МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ
И ТЕРМИЧЕСКАЯ
ОБРАБОТКА
СТАЛИСПРАВОЧНИКТо м 1ИЗДАНИЕ ВТОРОЕ,
ПЕРЕРАБОТАННОЕ И ДОПОЛНЕННОЕПод редакцией
М. Л. Бернштейна и А. Г РахштадтаГОСУДАРСТВЕННОЕНАУЧНО-ТЕХНИЧЕСКОЕ ИЗДАТЕЛЬСТВО
ЛИТЕРАТУРЫ ПО ЧЕРНОЙ И ЦВЕТНОЙ МЕТАЛЛУРГИИМосква 1961
АННОТАЦИЯВ Справочнике приведены основные сведения о методах ис¬
следования и испытания металлических сплавов. В отличие
от первого издания эти разделы дополнены изложением сов¬
ременных физических методов исследования (применение ра¬
диоактивных изотопов, интроскопия, внутреннее трение, ядер-
ный магнитный резонанс и др.). Данные о строении стали и о
диаграммах состояния приведены с учетом исследований по¬
следних лет. Значительно расширены разделы теории и прак¬
тики термической обработки стали: вновь даны главы о тер¬
мической обработке стальных полуфабрикатов, выпускаемых
металлургическими заводами, листов, труб и др. Имеются
справочные данные: режимы термической обработки различ¬
ных сталей, диаграммы изотермических превращений, прока-
ливаемости, изменения механических свойств в зависимости
от режимов термической обработки и ряд других.Отдельно рассмотрены вопросы термической и химико-тер¬
мической обработки поверхностных слоев изделий, получившей
на наших заводах широкое распространение. Разделу хими¬
ко-термической обработки предшествует обзор современных
теорий диффузии по данным отечественной и зарубежной
науки.В Справочнике дана подробная характеристика различных
сортов стали и особенно легированной; большое внимание
уделено стали и сплавам с особыми физическими и химичес¬
кими свойствами, получающим значительное применение в
ряде специальных отраслей современного машиностроения.
Даны основные сведения об оборудовании и технологии тер¬
мической обработки; подробно освещены прогрессивные мето¬
ды обработки, предусматривающие применение автоматиза¬
ции, комплексных агрегатов и создание поточных линий.Справочник предназначен для инженерно-технических ра¬
ботников металлургических и машиностроительных заводов,
лабораторий и научно-исследовательских институтов, а также
может быть использован студентами высших учебных заве¬
дений.
Посвящаетсясветлой памяти
выдающегося советского ученого
академика
НИКОЛАЯ ТИМОФЕЕВИЧА ГУДЦОВА
инициатора и научного редактора
первого издания Справочника
АВТОРЫ ПЕРВОГО ТОМАКанд. техн. наук М. Л. БЕРНШТЕЙН, докт. техн. наук С. 3. БОКШТЕИН*
докт. техн. наук А. М. БОРЗДЫКА, чл.-корр. АН УССР К. П. БУНИН,
канд. техн. наук Д. К. БУТАКОВ, канд. техн. наук М. И. ВИНОГРАД,
докт. техн. наук Ю. А. ГЕЛЛЕР, канд. техн. наук С. С. ГОРЕЛИК, канд.
техн. наук В. К. ГРИГОРОВИЧ, докт. хим. наук А. А. ЖУХОВИЦКИИ, докт.
техн. наук И. Н. КИДИН, инж. С. X. КИПНИС, канд. техн. наукВ.	Г КОРИЦКИЙ, акад. Г. В. КУРДЮМОВ, докт. техн. наук Б. Г. ЛИВШИЦ,
канд. техн. наук В. Г. ЛЮТЦАУ, канд. техн. наук Я. Н. МАЛИНОЧКА,
канд. техн. наук К. А. МАЛЫШЕВ, докт. техн. наук В. С. МЕСЬКИН,
инж. Т. Э. МИНГИН, докт. техн. наук Л. С. МОРОЗ, чл.-корр. АН СССР
И. А. ОДИНГ, докт. техн. наук П. К. ОЩЕПКОВ, докт. техн. наукГ. И. ПОГОДИН-АЛЕКСЕЕВ, докт. техн. наук 1 А. А. ПОПОВ |, канд. техн.
наук Н. М. ПОПОВА, канд. техн. наук А. Г. РАХШТАДТ, докт. техн. наук
Б. М. РОВИНСКИИ, канд. техн. наук И. Л. РОГЕЛЬБЕРГ, докт. техн.
наук В. Д. САДОВСКИЙ, доц. С. А. САЛТЫКОВ, канд. техн. наукН.	Д. СОБОЛЕВ, акад. УССР К. Ф. СТАРОДУБОВ, докт. техн. наук
Я. С. УМАНСКИЙ, канд. техн. наук Л. М. УТЕВСКИЙ, докт. физ.-мат. наук
Б. Н. ФИНКЕЛЫНТЕЙН, докт. техн. наук Я. Б. ФРИДМАН, докт. техн.
наук М. М. ХРУЩОВ, канд. техн. наук Л. М. ШКОЛЬНИК, канд. техн.
наук Д. С. ШРАЙБЕР, канд. техн. наук Г. К. ШРЕЙБЕР, инж.
М. А. ШТРЕМЕЛЬ, докт. техн. наук Н. П. ЩАПОВ, докт, техн. наук
Р. И. ЭНТИН, канд. физ.-мат. наук А. А. ЮДИН.
ОГЛАВЛЕНИЕПредисловие ко второму изданию 12
РАЗДЕЛ IМЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ
И ИССЛЕДОВАНИЙГлава 1. Механические испытания
металлов (Я. Б. Фридман иH.	Д. Соболев)	13I.	Механические свойства металлов	13
Деформация и разрушение .	13
Основные стадии процесса де¬
формации 			13Основные -закономерности уп¬
ругой деформации, пластиче¬
ской деформации и разру¬
шения 	 14Хрупкое и пластичное состоя¬
ния материалов 	 16Механические свойства матери¬
алов 	 16Изучение закономерностей де¬
формации при различных ме¬
ханических условиях нагру¬
жения 	 16Влияние внутренних факторов
на механические свойства 17
Влияние внешних физико-хи¬
мических условий нагружения
на механические свойства 17
Связь между различными ме¬
ханическими свойствами	182.	Статические испытания 19
Испытание на растяжение ... 19
Другие статические испытания 24
Определение твердости 28
Механические свойства при
длительных статических на¬
грузках 33Глава 2. Динамические испытания
металлов (Г. И. Погодин-Алексе¬
ев) 		 351.	Назначение и методика удар¬
ных испытаний 	 35Назначение ударных испыта¬
ний 					 35Размеры и форма образцов . 3 5
Копры для испытаний на удар 36
Определение характеристик
прочности и пластичности
при ударе 	 382.	Свойства стали при ударном на¬
гружении	39Общие сведения 	 39Повышение стойкости противразрушения при ударе	 39Влияние скорости нагружения
на прочность и пластичностьстали 	 40Зоны хрупкости стали	41Глава 3. Методы испытания на из¬
нашивание (М. М. Хрущов) 	 421.	Износостойкость как свойствоматериала, подлежащее оценке 422.	Испытание на изнашивание в
условиях эксплуатации машин 433.	Лабораторные испытания на
изнашивание 	 444.	Машины для испытания на из¬
нашивание	45Глава 4. Методы определенияостаточных напряжений (Г /С.Шрейбер) 		491.	Общие сведения 	 492.	Определение остаточных напря¬
жений в цилиндрических телах 50Способ Закса 	 50Способ Н. Н. Давиденкова 52
Способ Н. В. Калакуцкого ... 53
Способ Н. В. Калакуцкого, ви¬
доизмененный Н. Н. Дави-денковым 	 55Другие способы определения
остаточных напряжений ... 553.	Определение остаточных на¬
пряжений в призматических те¬
лах (брусья, пластины) 	 564.	Определение остаточных напря¬
жений в поверхностных слоях
деталей 	 57Глава 5. Методы испытания наусталость (Н. /7. Щапов и Л. М.Школьник) 			 591.	Явление усталости металлов . 592.	Параметры, характеризующие
циклическое нагружение 	 603.	Характеристики, определяемые
при испытании на выносливость 604.	Обработка результатов испыта¬
ний 	 615.	Методы определения предела
выносливости 	 636.	Влияние различных факторов
на циклическую прочность и
учет ее при расчете деталей . 667.	Статистическая связь между
пределом выносливости и меха¬
ническими свойствами	71
ОГЛАВЛЕНИЕ68.	Машины для испытания на вы¬
носливость	72Глава 6. Механические испытания
при пониженных температурах
(Л. С. Мороз)	771.	Явление хладноломкости 	 772.	Важнейшие экспериментальные
данные о влиянии различных
факторов на хладноломкость
стали		 79Влияние характера напряжен¬
ного состояния, состояния по¬
верхности, размера образцов
на хладноломкость. Влияние
скорости деформации на кри¬
тическую температуру хруп¬
кости 			 79Влияние холодной деформации
на критическую температурухрупкости стали 	 80Влияние величины зерна нахладноломкость 	 80Влияние химического состава
стали на хладноломкость 81
Влияние термической обработки
/стали на ее хладноломкость 82Глава 7. Водородная хрупкость
стали (Л. С. Мороз и Т. Э. Мингин) 841.	Условия водородного охрупчива¬ния стальных изделий	842.	Факторы, определяющие раство¬
римость водорода 	 843.	Состояние водорода в кристал¬
лической решетке	854.	Влияние водорода на механи¬
ческие свойства стали	86Глава 8. Механические испытания
при высоких температурах (А. М.Борздыка) 		901.	Общеметодические вопросы	90
Методы нагрева образцов	90
Методы регулирования и изме¬
рения температуры 		91Измерение малых деформаций	922.	Испытание на растяжение при
высоких температурах	93Образцы для испытаний	93
Нагружающие механизмы иприспособления	93Пёчи и терморегуляторы	93Измерение деформаций	94Проведение испытаний 		94Обработка результатов испы¬
таний 		963.	Испытания на ползучесть и
длительную прочность 		97Образцы для испытаний	98Нагружающие механизмы	99Печи и терморегуляторы	102Измерение деформаций	ЮЗПроведение испытаний 		104Обработка результатов испы¬
таний .,					1054.	Определение длительной пла¬стичности и чувствительности к
концентрации напряжений 109
Длительная пластичность ... 109
Чувствительность к концентра¬
ции напряжений 	 1125.	Испытание на релаксацию на¬
пряжений 	 114Нагружающие механизмы ... 114
Проведение испытаний и обра¬
ботка результатов 	 1156.	Испытание на кручение при вы¬
соких температурах 	116Образцы для испытаний 116
Нагружающие механизмы 116
Печи и терморегуляторы 117
Измерение деформаций 117
Обработка результатов	 1187.	Испытание на изгиб при высо¬
ких температурах 	 1188.	Испытание на усталость при вы¬
соких температурах 	 119Машины и образцы для испы¬
таний 	 119Обработка и оценка результа¬
тов 	 1219.	Определение горячей твердости	123
Методы испытаний	123Аппаратура 		124Проведение испытаний	125Оценка результатов 		12610.	Испытания на термостойкость	126Глава 9. Макро- и микроанализ
(ТО. А. Геллер и А. Г Рахштадт) 1281.	Макроскопический анализ (мак¬роанализ) 	 1282.	Микроскопический анализ (мик¬
роанализ) 	 129Область использования микро¬
анализа 		 129Приготовление микрошлифов 130
Изучение микроструктуры ... 132
Методы свегговой микроскопии 151Глава 10. Химические методы фа¬
зового анализа стали (Н. М. Попо¬
ва) 	 1591.	Методы выделения и анализа
карбидной фазы 	 159Определение карбидной фазы в
углеродистых и низколегиро¬
ванных сталях 	 159Выделение карбидов из хроми¬
стых сталей	 160Определение карбидной фазы
в быстрорежущей стали ... 160
Определение карбидной, фазы в
аустенитных хромоникелевыхсталях 	 160Определение карбидной фазы
в высокохромистых сталях . 160
Выделение карбидов из жаро¬
прочных сталей и сплавов на
железной и никелевой основе 1602.	Дифференцированный карбид¬
ный анализ 			‘	 1613.	Дифференцированное определе¬
ние углерода	161
ОГЛАВЛЕНИЕ74.	Методы выделения интерметал-
лидных фаз 	 1625.	Определение боридов и карбо-
боридов в стали 	 1636.	Определение нитридов и кар-
бонитридов 	 1637.	Методы выделения окислов,
сульфидов, фосфидов металлов
совместно с карбидами	1638.	Определение глинозема по ме¬
тоду Герти 	 1649.	Определение неметаллических
включений хлорным методом 164Глава 11. Электронная микроско¬
пия и электронография (Л. М.Утевский) 	 1651.	Электронные микроскопы	 165Просвечивающий электронныймикроскоп 	 165Отражательный электронныймикроскоп 	 167Эмиссионный электронный мик¬
роскоп 	 168Растровый электронный микро¬
скоп 	 168Электронограф 	 1682.	Методы электронномикроскопи¬
ческого и электронографического
исследования металлов 	 168Прямое исследование объектов,
«прозрачных» для электронов 169
Прямое исследование объектов,
«непрозрачных» для элек¬
тронов 171
Косвенное исследование в элек¬
тронном микроскопе 	 172Полупрямое электронномикро¬
скопическое и электроногра¬
фическое исследование гете-
рофазных сплавов 	 1743.	Некоторые практические указа¬
ния	175Глава 12. Рентгеновская микроско¬
пия (Б. М. Ровинский и В. Г. Лют-
цау) 	 1771.	Способы получения рентгенов¬
ского теневого изображения .. 1772.	Техника рентгеновской теневой
микроскопии	179Глава 13. Рентгеноструктурный
анализ поликристаллов (Я. С. У май¬
ский и С. С. Горелик) 	 1821.	Элементы структурной кристал¬
лографии ..	1822.	Стереографические проекции
(СП)	1863.	Принцип и методика рентгено¬
структурного анализа поликри¬
сталлов	1894.	Определение межплоскостных
расстояний и размеров элемен¬
тарной ячейки (периодов ре¬
шетки) 		 1945.	Основные области применения 1966.	Рентгеновские трубки, аппара¬ты и камеры для структурного
анализа	208Глава 14. Физические методы ис¬
следования (Б. Г Лившиц и А. А.
Юдин) 	 2111.	Электрические свойства 	 212Электрические свойства и ме¬
тоды их измерения	212Применение методов изме¬
рения электрических свойств
к исследованию металлов.. 2152.	Магнитные свойства	 221Магнитные свойства и методыих измерения	 221Применение методов магнитного
анализа к исследованию ме¬
таллов 			 2273.	Тепловые свойства 	229Тепловые свойства металлов иметоды их измерения 	229Применение методов термиче¬
ского анализа к исследова¬
нию металлов	2334.	Объемные свойства 	 238Объемные свойства металлови методы их измерения	238Применение метода измерения
объемных свойств к исследо¬
ванию металлов 	 2405.	Упругие и релаксационныесвойства 	 241Упругие и релаксационныесвойства и методы их изме-.рения241Применение методов измерения
упругих и релаксационных
свойств к изучению металлов 245Глава 15. Контроль металличе¬
ских изделий с помощью проникаю¬
щих излучений (Я. С. Уманский и247излучения247248248249С. С. Горелик)1.	Проникающие
их источники	Рентгеновы лучи
Радиоактивное “уизлУ4611*16-2.	Ослабление рентгеновых
Y-лучей 	3.	Методы регистрации прони¬
кающего излучения. Выбор ре¬
жимов просвечивания 	 251Фотографический метод	251Выбор режима просвечивания 253
Метод ксерорадиографии
(электрорадиографии) 255
Визуальный метод 256
Ионизационный метод 	2574.	Основные области примененияпросвечивания 	5.	Рентгеновские трубки. Anna
раты для просвечивания	6.	Защита от рентгеновых и \-лу
чей и элементы техники безо
пасно стиГлава 16. Радиоспектроскопия
чистых металлов и сплавов (Метод257260262
8ОГЛАВЛЕНИЕядерного магнитного резонанса)(Б. Н. Финкелыитейн)	 2631.	Физические основы	2632.	Экспериментальные методы 270Глава 17. Спектральный анализ(5. Г Корицкий)		 275Глава 18. Интроскопия металлов
(77. К. Ощепков)	 283Глава 19. Физические методы
контроля (дефектоскопия) металлов(Д. С Шрайбер)	 2871.	Магнитные методы контроля 287
Магнитная дефектоскопия 288
Магнитный отрывной методизмерения толщины покры¬
тий (магнитная толщемет-рия) 	 290Магнитоструктурный анализ 2912.	Люминесцентный метод конт¬
роля 	 2913.	Ультразвуковой метод конт¬
роля 	 293Теневой метод	293Импульсный эхо-метод	294Резонансный ультразвуковой
метод 	 2974.	Электроиндуктивный метод
(метод вихревых токов) 	 2975.	Термоэлектрический метод конт¬
роля	298Глава 20. Изломы стали (В. Д. Са¬
довский,, К. А. Малышев, Д. К. Бу¬
таков) 	 3001.	Значение оценки вида излома
стали 	 3002.	Влияние термической обра¬
ботки на вид излома горяче-
деформированной стали	3013.	Нафталинистый излом	3024.	Камневидный излом	3045.	Изломы литой стали	 3056.	Оценка неполадок технологиче¬
ского процесса по виду излома 308Глава 21. Метод радиоактивных
изотопов (С. 3. Бокштейн и
А. А. Жуховицкий)	 301.	Методы измерения радиоак¬
тивности 	 3092.	Дозиметрия и техника безопас¬
ности /		 3103.	Выбор радиоактивных изотопов 3114.	Исследование распределения
компонентов в сплавах 	 3135.	Исследование процессов диф¬
фузии 	 3146.	Исследование термодинамиче¬
ских характеристик	3187.	Фазовый анализ 	 3208.	Исследование металлургических
процессов	320Глава 22. Статистические методы
в металловедении (количественная
и стереометрическая металлогра¬
фия) (С. А. Салтыков)	3211.	Определение фазового (струк¬
турного) состава сплава 	 322Точечный метод А. А. Глаго¬
лева 	 322Линейный метод А. Розиваля 323
Планиметрический * метод М.
