлов и го-
гомогенных сплавов. При этом реализуется
очень высокое качество поверхности. Из-за
очень больших затрат времени применяют-
применяются только в особых случаях (например,
для получения слабодеформированных сре-
срезов и монокристаллов). ,
Заливка образцов
а. Необходима в следующих случаях:
— образцы малы или имеют сложную
форму;
— образцы мягкие, хрупкие, с трещина-
трещинами, ломкие или пористые;
— при исследовании нескольких образ-
образцов одновременно;
— при исследовании периферийных зон
образцов;
— если дальнейшая обработка образцов
должна производиться автоматически (на-
(например, шлифовка, полировка).
б. Крепление путем заливки и запрес-
в г
м Офазцы ШЛ Прокладки ? Державка
Рнс. 1.436. Схема закрепления шлифа
совки представляет способ фиксации образ-
образцов в соответствующем материале, с кото-
которым ои образует единое целое. Проводится
в специальных прессах или вручную.
Виды запрессовки образцов: горячая, хо-
холодная, гальваническая.
Используется закрепление в зажимах или
струбцинах, представляющих держатели
шлифов (рис. 1.436 и 1.437 [67]).. Проме-
Рнс. 1.437
/ — обойма; 2 — образец;
3 — прокладка (напри-
(например, поливинилхлорнд)
жуточные прокладки применяют для умень-
уменьшения напряжений, а в случае мягких ма-
материалов— деформации, а также для до-
достижения большей остроты кромки шлифа.
В стальном держателе промежуточную
прокладку из медного листа и образец
(например, азотированную сталь) прочно
закрепляют с промежуточной прокладкой
из полихлорвинила. Зажатый образец на-
нагревают в горячей воде и после того как
полихлорвинил размягчится, снова сильно
зажимают.
в. Материалы, используемые для заливки.
Различают: неорганические материалы
(например, сплав Вуда, гипс, цемент, стек-
стекло) и органические' материалы (природная
смола, например, пицеин); искусственная
11*
163

смола (например, эпоксидная смола с от-
вердителем).
г. Требования к материалу для заливки:
— незначительная усадка при затверде-
затвердевании, хорошая адгезия с образцом — ина-
иначе возможно образование трещин и затуп-
затупление кромки образца; скопление полиро-
полировальных и шлифовальных материалов;
— отсутствие пузырьков — иначе в пус-
пустоты увлекается полировальный материал;
— требуемая вязкость при заливке —
иначе не происходит заполнения пустот —
пор, трещин и т. д.; возможно применение
невысокого вакуума;
— отсутствие разрывов между материа-
материалом заливки и образцом — иначе нельзя ис-
исследовать кромки образцов;
— одинаковое с материалом образца
поведение при шлифовке и полировке —
мерой является твердость. В случае слиш-
слишком мягкого заливочного материала про-
Г А Б ЛИЦА 53
исходит замазывание шлифа, а при слиш-
слишком твердой — его выкрашивание;
— химическая устойчивость против воз-
воздействия всех применяющихся при после-
последующей обработке реактивов. Реакции с
образцом, например образование диффу-
диффузионных слоев, не должны происходить;
— заливка не должна оказывать влия-
влияния ^на свойства образца, например вслед-
вследствие давления и температуры;
— отсутствие реакций с обоймой и лег-
легкость извлечения образца — иначе низкие
экономические показатели (управление,
стойкость обойм, стоимость и т. д.);
— высокая электропроводность в случае'
необходимости электролитической поли-
полировки.
Маркировка образца. Возможна с по-
помощью набивкн маркировочного знака,
гравировки, надписей, маркировки при за-
заливке.
Материалы со сравнимой
твердостью
Шлифующие и полирующие ма-
материалы со сравнимой твер-
твердостью
Применение шлифующих и по-
полирующих материалов
5 апатит
6 полевой
шпат
8 топаз
9 корунд
10 алмаз
10 алмаз
Незакаленные стали
оконное стекло
Кизельгур (инфузо-
(инфузория земля)
Низкоуглеродистые
закаленные стали
Высокоуглеродистые
закаленные стали
Вольфрам, специаль-
специальные стали
Твердые сплавы
Пемза (смесь SiO2—А12О3) Мягкое шлифующее сред-
средство, например для шлифо-
шлифования серебра
Паста для первичной полировки латуни и благородных
металлов
Окись магния (MgO)
Окись железа (Ре2Оз)
Окись хрома (Сг2Оз)
Наждачный порошок E0—
70 % А12О3, остальное SiO2,
Fe2O3) и Fe2O3
Природный корунд (90—
95 % А12О3)
Искусственный или благо-
благородный корунд F0—95 %
А12Оз, остальное SiO2; т:гч¦•
Fe2O3)
Окись бериллия (ВеО)
Глинозем (А12Оз, модифика-
модификации: кубическая у и гекса-
гексагональная а)
Карбид кремния (SiC, кар-
карборунд)
Алмаз
Карбид бора (В4С)
Алмаз
Для полировки магния и
алюминия н их сплавов
Для полировки мягких ме-
металлов и сплавов
Для полировки твердых ме-
металлов и сплавов, например
хрома; сталей
Редко применяемый шли-
шлифующий и полирующий ма-
материал
Круги для грубой шлифов-
шлифовки сталей, латуни и т. д.
Один из основных шлифо-
шлифовочных материалов для из-
изготовления шлифов из ли-
литой и деформированной
стали, шлифов из спеченных
металлов, твердых сплавов
Ядовито! Применяется для
полировки твердых сплавов
Полирующий материал,
имеющий широкое примене-
применение в металлографии
Для шлифовки спеченных
металлов, бронзы, твердых
сплавов, серого чугуна
Для шлифовки.