Делесса 	 3242.	Измерение протяженности гра¬
ничных поверхностей	 324Метод случайных секущихС. А. Салтыкова	 324Метод направленных секущихС. А. Салтыкова 	 325Метод направленных секущихА.	Г. Спектора	 326Оценка толщины пограничнойзоны 	 327Оценка протяженности линей¬
ных элементов структуры.. 3283.	Определение числа зерен в плос¬
кости шлифа	 3284.	Определение числа зерен в объ¬
еме сплава	 329Метод Э. Шайля	 329Метод В. Джонсона — С. А.Салтыкова 	 331Метод хорд А. Г. Спектора.. 335
Метод обратных диаметровС.	А. Салтыкова	 3355.	Оценка элементов формы мик¬
роскопических частиц	335Глава 23. Металлургический конт¬
роль качества (Ж И. Виноград),. 3361.	Общая схема контроля	3362.	Химический анализ	 3373.	Осмотр поверхности слитюов, за¬
готовки и готовых изделий	3374.	Испытание на осадку 	 3405.	Отрезка прибыльной части
слитка 	 3406.	Чувствительность к закалке 3407.	Макроструктура стали 	 340Продольный закаленный излом 342
Поперечный излом	3428.	Определение волосовин	3429.	Неметаллические включения	34310.	Склонность к росту зерна 	 34311.	Оценка пластичности стали принагреве 	 344Проба на ковкость	344Прокатка на клин 	 344Кручение при высоких темпера¬
турах	34512.	Микроструктура стали 	 34513.	Определение внутренних поро¬
ков 	 34614.	Межкристаллитная коррозия не¬
ржавеющей стали 	 34615.	Механические свойства 	 36216.	Магнитные и электрические
свойства	362РАЗДЕЛ IIСТРОЕНИЕ СТАЛИГлава 24. Строение и свойства
реальных кристаллов (Я. А. Одинг) 363
ОГЛАВЛЕНИЕ91.	Теория дислокаций	 363Виды несовершенств кристал¬
лической решетки 	 364Движение дислокаций	 367Силовое поле и энергия дис¬
локации 369
Силы, действующие на дисло¬
кации 	 370Образование дислокаций	 371Пересечение дислокаций	 374Дислокационные реакции.... 377
Реальное сопротивление дви¬
жению дислокаций 	 3782.	Применение теории дислокаций
к исследованию свойств метал¬
лов	379Предел упругости	379Зуб площадки текучести	379Механическое старение	380Синеломкость стали	380Упрочнение и диаграмма де¬
формации	380
Внутреннее трение 381Усталость металлов	 382Ползучесть металлов	382Длительная прочность ме¬
таллов	383
Новые принципы повышенияпрочности 		 384Роль дислокаций в фазовых
превращениях и структурных
изменениях	385Глава 25. Периодическая система
Д. И. Менделеева, структура и
свойства элементов (В. К. Григоро¬
вич) 		 3871.	Структура периодической си¬
стемы	3882.	Строение атомов и периодиче¬
ская система Д. И. Менделеева 3923.	Основные закономерности кри¬
сталлического строения элемен¬
тов	396
Межатомная связь. 396
Кристаллическое строение эле¬
ментов 3974.	Свойства элементов и их
периодическое изменение с воз¬
растанием атомного номера	 414Глава 26. Строение сплавов железа
с углеродом (К. П. Бунин и
Я. Н. Малиночка)	437Глава 27. Двойные диаграммы
состояния 	 4501.	Диаграммы состояния двойных
систем железо — легирующий
элемент (С. X. Кипнис иИ. Л. Рогельберг)	 450Железо — азот 		450Железо — алюминий	451Железо — аргон	453Железо — барий 	 453Железо — бериллий	454Железо — бор 	 454Железо — ванадий	456Железо — висмут	456Железо — водород 		456Железо — вольфрам {	457Железо — гадолиний	457Железо — галлий	458Железо — гафний	458Железо — гелий 		458Железо — германий	458Железо — дейтерий	459Железо — золото	459Железо — иридий	460Железо — иттрий	460Железо — кадмий	460Железо — калий	460Железо — кальций	460Железо — кислород	461Железо — кобальт	462Железо — кремний	463Жачезо — криптон 	464Железо — литий	464Железо — марганец	464Железо — медь 		465Железо — молибден	467Желеяо — мышьяк	467Железо — натрий	^ь8Железо — никель	468Железо — ниобий	469Железо — олово	471Железо — осмий 		472Железо — палладий	472Железо — платина 		472Железо — плутоний	474Железо — радон	475Железо — рений	475Железо — родий	475Железо — ртуть 		475Железо — рубидий	476Железо — рутений	476Железо — свинец	476Железо — селен	477Железо — сера	477Железо — серебро	479Железо — скандий	479Железо — стронций	479Железо — сурьма	479Железо — таллий	480Железо — тантал	480Железо — теллур	481Железо — титан	482Железо — торий	483Железо — уран	483Железо — фосфор	484Железо — хром	485Железо — цезий	486Железо — церий	486Железо — цинк 		486Железо — цирконий 		4882.	Диаграммы состояния двойных
систем легирующий элемент —углерод 		488Алюминий — углерод	488Ванадий — углерод	489Вольфрам — углерод	489Кобальт — углерод	489Кремний — углерод	490Марганец — углерод	491Медь — углерод 		492Молибден — углерод	492Никель — углерод	492
10ОГЛАВЛЕНИЕНиобий — углерод
Титан — углерод
Хром — углеродЦирконий — углерод 	3.	Диаграммы состояния двой¬
ных систем легирующий эле¬
мент — бор 	Алюминий — бор
Ванадий — бор
Вольфрам — бор
Кобальт — бор
Кремний — борМедь — бор 	Марганец — бор
Молибден — бор
Никель — бор
Ниобий — бор
Титан — бор
Хром — бор
Цирконий — бор493493494495495
4S5496
496496497
497497498499500500501
5014.	Диаграммы состояния двойных
систем легирующий элемент —
азот 	 	 502Алюминий — азот
Ванадий — азот
Вольфрам — азот
Кобальт — азот
Кремний — азот
Марганец — азот
Медь — азот
Молибден — азот
Никель — азот
Ниобий — азот
Титан — азотХром — азот 	Цирконий — азот502502503
503
5035035045045055055065065075.	Диаграммы состояния двойных
систем * легирующий элемент —кислород 508
Алюминий — кислород
Ванадий — кислород
Вольфрам — кислород
Кобальт — кислород
Медь — кислород
Никель — кислород
Ниобий — кислород
Титан — кислород
Хром — кислород
Цирконий — кислород 	6.	Диаграммы состояния двойных
систем легирующий элемент —
водород 		Алюминий — водород
Ванадий — водород
Вольфрам — водород
Кобальт — водород
Марганец — водород
Медь — водород
Молибден — водород
Никель — водород
Ниобий — водород50850850951051051151251251351451551551551551551551551616516Титан — водород	517Хром — водород 	 518тт	•	518Цирконий — водородГлава 28. Диаграммы состояния
тройных систем железа (И. Л. Ро-гельберг)518Железо — углерод — азот 		518Железо — углерод — алюминий .	519Железо — углерод — бор		521Железо — углерод — ванадий	521Железо — углерод — вольфрам	523Железо — углерод — кобальт	525Железо — углерод — кремний	525Железо — углерод — марганец	528Железо — углерод — медь	531Железо — углерод — молибден	531Железо — углерод — мышьяк	535Железо — углерод — никель	536Железо — углерод — ниобий	536Железо — углерод — сера	540Железо — углерод — фосфор	541Железо — углерод — хром	544Железо — углерод — титан		550Железо — углерод — цирконий	554Железо — хром — марганец	556Железо — никель — хром	559Глава 29. Фазы легированной ста¬
ли (В. С. Меськин)	 5631.	Твердые растворы	 5632.	Сверхструктуры 	 5653.	Химические соединения с пре¬
обладающей металлической свя¬
зью 	 5654.	Неметаллические фазы	568РАЗДЕЛ IIIТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ
ОБРАБОТКИГлава 30. Полиморфные превра¬
щения (М. Л. Бернштейн)	 570Глава 31. Теория диффузии(А. А. Жуховицкий) 	582Глава 32. Образование аустенита
при нагреве стали (И. Н. Кидин и
М. А. Штремель)	592Глава 33. Превращения аустенита
при охлаждении (Р. Я. Энтин).. 5981.	Общие сведения 	 5982.	Превращение аустенита в пер¬
лит		 6003.	Процессы карбидообразования
при превращении аустенита.... 6054.	Кинетика полиморфного пре¬
вращения железа 	 6065.	Превращения аустенита в сред¬
ней области	608Некоторые закономерности ки¬
нетики 	 608Элементарные реакции, струк¬
тура и состав продуктов
превращения аустенита в
средней области 609
К теории промежуточного пре¬
вращения 	 6136.	Причины влияния легирующих
элементов на кинетику превра¬
щений аустенита	 6137.	Превращение аустенита при не¬
прерывном охлаждении	614
ОГЛАВЛЕНИЕ11Глава 34. Диаграммы кинетики
превращений переохлажденного ау-
стенита (В. Д. Садовский и А. А.
Попов)	6161.	Значение кинетических диа¬
грамм превращений переохлаж¬
денного аустенита 	 6162.	Методы изображения кинетиче¬
ских диаграмм 	 6163.	Основные разновидности диа¬
грамм кинетики изотермических
превращений аустенита 	 6184.	Термокинетические диаграммы
распада переохлажденного
аустенита	623Глава 35. Мартенситные превраще¬
ния (Г. В. Курдюмов)	6701.	Введение	6702.	Мартенсит 	 671Кристаллическая решетка мар¬
тенсита 	 671Особенности строения закален¬
ной малоуглеродистой стали 673
Статические смещения (иска¬
жения третьего рода) и силысвязи 		 674Области I когерентного рассея¬
ния и искажения второго ро¬
да 	 674Природа высокой твердости
закаленной стали	6755.	Превращение аустенита в мар¬
тенсит 		676Превращение при охлаждении 676
Изотермическое превращение.. 677
Влияние пластической дефор¬
мации	677Стабилизация аустенита 	 679Кристаллография превращения 6794.	Мартенситные превращения вметаллах и сплавах	 680-5. О природе мартенситных пре¬
вращений 680
Причины и движущие силы пре¬
вращения 	 680Механизм превращения	682Температурная зависимость ско¬
рости превращения	684
Причины распространения пре¬
вращения на область темпе¬
ратур .. 687Т л а в а 36. Теория отпуска зака¬
ленной стали (X Ф. Стародубов) 6911.	Процессы, протекающие в за¬
каленной стали при отпуске 692
Первая стадия отпуска (первая
стадия распада мартенсита) 692
Вторая стадия отпуска (вторая
стадия распада мартенсита) 693
Распад остаточного аустенита
(«второе превращение» приотпуске) 	 694'О состоянии карбидной фазыв отпущенной стали 	 694Третья стадия отпуска («третье
превращение»)	695Четвертая стадия отпуска .... 6962.	Изменение микроструктуры /и
свойств при отпуске	697Изменение микроструктуры.... 697
Изменение свойств 	 6983.	Влияние легирующих элемен¬
тов 	 7024.	Отпускная хрупкость 	 704Необратимая низкотемператур¬
ная отпускная хрупкость	 704Необратимая высокотемпера¬
турная отпускная хрупкость 704
Обратимая отпускная хрупкость 704
Глава 37. Наклеп (С. С. Горелик)1.	Структурные изменения при
наклепеВнутризеренная сдвиговая деформация 	Пластическая деформация двой
никованиемТекстуры деформации 	Деформационные макрона
пряжения 			2.	Влияние наклепа на механиче¬
ские и физические свойстваМеханические свойства
Электросопротивление
Магнитные свойстваПлотность 	Сопротивление коррозии3.	Влияние наклепа на фазовые и
структурные превращенияГлава 38. Отдых и рекристаллиза¬
ция (С. С. Горелик) 	1.	Общая характеристика процес¬
сов, идущих при нагреве накле¬
панного металла	723Отдых 			 723Первичная рекристаллизация
(рекристаллизация обработки) 724
Собирательная рекристаллиза¬
ция 1 (рост зерен) —	 726Вторичная рекристаллизация 726
Снятие напряжений I рода 	 7272.	Основные факторы, влияющие
на скорость рекристаллизации и
характер конечной структуры.. 727Степень деформации (Я)	728Температура нагрева 	 729Длительность отжига т	730Предварительный отдых	730Скорость нагрева	731Скорость деформации 	 731Нерастворенные примеси и
гетерогенность сплава 731
Толщина изделия 732
Исходная ориентировка и тек¬
стура рекристаллизации 	3.	Диаграммы рекристаллизации4.	Влияние состава сплавов на
скорость протекания и темпера¬
туру начала первичной рекри¬
сталлизации 	 7385.	Изменение свойств при отдыхеи рекристаллизации	7426.	Методы изучения рекристал¬
лизации	745710710712715717717717720720721
721721723732733
ПРЕДИСЛОВИЕ КО ВТОРОМУ ИЗДАНИЮВ последние годы в науке о металлах произошли значительные изменения. Поя¬
вились новые методы исследования, широко используются физические представления-о	строении реальных кристаллов и, наконец, разработаны новые сплавы и методы их
обработки. Это обусловлено тем, что непрерывно развивается и совершенствуется
теоретическая база науки о металлах — физика твердого тела, а практика требует
создания и изучения новых металлов и сплавов.Современное металловедение все больше сближается с металлофизикой, и сейчас-
невозможно представить себе подлинно научных работ в этой области, в которых не
использовались бы достижения современной физики твердого тела. Точно так же ни
одна рациональная технология термической обработки не может не опираться на ос¬
новные теоретические положения научного металловедения.В связи с такими глубокими изменениями, происшедшими в металловедении и
термической обработке, оказалось необходимым предпринять новое издание Справоч¬
ника, в котором отразились бы современные тенденции в развитии этих отраслей зна¬
ний. Естественно, что весь материал Справочника переработан с учетом последних:
достижений отечественной и зарубежной науки и техники. Введены новые главы
«Теория диффузии», «Мартенситные превращения», «Строение и свойства реальных:
кристаллов», «Полиморфные превращения», «Наклеп», «Отдых и рекристаллизация» и
др. В связи с развитием физических методов изучения металлических сплавов зна¬
чительно расширен раздел «Методы испытаний и исследований». В него включены:
новые главы: «Радиоспектроскопия чистых металлов и сплавов», «Метод радиоактив¬
ных изотопов», «Интроскопия металлов» и др.Пересмотрен раздел «Теория термической обработки»: часть глав написана зано¬
во и на более высоком уровне; существенно дополнены главы, в которых освещаются
вопросы практики термической обработки металлических полуфабрикатов, приведены
составы и свойства новых сталей и сплавов.В составлении Справочника принял участие большой авторский коллектив ученых,
и инженеров, имеющих многолетний опыт плодотворной научной и производственной
работы. Это позволяет надеяться, что второе издание Справочника будет ценным по¬
собием для всех, кто занимается созданием и обработкой металлических сплавов, а
также изучением их строения и свойств.
Раздел IМЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙГЛАВА 1МЕХАНИЧЕСКИЕ ИСПЫТАНИЯ МЕТАЛЛОВ1.	МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
МЕТАЛЛОВДеформация и разрушениеЭлементы машин и конструкций, изготов¬
ленные из металлов, их сплавов и других
материалов, под действием приложенных к
ним внешних усилий претерпевают дефор¬
мацию. Деформацией (в механике)
называется процесс изменения взаимного
расположения каких-либо точек твердого
тела в результате механического воздейст-формации тела под воздействием возраста¬
ющей нагрузки. Такая диаграмма обычно
строится по результатам опыта в коорди
натах деформация — сила (рис. 2). Для
металлов и их сплавов диаграмма дефор¬
мации имеет два характерных участка: в
начальной стадии нагружения до опреде¬
ленной нагрузки деформация возрастает
по линейному закону (закон Гука), а затем
зависимость между -силой и деформацией
становится криволинейной. Кривая дефор¬
мации практически обрывается в тот мо¬
мент, когда происходит лавинное разруше-Рис. 1. Изменение
расстояния меж¬
ду точками А и
В при различных
видах деформа¬
ции:а — растяжение;
б — сжатие; в —
сдвигг-:1 #11я \
1111в |11	—I	i1В‘авия (рис. 1). При соответствующих усло¬
виях нагружения деформация может закон¬
читься разрушением, т е. полным или ча¬
стичным нарушением сплошности тела.Деформация может быть обратимой, т. е.
исчезать после снятия нагрузки, вызвавшей
ее, и необратимой <— оставаться после уда¬
ления сил, под действием которых она воз¬
никла. Обратимая деформация называется
упругой, а необратимая — пластиче¬
ской (остаточной) деформацией.Основные стадии процесса
деформацииНаиболее наглядное представление о раз¬
личных стадиях процесса деформации мож¬
но получить, рассматривая диаграмму де-ние тела, и в силу этого нагрузка очень
быстро снимается.Если на первой стадии нагружения при¬
остановить рост силы, а затем снять ее, то
практически деформация полностью исчеза¬
ет. При снятии же нагрузки на второй ста¬
дии исчезает только упругая часть дефор¬
мации.В соответствии с этим весь .процесс де¬
формации целесообразно разделить «а три
последовательно проходящие одна за дру¬
гой стадии:1)	стадия упругих деформаций; зависи¬
мость между силой и деформацией опреде¬
ляется законом Гука;2)	стадия упруго-пластических деформа¬
ций; зависимость между силой и деформа¬
цией определяется кривой, характер кото¬
14МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИрой зависит от свойств материала, усло¬
вий нагружения и выбора координат диаг¬
раммы деформации;3)	стадия разрушения; обычно разруше¬
ние наступает при определенной величине
нагрузки (напряжения).Такое разделение процесса деформации
условно, (поскольку указанные стадии не¬
возможно четко разграничить. Так, в обла-Иачала пластических деформации
в отдельных зернахНачало разрушения _' 	* Разрушение(конец)ыУпруго-пластические
деформацииНачало мцрсобых пласти¬
ческих деформаций
Упругие деформацииДеформация
Рис. 2. Схема процесса деформацииспи практически линейной зависимости ме¬
жду силой и деформацией, т. е. в макро¬
скопически упругой области, металлографи¬
ческими и рентгеновскими методами обна¬
руживается пластическая деформация от¬
дельных зерен поликристаллического ме¬
талла. Эта неоднородность деформации со¬
храняется и в пластической области. Поэ¬
тому задолго до полного разрушения до¬
вольно грубыми методами (нап.ример, наб-Основные закономерности упруго»
деформации, пластической
деформации и разрушенияУпругая деформация, как уже
отмечалось, подчиняется закону Гука, ко¬
торый для одноосного напряженного состо¬
яния записывается так:а3 II = ~jT »где — относительная продольная дефор*
/‘ ^ \мация I £ц “ ~Г> а— нормальное напряже¬
ние в поперечном сечении; Е — модуль уп¬
ругости первого рода.А bПоперечная деформация е = . Коэф-о£фициент Пуассона И-= ——(рис. 3, а),е±Для трехосного напряженного состояния
закон Гука записывается в следующей
форме:£i = "ГГ [^i — р* (а2 + о8)];Ее2 = "ТГ [^2 — ^ (0*1 + ^з)]»Е£з = "ТГ [^з — Р- (а1 + аг)],Егде cl, 02, oz — главные напряжения; ei, е*г
63 — относительные линейные деформации3-hBРис. 3. Закон Гука для различных напряженных состояний:
а — одноосное; б — объемное; в — чистый сдвиглюдением состояния поверхности через би¬
нокулярную лупу) можно обнаружить на
отдельных участках трещины (разрушения
(см. рис. 2).Однако приведенное выше разделение
процесса деформации необходимо я целесо¬
образно, поскольку оно дает возможность
разграничить основные закономерности по¬
ведения материалов при механическом на¬
гружении.по направлениям действия соответствую¬
щих главных напряжений (рис. 3, б).Закон Гука для сдвига записывается так:
тгде т — касательное напряжение: у — отно¬
сительный сдвиг (угол сдвига); G — модуль
упругости второго рода (рис. 3, в).В приведенных выражениях фигурируют
три характеристики упругих свойств мате¬
МЕХАНИЧЕСКИЕ ИСПЫТАНИЯ МЕТАЛЛОВ15риала — £, G и между которыми суще¬
ствует следующая зависимость:2(1 + и)Эти величины целиком характеризуют по¬
ведение изотропного материала в упругой
области и принадлежат к числу наиболее
стабильных механических свойств; они ма¬
ло зависят от небольших /изменений темпе¬
ратуры, изменения содержания легирую-
щих добавок, характера термической обра¬
ботки.Развитие пластической дефор¬
мации1 характеризуется следующими
осн о в ным и з акон ом ерно ст я м и.1.	Непосредственные наблюдения (появ¬
ление линий Людерса, выявление пачек
скольжения металлографическими метода¬
ми) и сопоставление результатов испыта¬
ния металлов при различных напряженных
состояниях свидетельствуют о том, что
пластическая деформация при различных
способах нагружения осуществляется путем
сдвигов, причем максимальные макроскопи¬
ческие сдвиги происходят по плоскостям
действия максимальных касательных напря¬
жений (рис. 4).2.	Процесс развития пластической де¬
формации для данного материала макро¬
скопически описывается полученной из опы¬
та кривой деформации. Во многих случаяхJ.жаРис. 4. Плоскости максимальных сдви¬
гов при пластической деформации:
а — при растяжении; б — при сжатии;
в — при кручениипри построении этой диаграммы в коорди¬
натах, отражающих истинные характеристи¬
ки внутренних сил и деформации, с учетом
изменения размеров (например, в ко¬
ординатах истинные максимальные каса¬
тельные напряжения t макс — истинные
максимальные сдвиги gMaKc )> удается по¬
лучить кривую, которая действительна для
любого напряженного состояния (рис. 5).3.	Если приостановить нагружение на
какой-то стадии пластического деформиро¬
вания и затем снять нагрузку, то линия
разгрузки пойдет по прямой, параллельной
первоначальному прямолинейному участку1	О физической сущности процесса деформа¬
ции кристаллических тел см. т. I, стр. 363.диаграммы, поскольку при снятии нагрузки
исчезает только упругая деформация (за¬
кон Гука). При повторном нагружении кри¬
вая деформации идет по той же прямой ли¬
нии (нарастание упругой деформации) до
тех пор, пока нагрузка не достигнет значе-Рис. 5. Диаграмма деформации силу¬
мина при сжатии, кручении и растя¬
жении:1 — растяжение; 2 — кручение; 3 — сжа¬
тие(Н. М. Бескоровайный и Я. Б. Фрид¬
ман)ния, при котором началась первоначальная
разгрузка. Кривая деформации при даль¬
нейшем нагружении идет также, как она
бы шла без промежуточного разгружения
(рис. 6).Рис. б. Ход деформации в упруго-пла¬
стической стадии при промежуточной
разгрузке и дальнейшем нагружении4.	В упруго-пластической стадии нагру¬
жения объем материала практически не из¬
меняется.Наиболее распространенная точка зрения
на природу макроскопического разруше¬
ния исходит из признания двойственного
характера сопротивления разрушению:
каждый материал в зависимости от условий
деформации может разрушаться от дейст¬
вия растягивающих (нормальных) напря^
жений (путем отрыва) или от действия ка¬
сательных (путем среза). Тот или иной
вид разрушения определяется соотношени¬
ем указанных напряжений (характером
напряженного состояния) и соотношением
сопротивлений материала разрушению пу¬
тем отрыва и среза при данных условиях
16МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИИнагружения (рис. 7). Однако микроскопиче¬
ская картина 'разрушения значительно бо¬
лее сложна и еще недостаточно изучена.РастяжениеОтр1ПСы 6
]]СрезСжатиеJИзгибt'mШКручение6}□сирРис. 7. Виды разрушения образцов при раз¬
личных напряженных состоянияхХрупкое и пластичное состояния
материаловВ зависимости от характера условий на¬
гружения один и тот же материал может
находиться в пластичном и в хрупком со¬
стояниях.При пластичном состоянии ма¬
териала разрушению его предшествует пла¬
стическая деформация большей или мень¬
шей величины.Хрупкому состоянию материала
соответствует разрушение без макроскопи¬
чески заметной пластической деформации.Очевидно, что абсолютно хрупкого раз
рушения нет, поскольку всякому разруше¬
нию всегда предшествует большая илиРис. 8. Диаграммы деформации при хруп¬
ком (чугун), малопластичном и пластич¬
ном (сталь марки 20) разрушении при
растяжениименьшая пластическая деформация. И, го¬
воря о хрупком, или точнее о мал о пла¬
стичном разрушении, имеют в виду раз¬
рушение с относительно малой пластичес¬
кой деформацией (рис. 8).Укажем факторы, которые способствуют
пзреходу материала в хрупкое состояние:1.	Изменение напряженного состояния —
уменьшение доли касательных напряжений
по отношению к растягивающим (например,переход от гладких к надрезанным образцам
и от одноосного’ к объемному растяжению).2.	Понижение температуры.3.	Увеличение скорости нагружения (на¬
пример, переход от статической к ударной
нагрузке).Механические свойства
материаловВеличины, характеризующие 'сопротив¬
ление деформации (выраженные в напря¬
жениях), деформацию (выраженную, на¬
пример, относительным удлинением) и вяз¬
кость (выраженную работой деформации)
на различных стадиях деформирования ма¬
териала, носят название механических ха¬
рактеристик.Изучение закономерностей
деформации при различных
механических условиях нагруженияНа поведение материала существенно
влияет характер приложения внешней на¬
грузки (статический, циклический, удар¬
ный и т. п.).Кроме того, имеет значение схема напря¬
женного состояния. В связи с этим испыта¬
ния проводятся при различных схемах
внешнего силового воздействия (растяже¬
ние, сжатие, изгиб, кручение, испытание на
твердость) и в специфических условиях на¬
гружения.Статические испытани я—испы¬
тания при статическом однократном нагру¬
жении (см. стр. 19). При этих испытаниях
строится кривая деформации (рис. 9, а) в
координатах, соответствующих характеру
напряженного состояния, и определяются
следующие характеристики: упругие посто¬
янные (£, G, jx), характеристики прочно¬
сти (например, при растяжении Gp,Gs,Gb*
5К ) и характеристики пластичности (напри¬
мер, при растяжении 6 и г|э).Испытание на ползучесть—ис¬
пытания при постоянном нагружении (см.
стр. 90). При этих испытаниях строится
кривая ползучести (р'ис. 9, б), показываю¬
щая нарастание . пластической деформации
во времени, и определяется предел ползу¬
чести.Испытания на усталость—испы¬
тания при нагружении, изменяющемся по
величине и направлению (см. стр. 59).
При этих испытаниях строится кривая ус¬
талости (рис. 9, в) и определяется предел
выносливости (усталости).Ударные испытани я—испытания
при однократном ударном нагружении (см.
стр. 35). В этих испытаниях основной ха¬
рактеристикой является работа, затрачивае¬
мая на разрушение образца. Эта работа
графически изображается площадью диаг¬
раммы деформации при ударе (рис. 9, г).
При ударных испытаниях создаются усло¬
вия, способствующие переходу материала в
МЕХАНИЧЕСКИЕ ИСПЫТАНИЯ МЕТАЛЛОВ17Рис. 9. Способы выражения результатов испытания
характера приложения нагрузки:
а — статическое растяжение; б — испытания на ползучесть ( а—предел
ползучести при допуске £пр за время ^пр)»	в — усталост¬ные испытания; г — ударные испытания (А — работа разрушения)хрупкое состояние, так как с увеличением
скорости деформации затрудняется прохож¬
дение пластической деформации (кривая
деформации идет круче, рис. 10).ве, например, синеломкости и т. п.). Об этом
свидетельствуют различный ход кривых де¬
формации при пониженных и повышенных
температурах (рис. 11), большая ползу-^9гЛ-ЗГРис. 10.# Ход кривой дефор¬
мации при различных скоро¬
стях нагружения:/ — ударное нагружение;2	— статическое нагруже¬
ниеВлияние внутренних факторов
на механические свойстваНа механические свойства металлов ока¬
зывают влияние состав, структура, режим
термической обработки и другие факторы, оп¬
ределяющие исходное состояние материала.Влияние внешних
физико-химических условий
нагружения на механические
свойства1.	С повышением температуры пласти¬
ческая деформация облегчается (за исключе¬
нием особых случаев хрупкости при нагре-2	Металловедение (справочник), т. IРис. 11. Ход кривой деформации при
различных температурах (диаграмма
истинных напряжений отожженной при
650° меди, испытанной при разных
температурах (Е. М. Шевандин)честь при повышенных температурах,
уменьшение пластически деформированной
зоны в образцах при испытании на удар
при снижении температуры.2.	Воздействие коррозионной гре-
ды ведет к снижению прочности (рис. 12)
и пластичности металлов.3.	Адсорбционно-активные ве¬
щества облегчают пластическое деформиро¬
вание и разрушение металлов, что иллюст¬
рируется диаграммой растяжения (рис. 13).Г
18МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИИ60!Iс
d5:20Vvv:иО	1,2	3 лЧисло цихпоб(Н) до разрушению6Рис. 12. Кривые усталости закаленной
и низкоотпущенной стали ШХ15:/ — на воздухе при +20° ( o__i =84, Ъкг/мм2)',2	— в ацетоне при — 75°(°_i =83,5кг/мм2)’3	— в масле при -г100°(о	1 = 62,2>кг/мм*)\4	— в воде при +100° (a_i < 1Ъкг/мм2),(И. В. Кудрявцев)примером такой оценки может служить ус¬
тановление связи между НВ и<уь.Одной из попыток дать обобщение меха¬
нических свойств является построение ди¬
аграммы механического состояния материа¬
ла.При построении этой диаграммы прини¬
маются следующие исходные положения:1.	Для каждого материала ход процесса
деформации при разных способах нагру¬
жения характеризуется так называемой
«обобщенной» кривой в координатах /макс
(максимальные истинные касательные нап¬
ряжения)— £Макс (максимальные истинные
сдвиги), и следовательно, переход в плас¬
тическую область определяется постоянным
для данного материала значением предела
текучести tT.2.	Разрушение путем среза определяется
при разных способах нагружения постоян¬
ным для данного материала значением соп¬
ротивления срезу tCp'3.	Разрушение путем отрыва определяется
определенным значением сопротивления
отрыву S0Tp, характеризующим в приве¬
денных напряжениях предельное растяги¬
вающее удлинение.Диаграмма механического состояния сос¬
тоит из двух частей (рис. 14). Слева стро-'/I2/I\Линйя среза /'1/7иния mekuJ' / ^
ГРис. 13. Диаграм¬
ма растяжения,
при 20° монокри¬
сталлов свинца
со	ско-ростью240°/о в минуту в
инактивной сре¬
де (/) и активной
среде (2) (В. И.Лихтман)Емакс9мансРис. 14. Диаграмма механического состояния
материалаится собственно диаграмма
состояния в координатахмеханическогоО 20 АО
Удлинение £, %Связь между различными
механическими свойствамиВ основу попыток построения теории ме¬
ханических свойств положены взгляды о
двойственной природе разрушения мате¬
риалов. Каждый материал, обладая двумя
видами сопротивления разрушению — соп¬
ротивлением срезу и сопротивлением отры¬
ву,—в зависимости от условий нагруженияи,	следовательно, от характера напряженно¬
го состояния, может разрушаться путем