Для шлифовки твердых
сплавов
Для шлифовки и полировки
большинства металлов, сте-
стекол и драгоценных камней
164

Шлифовка. Процесс обработки материа-
материала с целью выравнивания его поверхности.
Для уменьшения неровностей поверхности
снятие материала необходимо проводить
ступенчато. Качество шлифовки зависит от
многих факторов, включая твердость об-
обрабатываемого материала. Характеристики
полирующих материалов приведены в
табл. 53.
а. Способы шлифовки с различными ме-
механизмами удаления материала [61] —
рис. 1.438.
воды отсутствует пыль. Благодаря этому
достигается большая скорость обработки.
в. Шлифующие и полирующие материалы
и области их применения [67] приведены в
табл. 53.
г. Шлифующие материалы. Характеризу-
Характеризуются следующими параметрами [67]:
— твердостью, которая представляет со-
собой константу материала; стойкость и ре-
режущая способность тем выше, чем тверже
шлифующий материал;
— формой зерен, которая главным обра-
Механическая
шлифовка
Влажная и сухая
шлифовка
Электролитическая
шлифовка
Машинная
шлифовка
Ручная
шлифовка
Автоматическая или
полуавтоматическая
' шлифовка
Электроэрозионная
шлифовка
б. Указания по методам шлифовки:
— электроэрозионная шлифовка. Ис-
Используется тот же принцип, что и при
электроэрозионной резке. Пригодна для
изготовления тонких шлифов (~70 мкм
толщиной);
— электролитическая шлифовка. Исполь-
Используется тот же принцип, что и при электро-
электрополировке. Достижимая шероховатость от
1 до 2 мкм (в особых случаях 0,2 мкм).
Применяется для тонкой обработки твер-
твердых сплавов;
— механическая шлифовка. Основной ме-
метод. Мокрая шлифовка является предпочти-
предпочтительной по сравнению с сухой, так как при
этом нагрев образца незначителен; вследст-
вследствие непрерывной смывки абразива потоком
Рис. 1.438
зом определяется кристаллической структу-
структурой материала, частично условиями изго-
изготовления; высокие шлифующие свойства
соответствуют зернам одинаковой формы с
острыми кромками;
— размером зерен, который определяет
глубину шероховатости и деформации, а
также эффективность шлифования. Увели-
Увеличение размера зерен способствует росту
этих характеристик (TGL 12827).
Области применения металлографических
шлифующих и полирующих материалов
приведены на рис. 1.439.
д. Возможные дефекты при шлифовании:
— при механическом н электроэрознон-
ном шлифовании происходит не только вы-
выравнивание поверхности, но н деформация
Вид
шлифовки
Вид
полировки
Пемза
Кизельгур или трепел
SnO2
MgO
Fe203
Crz03
Наждак
Природный корунд
Нскусстбеннып корунд
ВеО
А1203
Si С
B4C
Апмаз
Тонкая или оконча-
окончательная попиробка
Тончайшая
шлифовка
Тонкая
полировка
Тонкая
шлифовка
Грубая или
первичная полировка
Грубая
или первичная
шлифовка
до 500 мкм
0,1 1 10
Высота микронеровностей поверхности, мкм
Рнс 1.439
100
165

материала непосредственно под шлифуемой
поверхностью. Глубина деформируемого
слоя тем меньше, чем тоньше шлифоваль-
шлифовальные диски. Поэтому необходимо продол-
продолжать шлифовку даже после получения
гладкости поверхности;
— нагрев. Может привести к химическим
изменениям в шлифуемой поверхности или
к изменениям структуры (отпуск, рекри-
рекристаллизация, фазовые превращения). По-
Поэтому нагрева следует избегать;
— механическое шлифование. Зерна шли-
шлифующего вещества могут внедряться в
шлифуемую поверхность. Они могут быть
приняты за неметаллические включения.
е. Доводка. Отличается от шлифовки
тем, что шлифующее средство не соединено
прочно связкой со шлифующей подложкой
(например, шлифовальный круг, шлифо-
шлифовальная бумага), а находится в пасте
(масло, жнры, воск), слабо связано и рав-
равномерно в ней распределено (нет связи
между шлифующими зернами). Несвязан-
Несвязанные или слабо связанные зерна шлифую-
шлифующего материала под действием приложен-
приложенного к шлифу давления меняют свои поло-
положения, так что действуют все ребра и уг-
углы этих зерен. Следствие: меньшая
истираю'щая способность, но более слабое
воздействие шлифующего средства на шли-
шлифуемый материал.
Доводку применяют поэтому в случае
чувствительных к шлифованию (хрупких)
материалов (полупроводниковые материалы
Si, Ge).
ж. Микротомные срезы. Механический
способ удаления материала с помощью
твердосплавных или алмазных ножей. При-
Применяется вместо механического шлифова-
шлифования в случае мягких! материалов (Pb, Sn,
Ag, Au, Zn, A1, Си, Mg).
Преимущество: не происходит внедрения
зерен шлифующего материала в обрабаты-
обрабатываемый материал. Очень высокая четкость
краев шлифа (важно в случае материалов
с покрытием). При применении алмазных
ножей можно избежать полировки.
Полировка. Служит для выравнивания
мелких и мельчайших неровностей. Являет-
Является более тонкой шлифовкой, причем шерс-
ховатость поверхности стремится к нулю.
а. Способы полнровкн с различными ви-
видами снятия материалов [67]—рис. 1.440.
б. Методы полировки охватывают приме-
применяемую чаще всего механическую полиров-
полировку. Ниже описаны некоторые полирующие
материалы.
— Алмазная паста или суспензия. Ис-
Используется для получения кромок с высо-
высокой резкостью; позволяет избежать выкра-
выкрашивания включений при полировке, умень-
уменьшает влияние рельефа шлифовки; меньше
время полировки по сравнению с примене-
применением глинозема. Весьма чистые поверхно-
поверхности шлифовки. Очень часто применяется
при количественном структурном анализе
(например, для чугуна, стали). Очень вы-
высокие режущие свойства.
— Глинозем. Распространенное полиру-
полирующее средство; известны три сорта:
Механическая
полировка
Химико-меха-
Химико-механическая
полировка
Промежу-
Промежуточное
травление
Полировка с
травлением
Химическая
полировка
Центробежная
полировка
Электроли-
тически-ме-
тически-механическая
полировка
Переменная
полировка
Электро-
Электрополировка
со смывкой
Электроли-
Электролитическая
полировка
Стационарные
полирующие
ячейки
Переносные
полирующие
ячейки
Машинная
полировка
Ручная
полировка
Автоматическая
или полуавто-
полуавтоматическая
полировка
Вибро-
полировкз
Электро-
Электролитическая
вибро-
виброполировка
Роторная
полировка
Метод движущейся
полировки
Рис. 1.440
166

№ 1 — для твердых материалов; № 2 —
для материалов средней твердости; № 3 —
для мягких материалов. Очень высокие ре-
режущие свойства.
— Окись магния. Используется для тон-
тонкой полировки мягких материалов.
Полирующие материалы применяются в
виде суспензий — глинозем, окись магния;
паст — глинозем, алмазный порошок; нано-
наносятся путем разбрызгивания — алмазный
порошок в виде суспензии.
Подложки для полнровкн. На твердый
диск натягивают ткани: фетр, войлок —
для стали, медн и алюмнння; вельвет — для
чугуна; бархат — для тонкой полировки
мягких материалов; биллиардное сукно —
для вибрационной полировки.
При полировке шлифуемая поверхность
и полирующая подложка движутся друг
относительно друга плоскопараллельно,
иначе кромка будет затуплена. Образец
при полировке должен постоянно передви-
передвигаться относительно круга, в противном
случае образуются линии полировки.
Давление при полировке должно быть
малым.
Чем тверже материал, тем меньше долж-
должна быть скорость вращения круга, обХ
Хмин-1:
Первичная полировка
Тонкая полировка:
глинозем ....
алмазная паста
2000—3000
150—1000
120—500
Виды полировки по характеру движения:
вращательная полировка; вибрационная по-
полировка.
Слой Билби. Шлифующие и полирующие
средства наряду с режущим воздействием
оказывают также воздействие в виде тре-
трения. Последнее проявляется при полиров-
полировке сильнее.
В результате острия профиля шерохова-
шероховатостей втираются в углубления. Таким об-
образом, выравнивание происходит не толь-
только за счет удаления материала, но и за
счет пластического течения определенных
его областей.
Этот смазочный слой носит название слоя
Билби. Он, по-видимому, состоит из мель-
мельчайших обломков кристаллов (величиной
о
5—Ю А), перемешанных с оксидами. Тол-
Толщина этого слоя составляет от 10 до
о
10000 А. Слой Билби^ накладывается на де-
деформированный слой.
Толщина слоя Билби растет, в случае
когда твердость и режущая способность
полирующих материалов уменьшаются, а
давление полирования увеличивается.
Слой Билби можно существенно умень-
уменьшить в результате согласования всех ра-
рабочих параметров [67].
¦Вращательная полировка. Производится
с помощью полирующей ткани, натянутой на
вращающийся круг.
Полирующие средства: эмульсия глинозе-
глинозема или пасты; алмазные пасты; окись маг-
магния.
Преимущества: имеет универсальное при-
применение; более простое средство, чем хи-
химическая или электрохимическая поли-
полировка.
Недостатки: высокие затраты времени;
пластическая деформация поверхности (од-
(однако может поддерживаться небольшой).
Виброполировка. Относительное движе-
движение образца и полирующей подложки вы-
вызывается особым вращательным движением
подложки. Автоматически управляемый про-
процесс.
Полирующие средства: водная эмульсия
глинозема; алмазная паста со связующей
смесью — глинозем с воском.
Время полировки: в 2—3 раза больше, чем
при обычных способах (в особых случаях
до 24 ч).
Преимущества: можно одновременно по-
полировать несколько образцов. Применяется
в случае хрупких материалов с составляю-
составляющими, сильно отличающимися по твердо-
твердости; высокая четкость краев; малая дефор-
деформация поверхности; малые размеры уста-
установки; малый расход вспомогательных ма-
материалов.
Установка — метаполан [ 142].
Химическая полировка. Образец поме-
помещают в полирующий раствор. При этом по-
поверхность выравнивается вследствие хими-
химического удаления материала.
Химико-механический способ. Представ-
Представляет сочетание химической и механической
полировки. Применяется для' U, Zr, Bi, Mg,
Ag, Zn, Cd н Mg-сплавов.
Полирующие растворы содержат почти
всегда сильные окисляющие и повышаю-
повышающие вязкость средства.
Преимущества: простота применения; ма-
малые затраты времени; отсутствие деформи-
деформированных слоев и слоев Билби.
Недостатки: более сильное воздействие
на края образца; образование поверхност-
поверхностных неровностей в крупнозернистых мате-
материалах; при применении некоторых поли-
полирующих растворов возможно нагревание.
Центробежная полировка представляет
дальнейшее развитие метода. Ускоренный
метод, прн котором не происходит нагрева
полирующего раствора и изъязвления
шлифа.
Электролитическая полировка. Электро-
Электролиты: фосфорная, серная или соляная кис-
кислоты с ионизирующими и повышающими
вязкость добавками.
Преимущества: в чистых металлах н го-
гомогенных сплавах нет деформированного
слоя и слоя Билби; малые затраты време-
времени; образец не нагревается или почти не
нагревается; на той же установке возмож-
возможно последующее травление.