среза (вязко) и путем отрыва, (хрупко).Зависимость поведения материала от ви¬
да напряженного состояния свидетельству¬
ет о необходимости обобщенной оценки ме¬
ханических свойств металлов. Простейшим*макс— £макс (S!Jaгде S макс — наибольшее приведенное рас¬
тягивающее напряжение, характеризующее
максимальные упругие удлинения:■^макс= s,(S 2 + S3),гле Si, S2 и S3—главные истинные напря¬
жения: и—коэффициент Пуассона, равный0,25—0,30. На диаграмме указаны линии, со¬
ответствующие текучести, срезу и отрыву
и прямолинейные лучи (пунктирные), тан¬
генс угла которых выражает в соответст¬
вующем масштабе «коэффициент жесткос-^ М а * *ти» а = —	 при различных способах*макг.Snмакснагружения. В правой части диаграммы
строится «обобщенная» кривая деформации.Диаграмма позволяет сделать следую¬
щие выводы:1.	Характер разрушения (отрыв или срез)
МЕХАНИЧЕСКИЕ ИСПЫТАНИЯ МЕТАЛЛОВ19определяется способом нагружения. Для
данного материала гари растяжении луч
напряженного состояния раньше достигает
линии отрыва, а при кручении и сжатии—
линии среза, что и определяет различие в
видах разрушения (отрыв при растяжении
и срез при сжатии и кручении).2.	При разрушении путем отрыва не ис¬
пользуется максимально возможная (при
других видах нагружения) пластичность
данного материала: разрушение происходит
хрупко (кривая деформации обрывается в
точке А).Для одного и того же напряженного сос¬
тояния изменение соотношения — -ср ■•Ьотрможет привести к изменению характера
разрушения. Так, если линия отрыва зай¬
мет положение, показанное пунктиром, то
при кручении будет отрыв.Исходные положения, принятые при по¬
строении диаграммы механического состоя-
ния, соблюдаются в ряде случаев лишь с
большим приближением, поэтому диаграм¬
ма не может служить основанием для ко¬
личественных расчетов. Например, всесто¬
роннее давление повышает прочность и пла¬
стичность, «обобщенные» кривые расходят¬
ся у сложных, особенно у структурно не¬
устойчивых и резко неизотропных матери¬
алов. Следует подчеркнуть, что разрушение
путем отрыва и разрушение путем среза не
являются полностью независимыми одно
от другого. Например, предшествующая
разрушению пластическая деформация мо¬
жет изменять сопротивление отрыву и сре¬
зу, нормальные напряжения могут влиять
на сопротивление срезу и т. л.Несмотря на это, диаграмма механиче¬
ского состояния с успехом используется во
многих случаях для качественной оценки
поведения материалов при различных ус¬
ловиях нагружения.2.	СТАТИЧЕСКИЕ ИСПЫТАНИЯПри статических испытаниях опреде¬
ляют свойства, характеризующие: 1) упру¬
гость, 2) сопротивление начальным пласти¬
ческим деформациям; 3) сопротивление зна¬
чительным пластическим деформациям;4)	сопротивление разрушению; 5) пластич¬
ность и статическую вязкость.Для полного выявления механических
свойств испытания проводят при различных
способах нагружения (растяжение, круче¬
ние, сжатие, изгиб и т. п.) с различным
соотношением максимальных касательных
напряжений и максимальных растягиваю¬
щих напряжений и деформаций.Различные напряженные состояния часто
характеризуются коэффициентом «жестко¬
сти» а.Силами инерции движущихся частей ис¬
пытательной машины при статических
испытаниях обычно пренебоегакхг и опреде¬
ляют величину усилий методом статиче¬
ского равновесия.Деформации определяют путем измере¬
ния размеров деформированных образцов
микрометром или штангенциркулем, а более
точно — по показаниям специальных прибо¬
ров (механических, а в последнее время
электрических тензометров), укрепленных
на испытываемом образце.Испытание на растяжениеИспытание на растяжение (одноосное на¬
пряженное состояние) характеризуется ко
эффициентом «жесткости»'“'максОдноосность напряженного состояния со¬
храняется только до образования шейки
(до достижения наибольшей нагрузки).Для чугунов, литейных легких сплавов
растяжение является «жестким» способом
испытания, приводящим к отрыву. Для боль¬
шинства отожженных, закаленных и отпу¬
щенных сталей, а также для многих дефор¬
мируемых цветных сплавов растяжение —
«мягкий» способ (разрушение путем среза).Машины и образцы
для испытания на растяжениеДля испытания на растяжение служат
разрывные испытательные машины, состоя¬
щие из механизмов:М для нагружения (создания деформа¬
ции) образца;2)	для передачи растягивающей силы и
центровки образца:3)	для измерения растягивающего усилия.По методу нагружения машины подраз¬
деляют на два основных типа:1)	машины с механическим приводом
(«механические»), в которых деформация
образца осуществляется перемещением вин-
та-шпинделя (путем вращения соединенной
с ним гайки червячного колеса-шестерни);2)	машины с гидравлическим приводом
(«гидравлические»), в которых деформация
осуществляется перемещением штока порш¬
ня гидравлического цилиндра.Для небольших машин предпочитают ме¬
ханический привод, для мощных — гидрав¬
лический. Для экономии места в лаборато¬
рии машины строят обычно с вертикальным
расположением оси образца.Для металловедческих исследований наи¬
более широко применяют машины, создаю¬
щие максимальные усилия в 2, 4, 5, 30
и 50 т.На образец усилия передаются с по¬
мощью захватов; чтобы уменьшить эксцент¬
ричность приложения нагрузки, захваты
снабжают самоцентрующимися шаровыми
опорами (хотя значительное трение в них
не обеспечивает вполне точной центровки)
или применяют специальные аксиаторы.Усилия измеряют следующими способами:1)	уравновешиванием приложенной силы2*
20МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИИподвижным грузом («взвешиванием» силы
методом десятичных весов); 2) уравновеши¬
ванием силы маятниковым рычагом, кото¬
рый с изменением величины силы изменяет
угол наклона; 3) с помощью гидравличе¬
ского измерителя (месдозы) по показаниям
специального манометра.На большинстве разрывных испытательных
машин можно производить также испыта-няют образцы с закруглением по всей дли¬
не (без цилиндрической части).Места вырезки образцов указываются в
соответствующих стандартах или техниче¬
ских условиях.Для испытания на растяжение применя¬
ются нормальные или пропорциональные
(любой формы сечения) образцы в соответ¬
ствии с табл. 1.Таблица 1Размеры образцов для испытания на растяжениеОбразцыДлина /0
ммПлощадь по¬
перечного
сечения F0
ммДиаметр круг¬
лого образца(IqММСимволы для
обозначения
кратности образ¬
цаДлинныйНормальный20031420&10Короткий100б5ДлинныйПропорцио¬11,зУ>0Произволь¬Произволь¬OlOКороткийнальный5,65У77наяныйния на сжатие, для чего имеются специаль¬
ные приспособления (реверсоры), а иногда
и на изгиб (универсальные машины).Образцы для испытаний на растяжение
изготовляют согласно ГОСТ 1497—42. Фор¬
ма образцов — цилиндрическая (применяет¬
ся чаще) или призматическая (рис. 15).
Обычно образцы на концах снабженыРис. 15. Образцы для испытания
на растяжениеголовками, форма и размеры которых со¬
ответствуют захватам машины. Образцы без
головок, устанавливаемые в зажимы с ост¬
рыми насечками, применяют только для
испытания очень пластичных материалов.В образцах хрупких материалов (закален¬
ные, но неотпущенные стали, чугун, сил'ика-
ты, цементы) переходы от головок к ци¬
линдрической части выполняют в виде за¬
круглений большого радиуса: часто приме-Разрешается также применять образцы,
имеющие и иное отношение расчетной дли¬
ны к диаметру или площади сечения.Таблица 2Допускаемые отклонения в размерах
цилиндрических образцов рабочей
(расчетной) частиДиаметр
образца (10
ммДопускаемые отклонения, ммдиаметрd.расчетнаядлина1°допускаемая
разность меж¬
ду наиболь¬
шим и наи¬
меньшим
диаметромДо 10
Свыше 10Н-н-О о±0,1±0,21±0,02±0,051В табл. 2 приведены допускаемые откло¬
нения в размерах цилиндрических образ¬
цов.Для плоских образцов прямоугольного
сечения допускаются отклонения от номи'
нальных размеров гто ширине ± 0,5 мм\ ко¬
лебания в ширине по длине рабочей части
не должны превышать±0,1 мм.Диаграммы деформации при растяженииЗависимость между силами и деформа¬
циями записывается с помощью диаграм¬
много аппарата испытательной машины в
виде кривой растягивающая сила Р — аб¬
солютное удлинение образца Д/. На рис. 16
представлены типичные диаграммы растя¬
жения.Для получения удельных механических
МЕХАНИЧЕСКИЕ ИСПЫТАНИЯ МЕТАЛЛОВ21характеристик данного материала, не зави¬
сящих от размеров образцов, диаграмма
деформации при растяжении строится в ко-(Рис. 16. Диаграмма растяжения:
а — диаграмма большинства металлов в пла¬
стичном состоянии с постепенным перехо¬
дом в пластическую область (легированные
стали, медь, бронза); б — диаграмма некото¬
рых металлов в пластичном состоянии со скач¬
кообразным переходом в пластическую область
в виде «зуба» или сплощадки» текучести
(мягкие стали, $-латуни, некоторые отож¬
женные марганцовистые и алюминиевые брон¬
зы); в — диаграмма металлов, находящихся
при растяженйи в хрупком состоянии (зака¬
ленные и низкоотп>щенные стали, чугун,
силумин)ответствующей нагрузкой (участок ОРр,
рис. 17), основной характеристикой являет¬
ся модуль продольной упругости (модуль
первого рода, или модуль Юнга)
а Р10F„ Д /кГ /м.Сопротивление начальным (малым) 1 пла¬
стическим деформациям, возникающим при
переходе из упругой области в пластиче
скую и отмечаемым на диаграмме по от
клонению от линейной зависимости, харак¬
теризуют следующие величины.Предел пропорциональности
(Ур — условное напряжение, соответствую¬
щее отклонениям от линейного хода кри¬
вой деформации (от закона Гука), зада¬
ваемым определенным допуском (например,
увеличением тангенса угла наклона кривой
деформации с осью напряжений на 25 или
50% при переходе от прямолинейного уча¬
стка к криволинейному).ординатах растягивающее напряжение а —
относительное удлинение.Р<Т=—,Г 0где Р — растягивающая сила; Fq — пло¬
щадь поперечного сечения образца до испы¬
тания.А//о ’где А/ — абсолютное удлинение образца,
70 — расчетная длина образца до испыта¬
ния.Диаграмма сг — 8 отличается от диаграм¬
мы Р — Д/ только масштабом и поэтомуmРис. 17. Характерные участки и точки диа¬
граммы растяжения. На фигуре совмещены
диаграммы с постепенным и резким пере¬
ходом в пластическую областьчасто при приемо-сдаточных испытаниях
характеристики механических свойств опре¬
деляют по первичной диаграмме Р — Д/
(рис. 17).В упругой области нагружения, где име¬
ется прямая пропорциональная зависи¬
мость между удлинением материала и со-Рр— нагрузкаF* 'припределе пропор-гдециональности.Предел упругости оу — условное
напряжение, соответствующее появлению
остаточных деформаций определенной за¬
данной величины (0,001; 0,003; 0,005%). Ин¬
декс у огу (например,a0f005),показывает до¬
пуск на остаточную деформацию.Рv<7У =-где Ру —
сти.
Пределнагрузка при пределе упруго-текучести (физичес-
условное напряжение, соот
наименьшей нагрузке «пло¬
щадки» текучести, когда деформация об¬
разца происходит без увеличения нагрузкикий)
ветствующее=“огде Ps — нагрузка при пределе текучести.Предел текучести (условный)
сг0,2 — условное напряжение, при котором
остаточная деформация достигает величи¬
ны 0,2%. сг0>2 определяется для материа¬
лов, у которых на диаграмме отсутствует
«площадка» или «зуб» текучести.^0,2
а0,2~ рг огде Р0'2 —нагрузка при условном пределе
текучести.Сопротивление значительным пластичес¬
ким деформациям пластичных материалов
характеризуется пределом прочно¬
сти (временным сопротивлением) &ь.<зь—
условное напряжение, соответствующее1 Речь идет о макроскопических деформациях.
Пластические деформации в отдельных зернах мо¬
гут появляться гораздо раньше.
22МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙнаибольшей нагрузке, выдерживаемой об^
разцом.-Jlгде Рь — максимальная нагрузка, момент
достижения которой практически совпада¬
ет с началом образования шейки в образ¬
це пластичного материала (переход от рав¬
номерной деформации всей рабочей части
образца к сосредоточенной деформации в
определенном сечении).Пластичность металлов характеризуют
следующие величины.Относительное	удлинение(при разрыве) 6—-отношение прира¬
щения длины образца после разрыва к пер¬
воначальной расчетной длине.Ь =100%,где I — длина образца на расчетном уча¬
стке после разрыва.Индекс у б(б5«бю) указывает на крат¬ность испытываемого образцагрузка, соответствующая аь. отнюдь не
отвечает моменту разрушения.Отсюда и следует, что ег^у пластичных
материалов (большинство сталей и дефор¬
мируемых цветных сплавов) является ха¬
рактеристикой сопротивления пластической
деформации, а у хрупких материалов (чу-Относительное сужение (при
разрыве) — отношение наибольшего
(в месте разрыва) уменьшения поперечного
сечения образца к первоначальной площади
поперечного сечения.F о — Рк
Ф = ■ 0 _ 100%,где Fк — площадь поперечного сечения в
месте разрыва.	'Относительное сужение более правильно
характеризует максимальную пластичность,
чем относительное удлинение 6.Хотя рассмотренные характеристики име¬
ют большое практическое значение, они ус¬
ловны, поскольку подсчет напряжений де¬
лением нагрузок на первоначальную пло¬
щадь поперечного сечения не дает истин¬
ных напряжений, а относительное удлине¬
ние 6 при образовании шейки не характе¬
ризует максимальной пластичности мате¬
риала и зависит от размеров испытывае¬
мого образцаПри исследованиях часто используют
кривые истинных напряжений. Истинное
напряжение 5 вычисляют делением дейст¬
вующей в определенный момент нагрузки
Р на площадь поперечного сечечия образца
F в тот же момент.Абсциссой диаграммы истинных напря¬
жений часто принимают относительное су¬
жение ф, подсчитываемое соответственно
аля каждого момента нагружения.На рис. 18 показаны диаграмма истин¬
ных напряжений 5 — ф для металла, обра¬
зующего шейку при растяжении, и для сопо¬
ставления— диаграмма о — е. Из этих
диаграмм видно, что с увеличением дефор¬
мации истинные напряжения непрерывно
растут до момента разрушения образца, и
у пластичных материалов максимальная на-Рис. 18. Диаграмма истинных
напряжений при растяжениигуны, многие литеиные алюминиево-магние¬
вые сплавы и др.) —характеристикой со¬
противления разрушению, так как в послед¬
нем случае максимальная нагрузка соответ¬
ствует моменту разрушения.Для пластичных материалов характери¬
стикой сопротивления разрушению служит
истинный предел прочности
(при разрушении) SK— истинное
напряжение в момент разрушения.SK =рк
Fk ’где Рк — усилие в момент разрушения;Fк — площадь сечения в месте разрыва
(см. рис. 17).Определение характеристик прочностиМодуль упругости первого
рода Е определяют методом «задавае¬
мой нагрузки» путем деления задаваемо¬
го прироста напряжения на каждой по¬
следовательной ступени нагружения на
среднюю величину приращения относитель¬
ной деформации в упругой области, где
для одинаковых последовательных ступе¬
ней нагружения сохраняется постоянство
приращений деформации. Приращения де¬
формации измеряют тензометрами большой
точности (например, с помощью зеркаль¬
ного прибора).Предел пропорциональности
определяют или с помощью зеркального
прибора при последовательном нагружении
образца, или графическим путем по машин¬
ной диаграмме растяжения. В первом слу¬
чае нагружение ведут сначала крупными
ступенями, а затем при напряжении 0,65-г-
-г 0,8 от ожидаемого ср—малыми ступе¬
нями; Рр определяется при установленном
отклонении деформации от закона пропор¬
МЕХАНИЧЕСКИЕ ИСПЫТАНИЯ МЕТАЛЛОВ23циональности, фиксируемом показаниями
тензометра.Во втором случае Рр определяется илк
по положению точки (рис. 19, а), где кри¬
вая начинает отходить от прямолинейного
направления (этот способ может дать зна¬
чительную погрешность), или по положе¬
нию точки касания прямой CD, параллель¬
ной линии ОВ, тангенс угла наклона ко¬