Недостатки: предпочтительное снятие ма-
материала с краев; применение для гетеро-
гетерогенных сплавов затруднительно; малопри-
малопригодна для крупнозернистых материалов
(достижима глубина неровностей ~0,1 мкм).
Прибор — элиповист [142] (рис. 1.441).
Позв'оляет наблюдать за процессом поли-
полировки с помощью микроскопа.
Характеристикой процесса электролитиче-
электролитической полировки служит кривая зависимо-
зависимости плотности тока от напряжения (рис.
1.442).
В методе, сочетающем электролитиче-
167

скую и механическую полировку, объеди-
объединены их преимущества и недостатки.
Этот вид полировки успешно применяется
для приготовления образцов из благород-
благородных металлов, меди и ее сплавов, никеля,
Рнс. 1.441
1 — микроскоп отраженного света;
2 — объектив; 3 — катод; 4—катод-
4—катодное окно; 5 — образец; 6 — держа-
держатель образца; 7 — ванны с электро-
электролитом; 8 — насос, электродвига-
электродвигатель
1
I
Me
A
—m
'1
Г
Meo
.Me
U/
4
IF
гон"
+ ZH*
/©
-*-
ш
л
MeO+l
Me**+
(
нго у
Me**+2e/-
,'Ф
Ш
Hi/
1
,
+H2O+
Ш
'D
2e
Напряжение, В ¦
Рис 1.442
1 — идеальная кривая; 2 — реальная кривая при
яизком Собственном сопротивлении электролита;
3 — реальная кривая при высоком сопротивлении
электролита; /*— прямое анодное растворение;
// — косвенное анодное растворение; ///—область,
предпочтительная для полировки; IV — выделение
кислорода; V—образование поверхностной плен-
пленки; VI — травление; VII — полировка
тугоплавких металлов и сплавов, сплавов
железа, сплавов алюминия и магния, а так-
также для образцов с тонкими хрупкими по-
поверхностями и интерметаллических соеди-
соединений.
Очистка. Необходима после каждой сту-
ступени обработки, например для удаления
остатков шлифующих и полирующих мате-
материалов.
Методы очистки [67] — рис. 1.443. "
Травление. Для выявления структуры
применяют металлографическое травление.
Прн исследовании полированных поверхно-
поверхностей шлнфа с помощью микроскопа необ-
необходимо выявить элементы структуры (на-
(например, неметаллические включения и т.д.).
Это, как правило, производится путем трав-
травления шлифов.
Травление представляет избирательное
изменение различных составляющих струк-
структуры, происходящее большей частью бла-
благодаря химическим или электролитическим
реакциям между шлифом и травнтелём.
а. Электрохимические основы. Травление
происходит вследствие растворения метал-
металла (например, железа в разбавленной НС1):
Fe-»-Fe8+ + 2е— — частичная анодная
реакция;
2Н+ + 2е— -*-Н2 — частичная катодная
реакция.
При химическом травлении протекают
оба процесса, т. е. определенная часть об-
образца действует как анод, а другая как
катод.
При электролитическом травлении обрат-
обратный электрод помещают в сосуд с травите-
лем. Напряжение подается между обрат-
обратным электродом (катодом) и образцом
(анодом). Обе частичные реакции (см.
уравнения) протекают раздельно. Возник-
Возникновение потенциала при химическом трав-
травлении происходит вследствие окислительно-
восстановительной реакции, а при электро-
электрохимическом травлении — под влиянием на-
напряжения, задаваемого на ячейку.
При заданном потенциале скорость трав-
травления определяется соответствующей плот-
плотностью тока. Соотношения между потен-
потенциалом и плотностью тока приводятся в
виде диаграмм плотность тока — потенциал
[ПО]. Схематическая диаграмма плотность
тока — потенциал приведена на рис. 1.444,
аналогичная диаграмма для двухфазного
сплава — на рис. 1.445 и 1.446.
Кривая плотность тока—потенциал (мВ)
для a-Fe, карбида и у- и е-нитридов при-
Обдувка
Промывка
Ультразвуковая
очистка
Электролита¦
ческая очистка
Сушка
1 Протирка 1
Растворение
Э мульгирование
Рнс. 1.443
168

ведена на рис. 1.447 [67]. Fe3C и a-Fe об-
обработаны 10 н. NaOH.
В области потенциала Ei<.E<Ei трав-
травлению подвергается только е-нитрид. В об-
области потенциала Ег<Е<Е3 травятся
Е-нитрид и FegC (е-нитрид травится силь-
сильнее, поскольку при этом плотность тока
выше). В области потенциала ?>?з про-
происходит травление у'-нитрида и a-Fe.
Рис. 1.444
1 — измеряемая кривая зависимости плот-
плотность тока — потенциал; 2 — кривые тока
У//Ш
Фава2
Рис. 1.445
а топа
а
/
V/
/
Потенциал травления и
Рис. 1.446
103
а.
и
2,
_г»4
&*\у
4
>-о-<
- —
-•—
?
h
й
П
X I И
Т
-1200-1OODSOD-600^00-200 О 200 400600
Потенциал по отношению
к насыщенном!/ каломельному злектроду
Рис. 1.447
1 — «-железо; 2 — v-нитрид; З — Fe3C (экстра-
(экстраполированное значение); 4 — е-ннтрид с 1,18%
С и 7,95 % N
Информация о зависимости между плот-
плотностью тока и потенциалом позволяет по-
получить теоретические представления о ходе
процесса травления и производить целе-
целенаправленное травление определенных фаз.
При потенциостатическом травлении по-
потенциал поддерживается постоянным с по-
помощью потенциостата.
б. Виды процесса травления: травление в
растворах; травление с осаждением; мокрое
травление; сухое травление (газовое трав-
травление) ; микротравление; макротравление.
Критерии (соответственно): вид измене-
изменения поверхности шлифа; агрегатное состоя-
состояние травителя; применяемое увеличение
при наблюдении структуры.
в. Явления, наблюдаемые при травле-
травлении. Избирательное травление вызывает
следующие изменения поверхности шлифа:
образование рельефа; образование оксидных
нли других пленок различной толщины на
структурных составляющих; образование
ямок травления.
В табл. 54 описаны причины избиратель-
избирательного травления н связанные с ним явле-
явления [12].
ТАБЛИЦА 54
Причины избирательности
травления
Различие в ориентации
соседних зерен (кристал-
(кристаллитов); химическая не-
неоднородность в микро-
микроскопических областях,
различная концентра-
концентрация дефектов кристалли-
кристаллической структуры внутри
зерен и на границах зе-
зерен
Различная кристалло-
кристаллографическая ориентиров-
ориентировка поверхностей зерен,
расположенных в пло-
плоскости шлнфа; различ-
различный химический состав
или кристаллическая
структура различных
фаз в многофазных ма-
материалах
Физическая н химиче-
химическая неоднородности в
микроскопических или
субмикроскопическнх об-
областях
Химическая неоднород-
неоднородность в микроскопиче-
микроскопических или макроскопиче-
макроскопических областях
Явления травле-
травления
Травление гра-
границ зерен
Травление по-
поверхностей кри-
кристаллов; фигу-
фигуры травления
Травление дис-
дислокаций
Травление сег-
регатов
Рассмотрим более подробно различные
способы травления.
— Травление границ зерен. Различно
ориентированные поверхности кристаллов
характеризуются различными кривыми
плотность тока — потенциал. В результате
происходит образование локальных эле-
элементов и возникает взаимное влияние ско-
169

рости растворения в области границ зерен.
Кроме того, часто наблюдается обогащение
области границ зерен примесными атомами.
Это приводит к различным скоростям рас-
растворения поверхностей и границ зерен.
В результате виден рельеф поверхности
при наблюдении в светлом поле [рис. 1.448
— Фигуры травления. Представляют со-
собой изображения срезов между плоскостью
шлифа и определенными плоскостями кри-
кристалла. В случае металлов с кубической
структурой преимущественно выстраивают-
выстраиваются плоскости куба. Контур фигур травления
представляет собой линии среза плоскостей
Рис. 1.448
и 1.449 — схематическое изображение (раз-
(разрез, перпендикулярный плоскости шлифа)
и реальный пример травления границ зе-
зерен аустенитной стали].
— Травление поверхностей зерен. По-
Поверхности отдельных зерен представляют-
представляются светлыми различных оттенков из-за раз-
различия в их шероховатости. Разница по вы-
высоте пиков рельефа зерна связана с много-
многочисленными малыми деталями рисунка
Рнс. 1.449
травления кристалла (рис. 1.450 —рисунок
травления на поверхности зерна [67]; в
пределах одного зерна рисунок имеет оди-
одинаковый характер, но меняется от зерна к
зерну).
Рис. 1.451
{100} плоскостью шлифа (рис. 1.452, изоб-
изображающий схематически фигуры травле-
травления [67], и рис. 1.453, представляющий ре-
реальные фигуры травления в алюминии
[121]).
(гооу
art)
Рис. 1.452
Рнс. 1.450
t М I И
Форма фигур травления позволяет сде-
сделать заключение о кристаллографической
ориентации.
— Травление дислокаций. Точки выхода
группировок дислокаций на поверхность
шлифа характеризуются насыщенной тра-
Причина этого явления состоит в раз-
различной способности к растворению по раз-
разным кристаллографическим направлениям
в зависимости от их ориентировки по отно-
отношению к плоскости шлифа (рис. 1.451; мак-
макротравление слитка алюминия).
Другая возможность травления поверх-
поверхностей зерен связана с образованием на
ней оксидных пленок. Толщина этих пле-
пленок зависит от кристаллографической ори-
ориентации и химического состава кристаллита.
— Травление по границам зерен и травле:
ние поверхностей зерен. Зависит от вида
травителя, причем часто эти границы сти-
стираются.
'О;
о
Рис. 1.453
п
вимостью (рис. 1.454, ямки травления в по-
полупроводниковом соединении [121]).
170

Причина этого явления — разность потен-
потенциалов между непосредственным окруже-
окружением группировки дислокации и областью
с совершенной решеткой. Эта разность по-
потенциалов возникает за счет поля напря-
напряжений вокруг дислокаций и скопления
примесных атомов вокруг них (декорирова-
(декорирование дислокаций).
Рис. 1.454
— Травление сегрегатов. Сегрегаты (см.
1.8.1.3) можно сделать видимыми с по-
помощью специальных травителей, это пред-
представляется возможным также в случае,
когда после затвердевания протекали про-
процессы превращения или осуществлялась
деформация.
Дендритная ликвация в твердом раство-
растворе многокомпонентной цинковой бронзы
показана на рис. 1.455, а сегрегация Р и
S — в стальной заклепке на рис. 1.456.
Рис. 1.455
г. Способы и техника травления [67]:
Травление погружением. Обра-
Образец погружают в сосуд с травителем и при-
приводят в движение. Часто целесообразно ис-
использовать протирание ватным тампоном.
Рис. 1.456
Прерываемое травление, т. е. многократное
погружение, несмотря на одинаковое по
времени пребывание в растворе, дает часто
иной результат, чем однократное погруже-
погружение. Это объясняется тем, что при много-
многократном погружении кислород воздуха
вносит дополнительный вклад в процесс
травления. Травление погружением наибо-
наиболее часто применяемый способ.
Капельный метод травления.