торой меньше тангенса угла наклона ОА
по установленному допуску (рис. 19, б).Рис. 19. Графические способы определения
предела пропорциональности по диаграмме
растяженияПредел прочности (временное сопротивле¬
ние) определяется по максимальной ордина¬
те кривой растяжения или по максимально¬
му значению нагрузки, отмечаемой сило-
измерителем.Истинный предел прочности (при разру¬
шении), или истинное временное сопротив¬
ление, определяется по конечной ординате
кривой растяжения.Характер разрушения опреде¬
ляется по виду излома образца (рис. 21).Предел упругости определяется
путем последовательного нагружения об¬
разца с разгружением его после каждой
ступени деформации (а также по точной
диаграмме растяжения): Ру фиксируется,
когда остаточная деформация достигает
установленной величины, что определяют
по показаниям тензометра.Физический предел текуче¬
сти определяется либо непосредственно по
машинной диаграмме растяжения, либо по
фиксации растягивающей нагрузки в мо¬
мент характерного прекращения роста на¬
грузки при наступлении текучести по пока¬
заниям силоизмерителя.Условный предел текучести
определяется по точке пересечения с кри¬
вой растяжения прямой KL, параллельнойРис. 21. Виды разрушения об¬
разцов при растяжении:
а — разрушение с образованием
шейки (мягкая сталь); б — раз¬
рушение путем отрыва (чугун);
в — разрушение путем среза
(алюминиевые сплавы, магний
деформированный)Определение характеристик
пластичностиОтносительное удлинение об¬
разца, разрушившегося в средней части
расчетной длины, определяется по расчет¬
ной длине образца, отмечаемой до испыта¬
ния рисками симметрично относительно
средней части, и по абсолютному удлине-Рис. 22. Определение относительного
удлинения и относительного суженияРис. 20. Определение предела
текучести , 2 п<> диаграмме
растяженияначальному участку кривой и отстоящей от
него по горизонтали на расстоянии ОК =/ о= 0,2 в соответствии с принятым допус¬
ком (рис. 20).нию, которое измеряется после разрыва по
нанесенным ранее рискам как разность /—
—/о (рис. 22).Для получения сопоставимых результа¬
тов при разрушении образца на крайних
участках расчетной длины предварительно
наносят равные деления через 5 или 10 мм
и определяют Д/ из предположения, что
разрыв произошел в средней части. Изме¬
24МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИненную длину расчетной части подсчиты¬
вают из соотношенийl	= bc-j~cef bc = ab-\-ac,где аЪ — длина участка от места разрыва
а до крайней метки b в сторону короткой
части образца; ас — длина участка, охва¬
тывающего половину всех делений от места
разрыва а в сторону длинной части образ¬
ца до метки с; се— длина участка, охваты¬
вающего от метки с в сторону разрыва до
метки е столько делений, сколько их со¬
держится от метки с до крайней метки /
(до головки Б).Относительное сужение опре¬
деляется по среднему значению диаметра
в месте разрыва (см. рис. 22), подсчитан¬
ному по двум замерам в двух взаимно¬
перпендикулярных направлениях.Другие статические испытанияИспытания на сжатие, изгиб и кручение
дают возможность получить механические
характеристики, являющиеся необходимым
дополнением'к результатам испытаний на
растяжение. В ряде случаев указанные ис¬
пытания имеют значительные преимущества
по сравнению с растяжением. Несмотря на
это, испытания на сжатие, изгиб и круче¬
ние не получили еще достаточного распро¬
странения. Однако следует ожидать, что в
будущем они найдут широкое применение.Испытание на сжатиеСжатие — один из видов «мягких» испы¬
таний (с малым участием растягивающих
поперечных деформаций и вовсе без участия
растягивающих напряжений; при р, = 0,25tuоЛ^макс=2), и потому применение испы-Торцовые поверхности образцов должны
быть строго параллельны и отшлифованы.Влияние трения на торцах существенно
сказывается на результатах испытания, по¬
этому результаты
испытаний на сжа¬
тие следует счи¬
тать условными,
так как они зави-Рис. 23. Установ¬
ка образца при
испытании на
сжатие:1 — опорная по¬
душка; 2— опора
с шаровой поверх¬
ностью; 3 — го¬
ловка машины;4 — образецРис. 24. Направляю¬
щее приспособление
для сжатия мелких
образцов:/ — направляющая
втулка; 2 — сжимаю¬
щий шток; 3 — обра¬
зец; 4 — опорасят от размеров образцов и состояния тор¬
цовых поверхностей.Существующие способы уменьшения тре¬
ния (смазка торцов, применение коническихтаний на сжатие целесообразно для мате¬
риалов, хрупких при растяжении (чугун и
другие литые материалы).Испытания можно проводить на специ¬
альных машинах (обычно с гидравлическим
приводом) и на большинстве разрывных ма¬
шин, которые большей частью приспособле¬
ны и для испытаний на сжатие (с примене¬
нием реверсоров).Для центровки одну из опор (обычно
верхнюю) делают шаровой, а на сжимаю¬
щих плоскостях тонкими линиями намеча¬
ют центр (рис. 23).При испытании образцов малого размера
применяются специальные направляющие
приспособления (рис. 24).Образцы для испытаний на сжатие ме¬
таллов чаще всего имеют цилиндрическую
форму с отношением высоты к диаметру1,(К2,0. По ГОСТ 2055—43 для чугуна ре¬
комендуются образцы диаметром 'Ю-5-
•*-25 мм и высотой равной диаметру. Приме¬
няются также образцы с Z)=6 мм и #=
= 6 лш; £>=10 мм и //=15 мм. Для опреде¬
ления Еу ц, <ур, vs применяются восьми¬
кратные образцы (H=8D) с утолщенными
концами (рис. 25).123§Рис. 25. Образцы
для испытаний
на сжатие:
а — нормальный
образец; • б —
восьмикратный
образецнасадок с углом конуса, равным углу тре^
ния, и др.) не дают существенных результат
тов.Многие хрупкие материалы (чугун, алю¬
миниевые литые сплавы), дающие при растя¬
жении отрыв, при сжатии разрушаются пу¬
тем среза или скалывания (рис. 26).Высокопластичные материалы (мягкая
сталь, свинец и др.) не удается разрушить
при сжатии, так как они сплющиваются, не
давая разрушения. Продольное разрушение
путем отрыва при сжатии очень хрупких
материалов (закаленные и низкоотпущенные
МЕХАНИЧЕСКИЕ ИСПЫТАНИЯ МЕТАЛЛОВ25стали, органическое стекло, мрамор) наблю¬
дается лишь при очень тщательной смазке
торцов. При наличии трения происходит
разрушение в форме конусов (см. рис. 26).Рис. 26. Разрушение образцов из раз¬
личных материалов при сжатии:
а — чугун; б — закаленная сталь с тре¬
нием на торцах; в — то же, когда тре¬
ние на торцах уменьшеноПри сжатии (как и при растяжении) мож¬
но определять пределы упругости, пропор¬
циональности и текучести, но из-за методи¬
ческих трудностей эти величины определя¬
ют редко.Испытание на сжатие преимущественно
используют для образцов от чугунных отли¬
вок, причем определяют предел прочности и
реже относительное укорочение. Между тем
испытания на сжатие заслуживают более
широкого применения, в первую очередь для
литых сплавов и других хрупких материа¬
лов.Испытание на изгибПри изгибе узкого образца возникает не¬
однородное напряженное состояние, изме¬
няющееся от одноосного растяжения^макс Л е\= 0,5) до одноосного сжатияприложения сил передаются через ролико¬
подшипники для уменьшения сил трения при
деформации изгиба.Образцы для испытания большей частью
имеют призматическую форму, обычно с
прямоугольным сечением. Для того чтобы
избежать смятия в опорах, желательно, по
возможности, увеличить поверхность кон¬
такта и уменьшить изгибающую силу. По¬
следнее может быть достигнуто при доста¬
точной величине пролета.Для испытания чугуна по ГОСТ 2055—43
применяют образцы двух типов: диаметром
30 и длиной 650 лш; диаметром 30 и дли-9 * ! /1 макс 'а	бРис. 27. Схема испытания на изгиб:а — сосредоточенный изгиб:
'и(ЛГб — чистыймаксWгде W — момент сопротивления
сечения образца)о/г*^макс^макс 0
а — 	= 2^максЦелесообразность проведения испытаний
на изгиб обусловлена прежде всего широ¬
ким распространением изгиба в практике на¬
гружения деталей.В большинстве случаев испытания прово¬
дят сосредоточенной нагрузкой на образец,
лежащий на двух опорах (рис. 27, а), и ре¬
же двумя равными симметрично приложен¬
ными сосредоточенными нагрузками, соз¬
дающими на определенном участке чистый
изгиб (рис. 27, б).При второй схеме испытания максималь¬
ные напряжения возникают на определен¬
ном участке длины образца и потому оце¬
нивается уже не одно (случайное) сечение,
как в первом случае, а значительный объ¬
ем образца, что делает результаты более
надежными.Испытание на изгиб можно проводить поч¬
ти на всех машинах, пригодных для ис¬
пытания на сжатие. Большинство универ¬
сальных машин снабжено специальными
раздвигающимися опорами для испытаний
на изгиб. Нагрузки в опорах и в местахной 340 мм. Расстояние между опорами при¬
нимают соответственно 600 и 300 мм.Отношение пролета к размерам попереч¬
ного сечения и форма сечения существенно
отражаются на результатах испытаний.Помимо напряжений, соответствующих
различным нагрузкам, при испытании опреРис. 28. Типичные
диаграммы изгиба;
а — пластичный мате¬
риал; б — малопла¬
стичный материал;
в — хрупкий материалПрогибделяют стрелу прогиба образца / (см. рис.
27) по кривой, полученной на диаграммном
приборе машины или с помощью прогибо-
меров.На рис. 28 показаны типичные диаграммы
изгиба. При изгибе хрупких материалов
26МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИЙмаксимум нагрузки часто совпадает с появ¬
лением первой трещины. Иногда образова¬
ние трещин сопровождается резкими срыва¬
ми на ниспадающей ветви диаграммы.Характерной особенностью испытания на
изгиб является то, что пластичные материа¬
лы (медь, алюминий, железо и их сплавы в
отожженном состоянии) не могут быть до¬
ведены до разрушения, так как образцы из
этих материалов изгибаются до соприкосно
вения концов, не разрушаясь.Поэтому испытания на изгиб с определе¬
нием характеристик стадии разрушения
(предел прочности при изгибе и максималь¬
ная стрела прогиба) применяются прежде
всего для малопластичных при растяжении
материалов (чугунов, инструментальных
сталей). В этом случае предел прочности
подсчитывают по обычной формулеМмакс
^макс — ууbh2Здесь W= — для прямоугольного сечения
6nd*и	—Для круглого сечения.62При изгибе можно определять пределы
упругости, пропорциональности и текучести
с точным замером деформаций.Различают два вида условных пределов
текучести при изгибе, подсчитанных по оп¬
ределенному допуску на остаточное удлине¬
ние крайних волокон (например, 0,2%):1)	реальный — с вычислением истинных
напряжений по формулеSMaK^ = ~ы^{2М + 9где b, h — ширина и высота прямоугольного
поперечного сечения 20 — взаимный угол
поворота двух сечений образца, располо-dMженных на участке чистого изгиба; ———абопределяется графически как тангенс угла
наклона касательной к кривой М — 0;2)	номинальный — с вычислением услов¬
ных напряжений по формуле-МмаксПри изгибе устраняется важный недоста¬
ток испытания на растяжение — влияние
перекосов. Поэтому величины сопротивле¬
ния разрушению у хрупких материалов бо¬
лее точно определяются при испытании на
изгиб, в связи с чем испытания этого вида
получают все более широкое распростране¬
ние.Испытание на кручениеИспытание на кручение имеет ряд пре¬
имуществ перед испытаниями других видов
и в последнее время все шире применяется
в лабораторной и заводской практике.При кручении цилиндрического образца
возникает напряженное состояние чистого
сдвига, которое характеризуется равенствомабсолютных значений ^макс, <*макс, <*мин
(рис. 29) и коэффициентом «жесткости»
а=0,8 (в упругой области).Пластическая деформация образца при
кручении происходит равномерно по его
длине до образования первых видимых тре-a	SРис. 29. Распределение напряжений
при кручении цилиндрического образ¬
ца:а — в площадках прямоугольных эле¬
ментов на поверхности; б — в попереч¬
ном сечениищин; при этом диаметры поперечных сече¬
ний остаются прямыми и сохраняется ци¬
линдрическая форма, что дает возможность
надежно подсчитывать напряжения и де¬
формации.Образцы имеют обычно цилиндрическую
форму. Нормальным образцом для испыта¬
ния на кручение по ГОСТ 3665—47 прини¬
мается образец с диаметром рабочей части
d0—10 мм и расчетной длиной /0=ЮО мм.При кручении образца в испытательной
машине с помощью диаграммного аппарата
или непосредственно по показаниям прибо¬
ров регистрируется угол поворота образца
при возрастающих значениях крутящего мо¬
мента.В ГОСТ 3565—58 приводится методика
определения следующих механических ха¬
рактеристик при кручении:1)	модуля сдвига (модуля упругости) G\2)	относительного максимального сдвига
Yмакс!3)	предела пропорциональности ^р;4)	условного предела прочности т0> 3;5)	истинного предела прочности tK;6)	y-славного предела текучести ;7)	характера разрушения при кручении.Модуль упругости G определяет¬
ся при нагружении в упругой области по
формуле3	2М10(/ =	,r.d*9где М — крутящий момент, кгмм; /0—расчет¬
ная длина, мм; d0 — диаметр поперечного се¬
чения образца, мм\ <р—угол закручивания
на участке длиной 10 (радианы), регистри¬
руемый с помощью зеркального прибора.
МЕХАНИЧЕСКИЕ ИСПЫТАНИЯ МЕТАЛЛОВ27Относительный максимальным
сдвигТыакс= Фма27^-Ю0%-Предел пропорциональностихр,условный предел текучести т0>3и условный предел прочности ть
У	16/Иподсчитывают по формуле х—	по со¬ответствующим значениям крутящих мо¬
ментов Мру M0t3 и Мь, определяемым по
диаграмме кручения (рис. 30).«ппптельная_® пакеРис. 30. Диаграмма крученияМ р соответствует ступени нагружения,
при которой приращение угла закручивания
равно полуторной величине среднего при¬
ращения указанного угла в прямолинейной
части диаграммы кручения. М0>з — соответ¬
ствует остаточному сдвигу 0,3%. Мь — раз¬
рушающий крутящий момент.Истинный предел прочности/к вычисляют
по формуле4	( * * dM \r,dzdMРис. 31. Разрушение образцов при
кручении:
а — путем среза (мягкая сталь);
б — путем отрыва (чугун)Микромеханические испытанияПри изучении результатов электросварки,
электрозакалки, местного наклепа, степени
неоднородности и анизотропии свойств ма¬
териалов, а также в других случаях необхо¬
дима оценка свойств металлов в малых
объемах. Для этой цели служат микроме*
ханические испытания, позволяющие полу¬
чить характеристики прочности и пластич¬
ности на образцах малых размеров.Размеры образцов (рис. 32) 01раничи-
ваются величиной рабочих диаметров: 0,8-
1,2 мм для растяжения и 1,2—2 мм длягде ф — угол закручивания (радианы); — —тангенс угла между касательной к кривой в
точке Мь и осью 0 диаграммы, построен¬
ной в координатах М—0 (рис. 30).Характер разрушения при кру¬
чении определяют по поверхности изло¬
ма. При срезе поверхность разрушения про¬
ходит по поперечному сечению, а при отры¬
ве—по винтовой поверхности (рис. 31).Испытание на кручение применяют в сле¬
дующих случаях:1)	при оценке пластичности закаленных
(хрупких при растяжении и изгибе) кон¬
струкционных и инструментальных сталей;2)	при оценке пластичности и вязкости
высокопластичных металлов и сплавов, об¬
разующих при растяжении шейку;3)	при необходимости четко разграничить
вид разрушения (отрыв или срез);4)	при технологических испытаниях (на¬
пример, при контроле проволоки, оценке
обрабатываемости давлением и др.). Чув¬
ствительность метода кручения к качеству
обработки поверхности и наличию микро¬
трещин в закаленной стали определяет воз¬
можность применения этого метода для
технологической оценки материалов.’Vlvoo 1wVи- с\,V™ ,Фt-w к... УУ1 /1гS5+0-1 *Лк- 45 	>-+N•и4*'12.6Рис. 32. Микрообразцы для испытания
растяжение материалов:
о_ст^>80 кг/ммг\ б—°в = 40—80 кг/лш2;
в — а < 40 кг}ммгкручения при погрешности результатов ис¬
пытаний от 2,5 до 1°/о. При испытании
крупнозернистых металлов не следует брать
образцы диаметром меньше 1,5 мм, чтоОы
иметь возможность сравнивать результаты
микромеханических и обычных испытаний.
28МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИЙКроме цилиндрических, можно применить
образцы призматической формы.Микрообразцы изготовляют на часовом
станке с точностью в пределах 2-го и 2ii
классов.Следы обработки (полировки) на образ¬
цах хрупких материалов (закаленные без
отпуска стали, некоторые магниевые спла¬
вы и т. д.) не должны быть заметны под
лупой при 25-кратном увеличении, а на об
разцах остальных материалов — при 5-крат¬
ном увеличении.Существенно влияет на результаты испы¬
таний очень мягких материалов наклеп по¬
верхностного слоя образцов; например <т5
меди повышается на 40—60%. Поэтому ре¬
жим обработки образцов должен быть та¬
ким, чтобы возможность наклепа уменьша¬
лась.Влияние масштабного фактора (уменьше¬
ния размеров) при микромеханических ис¬
пытаниях конструкционных сталей, подверг¬
нутых закалке и отпуску, проявляется глав¬
ным образом в увеличении истинного со¬
противления разрушению SK на 30—50%
по сравнению с полученным при испытаниях
образцов диаметром 5 мм. Для сплавов
меди, железа, алюминия расхождение ре¬
зультатов испытаний при растяжении образ¬
цов диаметром 0,8—1,2 и 5 мм незначитель¬
но. Можно считать, что вообще масштабный
фактор сказывается в увеличении прочности
и пластичности.Отечественная машина для микромехани¬
ческих испытаний РФ-2 дает возможность
проводить статические испытания на растя¬
жение, кручение, изгиб и срез. Она имеет
устройство для оптической диаграммной
записи кривых деформаций, обработка кото¬
рых позволяет получить все основные ха¬
рактеристики прочности и пластичности.Растущее использование" в технике дета¬
лей переменной прочности (например, дета¬
лей с азотированным и цементованным по¬
верхностным слоем и т. д.) будет способст¬
вовать все более широкому применению
микромеханических испытаний.Определение твердостиПри испытаниях на твердость внешние на¬
грузки передаются воздействием на поверх¬
ность образца или детали твердого нако¬
нечника (индентора) в виде шарика, конуса
или пирамиды, мало деформирующегося
при испытаниях (создаются контактные на¬
пряжения).Напряженное состояние, создаваемое при
определении твердости, характеризуется
большим значением коэффициента «жестко¬
сти» (а>2), что делает возможным приме¬
нение метода определения твердости для ис¬
пытания материалов, хрупких при других
способах нагружения.Испытания на твердость при вдавливании
оценивают металл в пластической области
без разрушения, давая характеристики со¬
противления значительным пластическим де¬
формациям.Определение твердости при вдавливании
шарика (по Бринелю)За меру твердости по Вринелю НВ
(ГОСТ 9012—59) принято среднее сжимаю
щее напряжение, вычисляемое условно на
единицу площади поверхности отпечаткаРис. 33. Определение твердости
при вдавливании шарикадиаметром d и глубиной t, который полу¬
чается при вдавливании силой Р шарика
диаметром D (рис. 33):РНВ = — кГ/мм2,шарового отпечатка, мм2, вычисляемая по
формулам:где Р — сила, кГ\ F — площадь поверхности
tz D2 7-D г	р =~Г~~ VD*-d*ИЛИF = nDt.Определение НВ по данным измерения d
надежнее и проще.Диаметр отпечатка изменяют специаль¬
ным измерительным микроскопом или изме¬
рительной лупой или более грубо с по*
мощью особых прозрачных шкал.Чтобы ускорить и упростить испытание,
для различных значений диаметра отпечатка
d и нагрузки Р в специальных таблицах за¬
ранее подсчитаны величины НВ. Твердость
НВ вычисляется как среднее из ее опреде¬
лений минимум по двум отпечаткам, а диа¬
метр каждого отпечатка d — как среднее от
его измерений по двум взаимно перпендику¬
лярным направлениям.Наибольшее распространение получили
шарики диаметром 10 мм, реже, вследствие
повышения относительной погрешности из¬
мерения dj применяют шарики диаметром5	и 2,5 мм.Шарики изготовляют из твердой закален¬
ной и низкоотпущенной стали (типа ШХ15)
с твердостью не менее tf V850.Чтобы избежать существенных ошибок
вследствие деформации шарика, способом
Бринеля обычно испытывают металлы с
твердостью не больше НВ 450 кГ/мм2.
МЕХАНИЧЕСКИЕ ИСПЫТАНИЯ МЕТАЛЛОВ29При стандартном испытании нагрузку
принимают постоянной: 3000 кГ для шарика
диаметром 10 мм.Согласно закону подобия, значения твер¬
дости остаются постоянными, если отпечат¬
ки геометрически подобны, и поэтому для
получения на одном и том же материале
сравнимых результатов при определении НВ
шариками различных диаметров необходи¬
мо, чтобы сохранялось постоянным отноше-
Рние	(условие геометрического подо¬бия отпечатков). Этим определяется выбор
нагрузок при применении шариков других
диаметров.Для большинства металлов твердость
НВ в широком интервале нагрузок сравни¬
тельно мало зависит от величины Р, давая
кривую с очень пологим максимумом. Силу
Р выбирают на участке указанного макси¬
мума.Диаметр отпечатков d должен находиться
в пределах:0,2D< d< 0,6D.Для сравнимости результатов испытаний
стандартом регламентирована длительность
нагружения и время выдержки под нагруз¬
кой, так как некоторые металлы «текут» под
постоянной нагрузкой; обычно продолжи¬
тельность нагрузки составляет 30 сек.
(табл. 3).Для характеристики условии испытания
по Бринелю приводят нагрузку, диаметр
шарика и длительность нагружения. Напри¬
мер НВ 5/250/30—200 означает число твер¬
дости по Бринелю (200) при испытании
шариком D = 5,0 мм под нагрузкой Р =
= 250 кГ, приложенной в течение t = 30 сек.Для получения правильного отпечатканеобходимо соблюдать следующие условия:
образцы должны иметь толщину не мень¬
шую чем десятикратная глубина отпечатка,
а центр отпечатка должен быть удален от
края образца не менее чем на расстояние,
равное 4d.Несмотря на простоту методики определе¬
ния, твердость НВ представляет собой до¬
вольно сложную механическую характери¬
стику. Напряженное состояние при вдавли¬
вании шарика неоднородно и потому вели¬
чина НВ определяет некоторое усредненное
сопротивление пластической деформации
различно деформированных элементов объе¬
ма.Твердость НВ для многих материалов
близко связана с пределом прочности <7$ :
кованая и катаная сталь аь «0,36 НВ-
НВ — 40серый чугун сь ^			;6стальное литье аь — (0,3 -I- 0,4) НВ.Металлы разной твердости оцениваются
на различных стадиях процесса пластиче¬
ского вдавливания шарика, так как геомет¬
рическое подобие отпечатков не соблюдает¬
ся при неизменной силе Р, что является су¬
щественным недостатком этого метода.Однако благодаря простоте и удобству
измерения НВ> а также благодаря наличию
устойчивой связи НВ с величиной аь (для
металлов, дающих шейку) эта характеристи¬
ка сыграла большую роль, хотя в последниегоды широко внедряются более обоснован¬
ные методы определения твердости при
вдавливании конуса и пирамиды.Определение твердости при вдавливании
конуса или пирамидыИспытание на твердость измерением на¬
грузки при заданной глубине вдавливанияТаблица 3Условия стандартного определения твердости по БринелюМатериалИнтервалНВТолщина ис¬
пытуемого
образца
ммРD2кг/ммДиаметр
шарика D
ммНагрузка
Р, кГ1Выдержка
под нагрузкой
сек.Черные металлы140—450От & до 310,03000От 4 до 2305,075010Менее 22,5187,5<140Более 610,0‘ 1000От 6 до 3105,025010Менее 32,5162,5Цветные металлы>130От 6 до 310,03000От 4 до 2305,075030Менее 22,5187,535—130От 9 до 310,01000От 6 до 3105,025030Менее 32,562,58—35Более 610,0200От 6 до 32,55,062,660Менее 32,515,6
30МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИконуса в начале XX в. предложено
П. В. Кубасовым, который провел соответ¬
ствующие опыты на рельсовой стали. В
дальнейшем твердость стали при вдавлива¬
нии конуса Як начали определять по фор¬
муле:Рот конусного
вершины 90°где d — диаметр отпечатка
наконечника с углом у
(рис. 34).Форма отпечатков в этом случае геомет¬
рически подобна при всех нагрузках, и по¬
тому твердость Як не зависит от величины
нагрузки, что и подтверждается опытом.d*2	cos 22°Р 1,8544
d*кГ/мм2Величина ЯV не меняется при изменении
нагрузки вследствие геометрического подо¬
бия отпечатков.Благодаря большому углу в вершине пи¬
рамиды даже при малой глубине отпечатка
диагональ его достаточно велика. Это уве¬
личивает чувствительность метода и делаетРис. 34. Определение твердо¬
сти при вдавливании конусаДля одних и тех же сталей Як в среднем
примерно на 8% больше НВ.Конусы обычно изготовляют из победита
или других высококарбидных сплавов.Несмотря на указанное преимущество оп¬
ределения Я к, эта методика не нашла ши¬
рокого применения из-за необходимости
двукратного эксперимента — вдавливание и
отдельное измерение отпечатка.Дальнейшим развитием методов испыта¬
ния на твердость является метод вдавлива¬
ния пирамиды (метод Викерса, ГОСТ 2999—
59).Испытание твердости в этом случае произ¬
водится путем вдавливания алмазной че¬
тырехгранной пирамиды с углом 136° между
противоположными гранями (ГОСТ 2999—
59). Твердость по отпечатку пирамиды
HV определяют делением нагрузки Р нл
площадь поверхности отпечатка F (рис. 35)Р	РHV = T = -Рис. 35. Отпечаток при
вдавливании пирамидыего особо пригодным для изучения свойств
тонких поверхностных слоев металла (при
обезуглероживании, поверхностном накле¬
пе, химико-термической обработке поверх¬
ности и тонких листов — до 0,3 мм и т. п.).До НВ 350—400 кГ/мм2 величины HV и
НВ равны. При большей твердости значе¬
ния НВ ниже, чем HV
При вдавливании пирамиды степень де¬
формации в переводе на усредненное удли¬
нение составляет примерно 10%.В табл. 4 приводятся условия определе¬
ния твердости HVТаблица 4Условия определения твердости
по ВикерсуТолщина образ¬
ца (или глубина
измеряемого
слоя)
ммРекомендуемые нагрузки,
кГ, при твердости HV20—5000 I—0SооСОIооооо1ооСО0,3—0,55-100,5—1,0——5—1010-201—25—1025-1010—20—2-410-200—3020—5020-50>4>20>30>50где а — диагональ отпечатка.Определение твердости при вдавливании
шарика и конуса с предварительным
нагружением (по Роквелу)При этом методе отпечаток измеряется в
самом процессе вдавливания, что значи¬
тельно упрощает испытание.
МЕХАНИЧЕСКИЕ ИСПЫТАНИЯ МЕТАЛЛОВ31В зависимости от твердости материала
гфименяют наконечники двух типов: сталь¬
ной шарик диаметром Vie" для испытания
металлов малой и средней твердости при
суммарной (основной и предварительной)тают методы испытания пирамидой, дающие
результаты большой точности.В табл. 6 сопоставлены значения твердо¬
сти HV, НВ, HR (стандартные шкалы Л,
В и С).Нагрузки нетПредваритель¬
ная нагрузкаОсновнаянагрузка.ПредВаритель - I	-ная нагрузка. \*ая нагрузкаРис. 36. Положения наконечника при определении твердости с предвари¬
тельным нагружениемнагрузке 100 кГ (шкала В) и алмазный ко¬
нус с углом при вершине 120° и радиусом
закругления в вершине конуса 0,2 мм для
испытания твердых металлов при суммар¬
ной нагрузке 150 кГ (шкала С) и при сум¬
марной нагрузке 60 кГ (шкала А).Нагрузка прилагается последовательно в
две стадии (ГОСТ 9013—59): сначала пред¬
варительная нагрузка, обычно равная 10 кГ,
а затем равная большей частью 90 и 140 кГПосле приложения предварительной на¬
грузки индикатор, измеряющий глубину
отпечатка, устанавливается на нуль. Когда
отпечаток получен, основную нагрузку сни¬
мают и измеряют остаточную глубину про¬
никновения наконечника t под действием ос¬
новной нагрузки (рис. 36). Эта глубина, вы¬
ражаемая в условных единицах, характе¬
ризует твердость по Роквелу HR.Число твердости отсчитывают по круговой
шкале индикатора. Угловое перемещение
стрелки индикатора на одно деление, соот¬
ветствующее сотой части окружности шка¬
лы, отвечает 2 мк глубины вдавливания 1.
Деления циферблата пронумерованы в по¬
рядке, обратном движению стрелки, что да¬
ет большее число твердости при меньшей
глубине отпечатка, т. е. при более твердых
металлах.Циферблат прибора имеет две шкалы —
черную и красную; красная шкала смеще¬
на по отношению к черной на 30 делений.
При испытании алмазным конусом отсчеты
производятся по черной шкале, а стальным
шариком — по красной.Пределы измерения твердости по указан¬
ным шкалам устанавливаются в соответст¬
вии с данными табл. 5.Способ с применением предварительной
нагрузки имеет ряд методических преиму¬
ществ (быстрота испытаний и др.) и потому
очень удобен при массовом контроле. Одна¬
ко для исследовательских работ предпочиТаблица 5Пределы измерения твердости
по Роквелу и ВикерсуОбозначениеПределы
измерения
в едини¬
цах твер¬
дости по
Роквелу
HRСоответст¬
вующие при¬
ближенные
значения чи¬
сел твердос¬
ти, измерен¬
ных алмазной
пирамидой по
Викерсу HVшкалычислатвердостиВHRB25—10060—240сHRC20—67240-900АHRA70—85360—900МикротвердостьДля оценки свойств небольших объектов
или даже отдельных зерен металла приме¬
няется метод определения твердости вдав¬
ливанием при малых нагрузках—метод мик¬
ротвердости, дающий возможность оцени¬
вать свойства тонких поверхностных слоев.Микротвердость может быть измерена при
вдавливании и при царапании.При испытании вдавливанием обычно ис¬
пользуют наиболее совершенный наконечник
в виде пирамиды. Величина микротвердости
в этом случае Нп представляет среднее на¬
пряжение вдавливания, отнесенное к по¬
верхности отпечатка и вычисляемое в
кГ/мм2. *При малых размерах отпечатков (с диа¬
гональю отпечатка 20, 10 и 5 ц) погреш¬
ность в числах твердости может достигать
5; 10 и 20%, поэтому необходимо увеличе¬
ние числа идентичных испытаний для полу¬
чения достаточно надежного среднего ре¬
зультата.1	На приборе Суперроквела одно деление шка¬
лы соответствует 1 мк. Нагрузки, используемые
при испытании на этом приборе, равны 15; 30 и
45 кГ.*	На этом же принципе основан применяемый
в США метод определения микротвердости по
Кнупу.
32МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИТаблица 6Таблица перевода твердостей, определяемых
различными методамиТвердость НУТвердость НВТвердость HRдиаметр отпе¬
чатка, ммпри испытании
стандартным
стальным шари¬
компри испытании
шариком из кар¬
бида вольфрамашкалыСАВ12242,207808727284—11162,257458407083—10222,307128126882—9412,356827946681—8682,406537606480—8042,456277246279—7462,506016826078—6942,555786465878—6502,605556145677—6062,655345785476—5872,705145555275—5512,754955255074—5342,804775144974—5022,854614774873—4742,904444604673—4602,954294324572—4353,004154184372—4233,054014014271—4013,103883884171—3903,153753754070—3803,203633643970—3613,253523523869—3443,303413413668—3343,353313303567—3203,403213213367—3113,45311ЗП3266—3033,503023023166—2923,55293—3065—2853,60285—2965—2783,65277—2864—2703,70269—2764—2613,75262—2663—2553,80255—2563—2493,85248—2462—2403,90241—23621022353,95235—2161101Продолжение табл. 6Твердость HVТвердость НВТвердость HRдиаметр отпе¬
чатка, ммпри испытании
стандартным
стальным шари¬
компри испытании
шариком из кар¬
бида вольфрамаСшкалАыВ2284,00229	20611002224,05223—1960992174,10217—1760982134,15212—1559972084,20207—1459952014,25201—1358941974,30197—1258931924,35192—1157921864,40187—957911834,45183—856901784,50179—756901744,55174—655891714,60170—455881664,65167—354871624,70163—253861594,75159—153851554,80156—052841524,85152———831494,90149———821484,95146———811435,00143———801405,05140———791385,10137———781345,15134———771315,20131———761295,25128———751275,30126———741235,35123———731215,40121———721185,45118———711165,50116———701155,55114———681135,60111———671105,65110———661095,70109———65 |1085,7510711111164 1
!
МЕХАНИЧЕСКИЕ ИСПЫТАНИЯ МЕТАЛЛОВ33Приборы для испытания микротвердости
вдавливанием изготовляют либо в виде от¬
дельных установок, в которые включают
переносный вертикальный микроскоп с ре¬
вольверной головкой, например приборы
ПМТ-2 и ПМТ-3 конструкции М. М. Хрущо-
ва и Е. С. Берковича, либо в виде приспо¬
собления к горизонтальным металлографи¬
ческим микроскопам.На полированной поверхности образца на¬
мечают место испытания, а затем поворо¬
том револьверной головки вместо объектива
точно над тем же местом образца устанав¬
ливают приспособление, несущее индентор-
алмазную четырехгранную пирамиду (с
углом 136°), которая приводится в со¬
прикосновение с образцом и нагружается
заданной силой в течение определенного
времени (обычно 30 сек. для стали или 3 мин.
для мягких цветных сплавов). Затем на^-
грузку снимают поворотом револьверной
головки, над образцом вновь ставят объек¬
тив и с помощью окуляр-микрометра изме¬
ряют величину диагонали микроотпечатка.Большое влияние на результаты оказыва¬
ет способ обработки поверхности испытуе¬
мого образца. Предпочтительна электроли¬
тическая полировка поверхности, так как
при механической значения микротвердости
получаются завышенными.Метод микротвердости широко приме¬
няется для определения твердости отдель¬
ных структурных составляющих, свойств
тонких поверхностных слоев, для изучения
распределения деформации после холодной
обработки давлением и в других случаях.Механические свойства при
длительных статических нагрузкахДлительное статическое нагружение при
высоких температурах оказывает сильное
влияние на механические свойства металлов.