С целью определения подходящего трави-
теля без повторной промежуточной поли-
полировки на горизонтальную поверхность шли-
шлифа наносят несколько изолированных ка-
капель различных травителей. Этот способ
применяется только при малом времени
травления и относительно больших поверх-
поверхностях шлифов.
Промывка травителем. Приме-
Применяется при очень больших поверхностях
шлифов. Для получения требуемой трави-
мости струя травителя падает сверху на
наклонную поверхность шлифа. В слу-
случае малых поверхностей шлифа этот способ
применяется, если в процессе травления на
поверхность шлифа высаживаются пузырь-
пузырьки газа.
Травление с протиркой. Приме-
Применяется при появлении нежелательного
осадка. Поверхность шлифа протирают
смоченным в травителе ватным тампоном.
В присутствии осадка существует опасность
царапин, поэтому в случае образования
осадка применяют травление с поперемен-
попеременным погружением. При этом используют
два отдельных раствора: собственно трави^
тель и раствор, обеспечивающий растворе-
растворение осадка.
Травление при полировке.
Этот способ травления не следует смеши-
смешивать с полировкой. Предварительно отпо-
отполированный образец окончательно полиру-
полируется тканью, смоченной медленно действу-
действующим полирующим средством или трави-
травителем. Последний добавляют к полирующе-
полирующему средству. При этом вероятность обра-
образования окисной вуали и нежелательных
осадков уменьшается. Этот метод травле-
травления применяется редко (например, при
травлении меди с включениями).
Анодное, или электролитиче-
электролитическое, травление. Как и при электро-
электролитической полировке, образец помещают
в электролит, и он служит анодом. Трав-
Травление происходит в области АВ кривой
плотность тока — потенциал (см. Электро-
Электролитическая полировка). Напряжение трав-
травления составляет от 1 до 6 В, а плотность
тока несколько ампер на 1 см2. Продолжи-
Продолжительность травления — от секунд до минут.
Электролит используется тот же, что и при
электролитической полировке. Прежде все-
всего травление производится сначала при
более высоком напряжении, а затем — при
меньших значениях напряжения. Травление
можно выполнять на обычных полироваль-
полировальных установках. Анодное травление гете-
гетерогенных сплавов и структур с неметалли-
неметаллическими включениями затруднено.
Ионное травление, травление
с помощью катодного распы-
распыления, катодное травление.
171

Проводится в газоразрядной трубке, где
образец, являющийся катодом, бомбарди-
бомбардируется ионами высокой энергии. При этом
происходит распыление материала, при ко-
котором проявляется структура. В качестве
-анода чаще всего используют алюминий.
Напряжение составляет 1—6 кВ, а продол-
продолжительность травления — от 2 до 30 мин.
В качестве газа-наполнителя служит Аг
или Ne. Этот способ позволяет получать
чистую от других химических примесей
поверхность. Метод имеет преимущество
яри исследовании оксидов металлов, порис-
пористых материалов, ядовитых и радиоактив-
радиоактивных веществ, плакированных металлов. Он
имеет также практическое применение для
сплавов Ag—Си, чугунов, Zn, Zr, U, спе-
спеченных оксидов U и Pt.
Травление при нагреве. Осно-
Основано иа образовании окисных пленок на
¦чистой металлической поверхности при на-
нагреве. Окисные пленки характеризуются
¦определенной плотностью, толщиной и цве-
цветами побежалости (интерференционные
цвета); зависят от химического состава, тем-
температуры, длительности нагрева и ориента-
ориентации кристалла.
Этот вид травления применяется для ста-
сталей, сплавов меди, марганцовистых бронз,
пористых литых сплавов.
Склонность к окислению раз-
различных фаз в сплавах железа
[67]. В порядке уменьшения склонности к
юкислению:
а) в нелегированных сталях — феррит,
цементит; б) в легированных сталях — фер-
феррит, цементит, карбиды, богатые Сг и W;
в) в аустенитных Сг—Ni сталях — аусте-
яит, феррит, о-фаза, карбиды; г) в чугу-
нах — феррит, цементит, стедит.
Рекомендуется предварительное легкое
химическое травление для выявления гра-
шиц отдельных кристаллитов или фаз.
При описанном виде травления образец
нагревают со стороны плоскости шлифа с
помощью нагревательной пластинки. После
.достижения требуемой температуры обра-
образец быстро охлаждается.
Следует иметь в виду, что данный спо-
способ применим только в том случае, когда
яагрев не вызывает изменений структуры.
Термическое травление. По-
Полированный образец нагревают в вакууме
или в защитной атмосфере при температу-
температуре, • равной 0,5 Т8, после чего осуществля-
осуществляют прямое наблюдение с помощью высоко-
высокотемпературного „ микроскопа без предвари-
предварительного травления образцов.
Причиной наблюдаемого выявления
структуры является избирательное перерас-
перераспределение атомов и их взаимодействие со
¦средой, обеспечивающие минимальную ве-
величину свободной энергии.
Горячее травление. Фиксация оп-
определенных структурных составляющих на
полированном шлифе при высокой темпе-
температуре с помощью газообразного или жид-
жидкого травителя. Применяется для выявле-
выявления фаз, устойчивых только при высокой
¦температуре и ие сохраняющихся даже
при резком переохлаждении до комнатной
температуры.
а 72
Двойное травление. Две последо-
последовательные операции травления, из которых
одна служит для выявления структуры в
целом, а другая — только определенной
структурной составляющей. "
Многократное травление. Слу-
Служит для идентификации отдельных струк-
структурных составляющих в сложных структу-
структурах. Маркированную область шлифа мно-
многократно обрабатывают специальными тра-
вителями, причем между отдельными
операциями травления образцы слегка по-
полируют.
Идентификационное травле-
травление. Для идентификации содержащихся
в структуре определенных фаз применяют
специальные травильные растворы, при-
причем все другие фазы не травятся. Этот вид
травления важен также в том случае, ког-
когда содержание определенной фазы по мас-
массе должно определяться с помощью авто-
автоматических устройств. Эту операцию трав-
травления удобно проводить с использованием
потенциостатических методов.
Глубокое травление. Представля-
Представляет собой метод макротравления; применя-
применяется преимущественно для выявления де-
дефектов стали (закаты, трещины, раковины).
Травитель: разбавленная серная или соля-
соляная кислоты. Продолжительность травле-
травления— до 24 ч. Оценка результатов за-
затруднительна.
Метод отпечатков. Позволяет по-
получить картину распределения элементов в
образце в натуральную величину (рис.
1.457, отпечаток по Бауману, сегрегация се-
серы в темплете стали [121]).
щ
¦II,
Рис. 1.4S7
Приготовление отпечатка серы по Бау-
Бауману: фотобумагу погружают примерно на
2 мин в 5 %-ную H2SO4. Избыточную кис-
кислоту удаляют с бумаги и к ее фоточувст-
фоточувствительной стороне в течение 2—4 мин под
давлением прикладывают отшлифованный
и обезжиренный образец. Серная кислота
реагирует с имеющейся в образце серой.
Образующийся H2S действует на AgBr фо-
фотобумаги с образованием Ag2S, вызываю-
вызывающего коричневую окраску бумаги:
FeS + H2SO4->-H2S + FeSO4;
Н^ + 2AgBr-+Ag,jS + 2HBr.
Таким образом фотографический процесс
доводится до конца. Метод отпечатков при-

Рис. L.4S8
меняют также для получения картины рас-
распределения фосфора, оксидов и свинца.
Современная техника оценки распределе-
распределения элементов использует радиографиче-
радиографический метод отпечатков. При этом радиоак-
радиоактивные изотопы либо вносят в образец,
либо в нем активируют присутствующие
элементы. Регистрация излучения с целью
определения распределения радиоактивного
элемента осуществляется с помощью спе-
специальных фотоэмульсий (ядерные эмуль-
эмульсии).
д. Различные травители (подробно опи-
описаны в [14]). Их используют для травле-
травления микрошлифов железа, стали, чугуна;
меди и ее сплавов; цинка и его сплавов;
свинца и его сплавов; алюминия и его
сплавов, а также таких металлов, как Sb,
Be, Аи, Ir, Ni, Pd, Pt, Ag, Ti, Та, W, Sn.
1.11.5.3. Исследование структуры
с помощью оптических методов
Основные понятия оптики, элементы кон-
конструкций и оснастка аппаратуры.
а. Перечень приборов, используемых в
оптической микроскопии и их основные ха-
характеристики приведены на рис. 1.458 [76].
б. Оптическая микроскопия , подразделя-
подразделяется на микроскопию в проходящем све-
свете — получение изображения с помощью
света, проходящего через объект (необхо-
(необходим тонкий шлиф), и микроскопию в отра-
отраженном свете — получение изображения
при отражении света от объекта (необхо-
(необходим аншлиф).
Основные элементы оптического микро-
микроскопа «Эпигност»: окуляр — система лииз,
обращенная к глазам; объектив — система
линз, обращенная к объекту; штатив — по
сути своей корпус микроскопа без оптиче-
ческой системы; конденсор — система линз
в микроскопе, используемая для освещения
рассматриваемого или проецируемого пред-
предмета; конструкция конденсора тем сложнее,
чем больше его апертура; тубус — предназ-
предназначен для осуществления механической свя-
связи объектива и окуляра; в своей средней
части тубус соединен со штативом; в верх-
верхней части тубуса расположен окуляр; в
нижней части — объектив; зеркало служит
для поворота освещающего пучка лучей и
перевода его в пучок, дающий изображение;
диафрагмы — все виды калиброванных от-
отверстий, обеспечивающие регламентирован-
регламентированный выход пучков лучей.
5
2
РисШО
Рис. 1.459—1.461. Схема хода лучей в микро-
микроскопе без тубуса A.459), с тубусом A.460), с
тубусом и системой для микрофотографии
(рис. 1.461):
I — окуляр; 2 — объектив; 3 — проекционное
устройство (проектив); 4 — фотоокуляр; 5 —
система тубуса
173

Кроме того, имеются: предметный столик,
ручка поворота столика; осветительное уст-
устройство.
Схема хода лучей в микроскопе дана на
рис. 1.459—1.461. Объект у расположен в
фокальной плоскости объектива; последний
дает первичное промежуточное изображение
у' в бесконечности. Тубусиая система на-
находится в фокальной плоскости объектива
и преобразует у' в • другое промежуточное
изображение у", которое лежит в фокаль-
фокальной плоскости тубусной системы. Плос-
Плоскость изображения тубусной системы сов-
совпадает с фокальной плоскостью окуляра,
так что окуляр дает увеличенную картину
у" в бесконечности. Окончательное изобра-
изображение фиксируется на сетчатке глаза.
В этом случае возможно только субъектив-
субъективное наблюдение.
Для получения фотоснимков и проекции
на матовое стекло окончательное изображе-
изображение должно быть на определенном расстоя-
расстоянии от системы линз. Для зтого- окуляр
сдвигают таким образом, чтобы промежу-
промежуточное изображение находилось между
одинарным и двойным фокусными расстоя-
расстояниями окуляра. Окончательное изображе-
изображение у'" получается за двойным фокусным
расстоянием окуляра. В этом случае ис-
используют фотоокуляр или проекционный
объектив (проектив), причем фокусное рас-
ность равномерного освещения объекта, а
также возможность изменения апертуры
освещения путем изменения степени откры-
открытия диафрагмы. Поле освещения диаф-
диафрагмы LB с помощью Ь1г и объектива Об
передается на объекты (плоскость шлифа).