Механические свойства, определяемые при
длительных нагрузках, тесно связаны с вну¬
тренними превращениями, которые ускоря¬
ются одновременным влиянием повышенной
температуры и нагружения.Длительное нагружение металлов в усло¬
виях высоких температур сопровождается
двумя наиболее важными и характерными
явлениями: ползучестью и развитием теп¬
ловой хрупкости.Ползучестью называется постепен¬
ная деформация металла, происходящая
при постоянной нагрузке.Тепловая хрупкость — это умень¬
шение пластичности металла, определяемое
по величине деформации в условиях по¬
стоянной нагрузки при высоких температу¬
рах.Следует различать две основные группы
механических свойств: сопротивление пла¬
стической деформации при длительных ста¬
тических нагрузках (определение пределов
ползучести); сопротивление разрушению
(длительная прочность) и пластичность при
длительных статических нагрузках.3	Металловедение (справочник), т. IОбычно при повышенных температурах
образцы испытывают на длительное стати¬
ческое растяжение на специальных маши¬
нах. Груз прилагается к образцу через рыча¬
ги. Для нагрева образца применяют элект¬
рические печи с терморегуляторами, под¬
держивающими заданную температуру.Результаты испытаний отображают в ви¬
де кривой, характеризующей зависимость£б,=const, t°-constРис. 37. Типичные кривые ползу¬
честиудлинения от времени испытания при по¬
стоянной температуре и постоянной нагруз¬
ке (напряжении). Типичные кривые приво¬
дятся на рис. 37.При малых нагрузках удлинение практи¬
чески увеличивается со временем только до
определенной величины (/); при больших
рост сначала замедляется, а затем прибли¬
зительно /равномерно 'развивается во вре¬
мени (II).Наконец, при еще больших нагрузках уд¬
линение с возрастанием скорости увеличи
вается со временем вплоть до разрушения(III).Для измерения удлинения применяют
механические или более точные оптические
приспособления.Основной величиной, характеризующей
сопротивление пластическому деформиро¬
ванию при длительных нагрузках, является
предел ползучести. Пределом ползу¬
чести считается то постоянное напряже¬
ние, которое вызывает за определенное
время при постоянной температуре дефор¬
мацию заданной величины (например, 1°/о
за 100 час. или 1% за 100 000 час.) или оп¬
ределенную скорость деформации в течение
заданного промежутка времени (например,
10-4 °/о/час).Пересчитывая результаты опытов при рас¬
тяжении на сложные напряженные состоя¬
ния, обычно сравнивают между собой пре¬
делы ползучести, выраженные в касатель¬
34МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИных напряжениях, т. е. принимают, что ре¬
шающую роль в процессе ползучести играют
касательные напряжения.Испытания на длительную прочность про¬
изводят следующими способами:1)	определяют число часов до разруше¬
ния материала при данном напряжении;2)	при данной температуре проводят
серию опытов с различными постоянными
напряжениями и затем строят графическую
зависимость продолжительности жизни об¬
разца от напряжения (рис. 38);Рис. 38. Результаты испытаний
на длительную прочность3)	для каждой температуры опыта и для
каждого постоянного напряжения опреде¬
ляют зависимость деформации от времени.Последний способ наиболее полный, одна¬
ко он требует непрерывного измерения де¬
формаций вплоть до разрушения и, следо¬
вательно, применения для замера деформа¬
ции не чувствительных к сотрясениям при¬
боров.*При статических испытаниях обычно пред¬
полагается, что каждой величине напряже¬
ния соответствует определенная величина
деформации, причем время и скорость про¬
цесса не учитываются.Из работ С. Н. Журкова и других выте¬
кает, однако, что знание одних критических
величин напряжений без учета времени их
действия недостаточно. Последующими ра¬
ботами ряда авторов показано, что следует
принимать во внимание не только суммар¬
ное время нагружения, но и кинетику пла¬
стической деформации и разрушения, т. е.
скорости и ускорения этих процессов. Какдля пластической деформации, так и для
разрушения в общем случае наблюдаются
четыре, кинетических периода:I	— инкубационный, скорость и ускорение
положительны; часто (например, при ползу¬
чести) этот период не выявляется;II	— торможение, скорость положительна,
а ускорение отрицательно вследствие- упроч¬
няющих процессов;III	— стационарный, скорость положитель¬
на, ускорение постоянно или равно нулю;IV	— заключительный ускоренный (иногда
лавинный), скорость и ускорение положи¬
тельны.Переход от третьего к четвертому периоду
Соответствует переходу из докритического в
закритическое состояние. В областях пла¬
стической деформации и разрушения можно
различать:а)	нарушения прочности в докритическом
состоянии (например, о-0>2) без уменьше¬
ния несущей способности — в первых трех
кинетических периодах;б)	нарушения прочности, начиная с появ¬
ления закритического состояния, вызываю¬
щего снижение несущей способности, а при
заданной нагрузке — положительное уско¬
рение деформации и разрушения.Часто пластическая деформация и раз¬
рушение проходят одновременно, наклады-
ваясь друг на друга. Некоторые механиче¬
ские характеристики оценивают переход в
закритическое состояние (например, в пла¬
стической области оь при наличии шейки, в
области разрушения оь при отсутствии шей¬
ки). Для ряда случаев работы материалов
следует, не ограничиваясь докритическими
характеристиками, оценивать также закри¬
тическое поведение материала, например:1)	испытывать образцы и детали с исход¬
ными трещинами;2)	проводить испытания при различной
степени релаксации внешней нагрузки, на¬
пример, с разным исходным запасом упру¬
гой энергии, с заданной нагрузкой и задан¬
ным перемещением и т. п.3)	записывать изменения длины трещины
во времени, в частности в заключительный
период путем осциллографирования;4)	проводить анализ строения изломов,
выявляя на изломе границы между до- и
закритическими состояниями.ЛИТЕРАТУРА1.	Н. А. Шапошников. Механические испы¬
тания металлов, Машгиз, 1954.2.	Б. А. Авдеев. Техника определения меха¬
нических свойств металлов, Металлургиздат, 1949.3.	Энциклопедический справочник «Машино¬
строение», т. 3, Машгиз, 1947.4.	Я. Б. Ф о и д м а н. Механические
металлов, Оборонгиз, 1952.5.	Н. Davis, G. T г ох ell, С. Wiskocil.
The testing and inspection of engineering materials,2	ed., N. Y-. 1955.6.	M. W i t h e y, G. W a s h a. Materials of con¬
struction, N. Y., 1954.7.	H. Moore, M. Moore, Textbook of the ma¬
terials of engineering, 8 ed., N. Y., 1953.8.	О. H о r g e r. Metals engineering desisn —
ASME Handbook. N.Y., 1953.9.	С. H. Ж у p к о в и др. ЖТФ, 1953, 1677; 1955.
66, 1957, 1246.10.	Я. Б. Фридман. Сб. «Испытание деталей
машин на прочность», Машгиз. 1960.11.	Б. А. Дроздове кий и Я. Б. Фрид¬
ман. Влияние трещин на механические свойства
конструкционных сталей, Металлургиздат. I960.12.	Я. Б. Фридман, Т. А. Гордеева.
А. М. Зайцев. Строение и анализ изломов
металлов, Машгиз, 1960.13.	Fracture, N., Y., 1959.14.	Сб. «Некоторые проблемы прочности твер¬
дого тела», посвященный 80-летию Н. Н. Дави-
денкова, Изд. АН СССР, 1959.
ДИНАМИЧЕСКИЕ ИСПЫТАНИЯ МЕТАЛЛОВ35ГЛАВА 2ДИНАМИЧЕСКИЕ ИСПЫТАНИЯ МЕТАЛЛОВ1.	НАЗНАЧЕНИЕ И МЕТОДИКА
УДАРНЫХ ИСПЫТАНИИНазначение ударных испытанийИспытания на удар образцов с надрезом
получили широкое распространение, так как
они выявляют опасную склонность метал¬
лов к хрупкому разрушению (отпускная и
тепловая хрупкость, хладноломкость, сине¬
ломкость и др.). Эти виды хрупкости не все¬
гда обнаруживаются при статических испы*
таниях. Вследствие повышенной скоростиИспытание>
ударное(точки Т1 и Т2 для стали А и Б, рис. 1, б)
или на 10—20° ниже этого порога.Другим важным назначением ударных ис¬
пытаний, еще недостаточно отраженным в
стандартной методике, является определе¬
ние механических свойств металлов, под¬
вергаемых в условиях эксплуатации дина¬
мическим нагрузкам.Размеры и форма образцовУдарные испытания проводят при дефор¬
мации тех же видов, что и статические
(растяжение, сжатие, изгиб, кручение, срез).Температура испытания
аРис. 1. Схема перехода из вязкого состояния в хрупкое при статическом и ударном
нагружении одной и той же марки стали (а) и при ударном испытании стали двух
разных марок —Л и Б — при одинаковой степени охрупчивания (б)деформирования переход сталей распро¬
страненных марок из вязкого состояния в
хрупкое при ударных испытаниях часто
происходит примерно в интервале комнат¬
ных температур, а при статических — в зна¬
чительно более низком температурном ин¬
тервале (рис. 1, а).Ударные испытания также относительно
легко вскрывают многие структурные изме¬
нения, связанные с охрупчиванием материа¬
ла (изменение величины зерна, выпадение
дисперсных фаз, появление флокенов и
т. п.). Испытания на удар часто применяют
в заводской практике для оценки правиль¬
ности режимов проводимой обработки и ка¬
чества металла.Однако степень чувствительности удар¬
ных испытаний при различных видах ох¬
рупчивания не одинакова. Поэтому, под¬
вергая металл испытаниям только при ком¬
натных температурах, можно иногда полу¬
чить ошибочные результаты. Максималь¬
ная чувствительность ударных испытаний
обеспечивается в том случае, если испыта¬
ния проводят при температурах, соответст¬
вующих началу перехода стали из вязкого
состояния в хрупкое, т. е. при верхнем поро¬
ге хладноломкости неохрупченной стали3*Наиболее широко распространены ударные
испытания на изгиб (ГОСТ 1524—42) образ¬
цов квадратного сечения, свободно лежа¬
щих на двух опорах. Сечение образцов
10X10 мм, длина 55 мм. Расстояние между
опорами (пролет «в свету») 40 мм. Образ¬
цы со стороны, противоположной удару,
снабжают надрезом той или иной формы
(рис. 2). Обычно применяют надрез типа
канавки (надрез Менаже) шириной 2 мм,
глубиной 2 мм с радиусом закругления дна
надреза, равным 1 мм (рис. 2, а). На
рис. 2, б показан ключевидный надрез, часто
называемый надрезом Шарпи, а на
рис. 2, в — образец с треугольным надрезом.
Применяют также надрезы квадратной
формы, ослабления в виде центрального от*
верстия различного диаметра и др.Надрезы вызывают концентрацию напрЯ'
жений и локализуют пластическую дефор¬
мацию в узкой зоне, что резко понижает
работу разрушения и пластичность образ¬
цов. Наиболее сильное влияние оказывают
глубина надреза и радиус закругления дна
его. Особенно резко понижают вязкость и
пластичность образцов острые надрезы ти¬
па поперечных трещин. Поэтому для выяв¬
ления склонности к хрупкому разрушению в*
36МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИИособо тяжелых условиях эксплуатации в
последнее время начали испытывать образ¬
цы, имеющие наряду с надрезом также тре¬
щины. На рис. 2, г показан предложенный
Я. Б. Фридманом и Б. А. Дроздовским об¬
разец, в котором от дна надреза (треуголь¬
ной формы или типа канавки) идет трещина
той или иной глубины, полученная путем
предварительных испытаний на усталость»
закалкой или путем пропила тонкой прово¬
локой. На рис. 2, д показан образец, пред-Вид сбоку130 мм наносят три надреза и получают, та¬
ким образом, три последовательно испыты¬
ваемых образца.Обычно при ударном испытании опреде¬
ляют только величину работы (Ак), затра-Рис. 3. Образцы для испытаний по
Изоду (а) и схема их испытаний (б)Уч5°ф-Рис. 2. Форма наиболее
распространенных надрезов
и ослаблений, наносимых на
ударные образцы квадрат¬
ного сеченияложенный зарубежным исследователем
Шнадтом, в котором имеется треугольный
надрез глубиной 2 мм с различным радиу¬
сом закругления дна надреза — от 2 мм до
нуля (в последнем случае острую часть над¬
реза выполняют вдавливанием ножом из
твердого сплава). Особенностью этого об¬
разца является высверливаемое в зоне сжа¬
тия отверстие диаметром 5 мм, в которое
вставляют вкладыш из твердого сплава.
Этот вкладыш без пластической деформации
воспринимает напряжения сжатия. Таким
образом, рабочее сечение образца (полоска
размером ЗхЮ мм) работает при ударе
только на растяжение.В США и Англии принято испытание на
удар по методу Изода, при котором испы¬
туемый образец квадратного сечения 10X
ХЮ мм закрепляют одним концом в тис¬
ках. Удар наносят по свободному концу
образца, при этом надрез (обычно тре¬
угольный) располагают у места защемления
образца, в зоне растяжения. Эскиз образца
и схема испытания по Изоду приведены на
рис. 3. Как правило, на прутке длинойченной на разрушение образца, и относят ее
к площади поперечного сечения в ослаблен¬
ном надрезом месте (F). Полученную вели¬
чину называют удельной ударной вязкостью
или просто ударной вязкостью (ак):ак =А к К2МF см2Отнесение работы разрушения к площади
поперечного сечения не имеет физического
смысла, так как затраченная работа зависит
не от площади поперечного сечения, а от
объема металла, участвующего в пластиче¬
ской деформации, методика определения
которого еще недостаточно разработана.
Для стандартного образца с надрезом (Ме-
наже) определение величины ударной вяз¬
кости сводится по существу к делению ра¬
боты разрушения на постоянный коэффи¬
циент, равный 0,8. Правильнее было бы ог¬
раничиться величиной работы разрушения
образца с указанием его типа, так как ра¬
бота разрушения и удельная ударная вяз¬
кость образцов различного типа не сравни¬
мы между собой.Копры для испытаний на ударДля обычных ударных испытаний, при
которых скорость бойка в момент удара со¬
ставляет около 5—7 м/сек, применяют коп¬
ры вертикальные (с падающей бабой),
маятниковые и ротационные. Наибольшее
распространение получили маятниковые коп*
ры, простые и удобные в обслуживании.Для испытаний на кручение применяют
специальные крутильные копры, а для ис¬
пытаний с высокими скоростями приложе¬
ния нагрузки (100 м/сек и больше)—рота-
ДИНАМИЧЕСКИЕ ИСПЫТАНИИ МЕТАЛЛОВ37циюнные и пневматические скоростные коп¬
ры, а также копры, использующие давление
порохового взрыва.Схема устройства и работы маятникового
копра приведена на рис. 4. На оси копра
подвешен маятник 1, который перед испыта¬нием поднимают в верхнее положение, пока¬
занное пунктиром. В этом положении маят¬
ник обладает потенциальной энергией, рав¬
ной= Ghx = Gl( 1 — cos а).Образец 2 укладывают на опоры и отпус¬
кают защелку маятника. Опускаясь, маят¬
ник разрушает образец, затрачивая работу
А, и, двигаясь далее, отклоняется на неко¬
торый угол р, отмечаемый по шкале 3 с по¬
мощью стрелки 4. Следовательно, после
разрушения образца маятник еще обладал
энергиейА2 = Gh2 = Gl (1 — cos Р).Работа, затраченная на' разрушение об¬
разца, будет равна разности А\—А2:A =Gl (cos р — cos а).Маятниковые копры обычно снабжают
стрелкой, отмечающей угол отклонения
маятника после разрушения образца, или
специальным рамочным приспособлением,
прямо регистрирующим работу разрушения
образца.Маятниковые и вертикальные копры поз¬
воляют испытывать образцы не только на
изгиб, но и на разрыв, для чего имеются
несложные приспособления.Регистрируемая указателем копра работа
разрушения образцов включает в себя так¬
же различные виды потерь энергии при ис¬
пытании. К ним относятся:1)	вредные сопротивления движению
(трение в шарнирах, сопротивление возду¬
ха и др.);2)	энергия упругой деформации системы(включая вибрацию и звуковой эффект при
ударе);3)	работа сил трения при проволакивании
образца между опорами;4)	работа местного пластического дефор¬
мирования в точках контакта ножа маятни¬
ка с образцом и образца с опорами;5)	энергия* израсходованная на сообще¬
ние ускорения вылетающим обломкам об¬
разца.Величина потерь в значительной степени
зависит от устройства и выверенности коп¬
ров, методики испытания и материала об¬
разцов (его пластичности и вязкости). В ус¬
ловиях обычных испытаний эти потери не¬
велики и ими можно пренебречь, но в ряде
случаев в возможности пренебречь потерями
следует убедиться, проводя хотя бы прибли¬
женное вычисление их величины.Ротационный копер для ударных испы¬
таний при высоких скоростях приложения
нагрузки схематически показан в рис. 5.Массивный диск, на котором жестко ук¬
реплен боек (бивень), приводится во враще¬
ние от электродвигателя (не показанного на
рис. 5). При достижении заданной скорости
образец 1 подбрасывают на опоры 2 под
боек 3 действием пружины 4, удерживаемой
до этого в сжатом положении стержнем 5 и
защелкой 6. Защелку освобождают, нажи¬
мая рукоятку 7 книзу- Сидящий на одном
валу с диском под определенным углом 0
кулачок 8 поднимает кверху левый конец
рычага 9, а правый конец этого рычага,
двигаясь книзу, освобождает защелку 6.Рис. 5. Схема ротационного копра для испы¬
таний при высоких скоростяхМаксимально достигнутая скорость испы¬
тания на копре этого типа составляет
125 м/сек.Недостатком скоростных ударных испыта¬
ний являются значительные затруднения с
определением работы разрушения, так как
при массивных дисках разность скоростей
их вращения до и после удара, определяю¬
щая собой затрату работы на разрушение
образца, крайне невелика и с трудом под¬
дается учету.Другим источником погрешности при вы¬
числении работы разрушения образцов яв¬
ляются потери работы на вынос обломков
образцов. Эта работа при больших ско¬
ростях испытаний становится не только со¬
измеримой по величине с работой, затрачи¬
38МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИваемой на деформацию и разрушение об¬
разцов, но может значительно превысить ее.Ротационные копры, схема которых при¬
ведена на рис. 5, построены у нас в Ленин¬
граде Ф. Ф. Витманом и в Брянске Г. И.