Таким образом, изменяя диафрагму, можно
согласовать величину освещенного поля
объекта и видимой в микроскопе части объ-
объекта, а рассеяние и блики подавить.
Некоторые обозначения: М — масштаб
изображения; представляет отношение ве-
величины изображения у' к величине объек-
объекта у; М=у'1у задается, например, М= 100:1;
V — увеличение.
Мнимый размер объекта является функ-
функцией угла поля зрения, под которым на-
наблюдается объект (рис. 1.463 [43]):
где <р — угол поля зрения; g — расстояние
до объекта; у — величина объекта; г\ — ве-
величина изображения, получаемого на сет-
сетчатке.
Мнимая величина может быть представ-
представлена только в угловых единицах.
С оптико-геометрической точки зрения
назначение микроскопа состоит в увеличе-
увеличении угла зрения:
V=tgiJ)/tgp.
КО
Рис. 1.462
/ — тубус; 2 — объектив
стояние для окуляра составляет бесконеч-
бесконечность.
Для проектива фокусное расстояние —
величина конечная. Принцип освещения по
Кёлеру (дуговой лампой, рис. 1.462 [112])
должен удовлетворять следующим требо-
требованиям: обеспечивать равномерное и доста-
достаточно сильное освещение объекта; отсутст-
отсутствие рассеяния света и отражений; обеспе-
обеспечивать оптимальное согласование направле-
направления падающего излучения освещенной
цифровой апертуры с управлением и пучка
лучей с объективом и окуляром.
Согласно схеме на рис. 1.462 собиратель-
собирательная линза КО отображает источник све-
света L на апертурной диафрагме. Линзы Li,
и Ы2 после отражения дают изображение
апертуриого отверстия в фокусной плоско-
плоскости объектива F^ на стеклянной пластине
Р1. Благодаря этому реализуется возмож-
Умикроскопа представляет собой отношение
угла поля зрения ф при наличии микроско-
микроскопа к углу поля зрения р без микроскопа
или отношение двух угловых величин (угол
зрения или мнимые размеры объекта):
Мнимый размер объекта при наблюде-
наблюдении с помощью микроскопа
V —¦
Мнимый размер объекта при наблюде-
наблюдении 1еЕссружекньщ глазом
Рис. 1.463
174

V—отношение линейных размеров пред-
предмета, полученных на сетчатке с примене-
применением микроскопа и без него. Это так назы-
называемое субъективное увеличение:
У г)' tgtf Y' g
^~~ tgp = gY ~
При визуальном наблюдении увеличива-
увеличивающее действие микроскопа однозначно оп-
определяется увеличением V. При проециро-
проецировании на матовое стекло или микрофото-
микрофотографировании размер изображения по от-
отношению к размеру объекта определяется
масштабом изображения М.
Vb — наблюдаемое увеличение. Мнимый
размер изображения на матовой пластине
также зависит от угла поля зрения и рас-
расстояния от наблюдаемого предмета. От-
Отсюда можно определить наблюдаемое уве-
увеличение:
V =Л
в W
250
W
Здесь Ор — угол поля зрения при любом
удалении предмета; @р)о— угол поля зре-
зрения при наблюдении на стандартном рас-
расстоянии В?о=25О мм. W — расстояние от
точки наблюдения.
tg (cp )„ =
= У/250.
Ve — окончательное увеличение; харак-
характеризует изображение, которое наблюда-
наблюдатель видит на матовом стекле микроскопа:
YIWn или
V =-
VeM — с учетом масштаба, когда изо-
изображение на матовом стекле наблюдается
при стандартном расстоянии 250 мм.
Уравнения для расчета V и М
Увеличение при субъективном наблюде-
наблюдении:
/ — фокусное расстояние реальной систе-
системы линз.
250 fiub 250
fob 250 foh '
v = vobvtubvok,
где Vob — увеличение объектива (выграви-
(выгравировано на оправе объектива, например,
ЮХ); Vt-иь — тубусный коэффициент (вы-
(выгравирован на верхней части тубуса, на-
например 2Х; будет равен 1, если фокусное
расстояние тубусиой системы 250 мм);
Уоь — увеличение окуляра (выгравировано
на оправке окуляра).
Масштаб изображения при применении
проектива (при получении проекции на
матовое стекло) и неизменном расстоянии
между плоскостью изображения и проек-
тивом (длина камеры):
Л1Роьз—масштаб изображения проекци-
проекционного проектива (выгравирован на опра-
оправе).
Масштаб изображения при применении
проектива и камеры переменной длины:
M=*VobVtubVohKf250=V(K/250), где К —
оптическая длина камеры (может изменять-
изменяться при растяжении гармошки).
Максимальное увеличение, которое мож-
можно получить в видимом свете, составляет
около 2000.
Длины волны видимого света лежат в
пределах от 790 до 390 нм и составляют
для различных цветов:
3
«С
О
r? t* а: у м
p, o. » 5 о |
W О R m u, e
790—630 .. .580 .. .560 .. .480 .. .420 .. .390
Цифровая апертура равна .A=nsin0,
где п — коэффициент преломления среды
между предметом и передней лиизой обь-
ектива; 0 — половина угла раствора свето-
светового пучка, попадающего в объектив.
Разрешающая способность микроскопа:
d — К/ А = К/п sin a,
она характеризуется наименьшим рассто-
расстоянием d, иа котором еще можно различать
два предмета на изображении. Чем мень-
меньше d, тем больше разрешающая способ-
способность. Последняя увеличивается с умень-
уменьшением длины волны, поскольку d пропор-
пропорционально длине волны. Уменьшить длину
волны можно путем применения фильтров.
Увеличить апертуру можно путем исполь-
использования иммерсионной системы (вместо
сухой).
Сухая система предста