Погодиным-Алексеевым с сотрудниками.
Оригинальный двухбивневый ротационный
копер, позволяющий испытывать образцы на
изгиб и на растяжение (рис. 6), построенОпределение характеристик
прочности и пластичности при удареУдарные испытания для установления
прочностных и пластических свойств про¬
водят на ненадрезанных образцах. Пласти¬
ческие характеристики (стрела прогиба и
угол загиба образцов при изгибе, удлине-Рис. 6. Схема двухбивневого ротационного копра для испытаний на растяжениеи изгибН.	Н. Давиденковым и Е. Ф. Розенпленте-
ром.Кинетическая энергия рабочего диска ро¬
тационного копра конструкции Г. И. Пого¬
дина-Алексеева с сотрудниками при окруж¬
ной скорости 125 м/сек составляет 5500 кГм.
Работа выноса обломков цилиндрического
образца диаметром 10 мм и длиной 70 мм
равна 31,2 кГм. Если работа разрушения
образца составит 10 кГм, скорость враще¬
ния диска непосредственно после удара сни¬
зится до 124,5 м/сек и перепад скорости бу¬
дет равен только 0,5 м/сек, или 0,4%, что
трудно зарегистрировать обычными метода¬
ми. Поэтому для записи малых перепадов
скоростей былй применены дифференциаль¬
ные методы — механический (Н. Н. Дави-
денков) и электрический (Г И. Погодин-
Алексеев с сотрудниками).Пневматические копры для скоростных
испытаний построены А. А. Ильюшиным,
а также А. В. Носкиным и др. Скоростные
копры этого типа используются пока толь¬
ко для исследовательских целей и обеспе¬
чивают скорость испытания до 300 м/сек.Известно применение копров, использу¬
ющих энергию горения пороховых зарядов.
Камерой сгорания и направляющим аппа¬
ратом для бойков служат стволы боевого
оружия (крупнокалиберных пулеметов или
орудий). Скорость движения бойков реги¬
стрируют специальными аппаратами и за¬
писывают осциллографами. Эта скорость в
определенных условиях испытания может
быть больше 700 м/сек.ние и сужение в шейке при растяжении и
др.) при ударном испытании определяют
обычными методами.Для определения прочностных характе¬
ристик обычные методы записи усилий при
ударных испытаниях неприменимы из-за
большой инерционности и сложности при¬
меняемой аппаратуры. Для этой цели обыч-Рис. 7. Маятниковый копер с пьезоэлек¬
трическим датчикомно используют копры, снабженные пьезо¬
кварцевыми динамометрами и осциллогра-
фической записью. На рис. 7 показан ко¬
пер с пьезокварцевым динамометром
(ГДР) для испытаний на изгиб и на рас¬
тяжение с запасом работы д'о 10 кГм.Пьезоэлектрический датчик 1 укреплен
на маятнике копра, подвешенном на кон¬
ДИНАМИЧЕСКИЕ ИСПЫТАНИЯ МЕТАЛЛОВ39сольной оси к боковой стойке 3. Измерение
деформаций осуществляется при помощи
фотоэлектрического датчика, состоящего из
фотоэлемента 2, расположенного на стойке
хопра, и диафрагмы, установленной наСтрела прогиба ft ммРис. 8. Диаграмма деформации нена-
дрезанных образцов стали 20:
а — ударный изгиб, скорость нагруже¬
ния 3490 мм/сек: б — статический из¬
гиб, скорость нагружения 0,16 мм{секдеформации ненадрезанных образцов ста¬
ли 20 при ударном изгибе и для сравне¬
ния диаграмма деформации той же стали
при статическом изгибе.Величину динамического усилия при се¬
рийных испытаниях можно найти также
другими методами. Например, замеряя
упругий прогиб образцов или угол о iскока
маятника после удара на каждой ступени
испытания, по уравнениям теории упруго¬
сти определяют величину действующего
динамического усилия, а по этой величине
и соответствующему ему значению пласти¬
ческого прогиба строят диаграмму ударно¬
го изгиба.2.	СВОЙСТВА СТАЛИ ПРИ УДАРНОМ
НАГРУЖЕНИИОбщие сведенияПрочность и пластичность, а также
обобщающая оба эти свойства величина
работы разрушения обусловливают способ¬
ность конструкций сопротивляться воздей¬
ствию внешних нагрузок в различных ус¬
ловиях эксплуатации. Численные значения
этих свойств, особенно при динамическом
нагружении, могут изменяться в сравни¬
тельно широких пределах в зависимости от
различных факторов (рис. 9).штанге маятника. Кривая деформации за¬
писывается при помощи зеркала, отражаю¬
щего луч света при повороте рычага 5 на
угол, пропорциональный деформации об¬
разца. Ток, возникающий в датчиках, по¬
ступает в двухлучевой катодный осцилло¬
граф, установленный в распределительном
шкафу 4. Груз 6 и коромысло 7 служат
для градуировки масштаба усилий.Диаграмму деформации при ударе мож¬
но построить и при испытаниях на обыч¬
ном копре, не прибегая к пьезокварцевой
аппаратуре, определяя характеристики
прочности при серийных испытаниях по
методу, предложенному (автором. Для
этого необходимо испытать ряд (серию)
идентичных образцов (лучше без надреза)
при переменной высоте подъема маятника
и измерить величину пластической дефор¬
мации (стрелу прогиба при изгибающем
ударе и абсолютное удлинение при .растя¬
гивающем). Зная запас работы маятника
на каждой ступени подъема, определяют
приращение работы при переходе от одной
ступени к другой АЛ и приращение пла¬
стических характеристик, например стрелы
прогиба при изгибе А/. Величина среднего
усилия, действовавшего в данном интервалепПри достаточном числе ступеней подъе¬
ма маятника (копер МК-30 имеет 18 сту¬
пеней) по полученным значениям Рп и fn
можно построить диаграмму деформаций.
В качестве примера на рис. 8. приведена
построенная по этому методу диаграммаПовышение стойкости против
разрушения при удареДеталям машин следует придавать такую
форму (так распределять нагрузки), кото¬
рая бы обеспечивала создание однородного
поля напряжений и деформаций. Ненагру*
женные или недостаточно нагруженные зо¬
ны не только не создают запаса прочности,
но даже понижают общую прочность и пла¬
стичность детали.Одним из методов повышения стойкости
конструкций против разрушения в услови*
ях ударного нагружения наряду с общим
повышением пластических свойств металла
является придание деталям формы, при
которой увеличивается объем металла,
участвующего в пластической деформации.Для балок, нагружаемых поперечными
ударными нагрузками, можно, например,
рекомендовать изменение поперечного се¬
чения, аналогичное форме «равного сопро¬
тивления изгибу».Кроме того, балки (или их пояса) мож¬
но делать составными по высоте из отдель¬
ных пластин, скрепленных между собой по
торцам. Так, пятислойные образцы из Ст. 3
и Ст. 5 требуют для разрушения затраты
работы примерно в два раза больше, чем
однослойные (сплошные), при одинаковом
сечении и объеме.Надрезы в случае необходимости лучше
располагать не в поперечном, а в продоль¬
ном по отношению к оси балки направле¬
нии; не в сечении под нагрузкой, а на рас¬
стоянии от него; не в растянутой зоне, а в
40МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИФакторы, влияющие на
прочность и пластичностьПрирода и строение
металлаКонструкция и условия
служЫ изделийМеталлургиче¬
ские процессыИсходные материалу
и слособ^роизводсщваТехнологичестпроцессыКонструкцияизделии.Вий процесса а эле¬
менты его режима<оо5 'Рис. 9. Классификация факторов, оказывающих влияние на прочность,
пластичность и вязкость металловсжатой. При правильном расположении та¬
ких «ослаблений» стойкость конструкции
против разрушения при ударном и статиче¬
ском приложении нагрузки не только не
уменьшается, но даже может увеличиться
(рис. 10).Как видно из данных таблицы, характе¬
ристика максимальной пластичности (ор)
остается практически неизменной при ста¬
тическом испытании и несколько повы¬
шается при ударном. Общая (средняя)
пластичность (сумма равномерной и сосре-9А	2,5	11,2 16.7 кГп6Рис. 10. Работа разрушения стандартных
ударных образцов стали 45 при расположе¬
нии надрезов в разных зонах (а) и образцов
стали Ст. 3 при различных ослаблениях
поперечного сечения (б)Влияние скорости нагружения
на прочность и пластичность сталиПовышение скорости нагружения сопро-
вождается заметным повышением сопро¬
тивления большим и особенно малым пла¬
стическим деформациям. Для стали 20, на¬
пример, предел текучести при ударном на¬
гружении вдвое больше, чем при статиче¬
ском, предел прочности на 30%, а работа
деформации на 35%.Зависимость максимальной пластичности
этой стали от скорости нагружения иллю¬
стрируется таблицей, в которой приведены
результаты испытания образцов (типа Га¬
гарина) на растяжение.v, мм/сек8. %Ф. %3,3*10"®38,066,13,3-10~236,866,11,5-Ю"135,066,11,033,566,12,033,366,15,1-10340,067,77,7-1О340,768,6доточенной деформации), выражаемая от-
носительным удлинением, при статическом
нагружении несколько понижается с увели¬
чением скорости деформирования. Это объ¬
ясняется усилением локализации пластиче¬
ской деформации (рис. 11). С переходом к
динамическим нагрузкам локализация пла¬
стичности продолжает увеличиваться, но
одновременно несколько возрастает макси¬
мальная пластичность в шейке (пик кри¬
вой на рис. 11) и появляются дополни¬
тельные, неразвитые очаги локализации.
Несколько увеличивается также равномер¬
ная пластическая деформация. В резуль¬
тате, несмотря на усиление локализации,
суммарная пластичность образцов при
ударном нагружении несколько больше, чем
при статическом.
ДИНАМИЧЕСКИЕ ИСПЫТАНИЯ МЕТАЛЛОВ41Рис. 11. Распределение остаточной (пластиче¬
ской) деформации по длине образцов стали 20,
испытанных при различных скоростях растяже¬
ния (мм! сек):
а- 3,3 . 10-3; б — 2,0: в — 7,7. 10»Зоны хрупкости сталиТемпература службы (испытания)' ока¬
зывает определенное влияние на ударную
вязкость и пластичность стали. Многие ме¬
таллы и сплавы в различных температур¬
ных интервалах обнаруживают опасную
склонность к хрупкому разрушению. Схе¬
матично изменение ударной вязкости под
влиянием температуры для сталей перлит¬
ного класса показано на рис. 12. Падение
ударной вязкости и пластичности при низ¬
ких температурах называется хладно¬
ломкостью, при 500—550° — синелом¬
костью, при температурах немного выше
точки Л! в момент фазовых превращений —
хрупкостью перекристаллиза¬
ции. У сталей, недостаточно раскисленных
или загрязненных серой и другими приме¬
сями, при еще более высоких температурах
может наблюдаться горячеломкость
или красноломкость.Наиболее опасно для службы изделий
снижение ударной вязкости при низкихтемпературах — хладноломкость (подробно
см. стр. 77).Интересно отметить, что локальная и
равномерная пластичность в указанных зо¬
нах хрупкости изменяются не одинаково.Так, при пониженных температурах вна¬
чале уменьшается суммарная величина ло¬
кальной деформации, а равномерная дефор¬
мация не только не уменьшается, но даже
может несколько повыситься. Падение ло¬
кальной деформации определяет положение
верхнего порога хладноломко¬
сти.При дальнейшем понижении температу¬
ры у сталей перлитного класса резко по¬
нижается равномерная пластичность, что
определяет нижний порог хладно¬
ломкости.Наряду с рассмотренными зонами хруп¬
кости имеются также и другие аномалииРис. 12. Температурные интервалы хладно¬
ломкости, синеломкости и хрупкости пере¬
кристаллизации стали перлитного класса
(схема)ударной вязкости, известные под названием
отпускной хрупкости I и II рода, тепловой
хрупкости и др. Они также имеют большое
практическое значение.Резко снижается ударная вязкость также
в результате старения после термической
обработки и после пластической деформа¬
ции, после травления в различных агрес¬
сивных средах (травильная, водородная
хрупкость и др.) и в ряде других случаев.
Эти явления описаны в соответствующих
разделах настоящего справочника.ЛИТЕРА ТУРА1.	Н. Н. Давиденков. Динамические испы¬
тания металлов, ОНТИ, 1936.2.	Н. Н. Давиденков. Проблема удара в
металловедении, Изд-во АН СССР, 19383.	Н. Н. Д а в и д е н к о в. Некоторые проблемы
механики материалов, Лениздат, 1943.4.	Г. И. Погоди н-А лексеев. Свойства
металлов при ударном нагружении, Металлург-
издат, 1953.5.	Г. И. Погоди н-А лексеев. Методы
определения динамических свойств металлов, изд.
НТО Машпром, 1957.6.	D. Clark. Metal Progress, v. 64, 1953, Nfe 5*
p. 67.7.	A. H а д а и. Пластичность и разрушение
твердых тел, Изд-во иностр. лит. 1954.
42МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙГЛАВ ASМЕТОДЫ ИСПЫТАНИЯ НА ИЗНАШИВАНИЕ11.	износостойкостьКАК СВОЙСТВО МАТЕРИАЛА,
ПОДЛЕЖАЩЕЕ ОЦЕНКЕОсновные понятия и определе¬
ния. Изнашивание — процесс постепенного
изменения размеров детали по ее поверх¬
ности, происходящий при трении.непосредственно по изменению размеров
детали или по косвенным признакам.Износостойкость — способность материа¬
ла (детали, сочетания сопряженных дета¬
лей) оказывать сопротивление изнашива¬
нию в определенных условиях службы или
испытания.Подразделение внешних усло¬
вий службы [1]. Трение, вызывающееТаблица 1Классификация внешних условий службы для изнашивающихся деталей машинТело, изнашивающее детальВид тренияНаличие смаз¬
киПример изнашивающейся детали (или
сопряжения деталей)Сопряженная деталь ма¬
шиныСкольжениеСо смазкойВал—подшипник; поршень—цилиндрБез смазкиТормозная колодка и колесо вагонаКачениеСо смазкойПодшипник каченияБез смазкиОпорный ролик по рельсу гусеницы
трактораТвердое сплошное телоСкольжение—Резец о стружку: измерительный ка¬
либр о детальКачение—Автомобильная шина о твердую до¬
рогуТрердые частицы, сцеп¬
ленные в непрочную
массуСкольжение—Лемех плуга о почвуКачение—Размалывающие бегуны о глинуТвердые частицы в пото¬
кеПоток жидкости
Газовый потокЛопатки насоса, качающего волу, со¬
держащую песокЛопатки дымососовДвижущаяся жидкостьУдар капель воды
КавитацияЛопатки паровой турбины, ступени
низкого давленияЛопатки центробежного насосаИзнос — результат изнашивания, прояв¬
ляющийся в виде изменения размеров де-
тали по поверхности трения и оцениваемый1 Сведения о методах испытания на изнаши¬
вание имеются также в сборниках серии «Трение
и износ в машинах», изд-во АН СССР (выходят
с 1941 г.) и в трудах Первой (2 тома), Второй
(4 тома) и Третьей (3 тома) Всесоюзных Конфе¬
ренций по трению и износу в машинах (изд.-во
АН СССР),изнашивание, может происходить в местах
подвижных сопряжений машины (даже ес¬
ли относительные перемещения чрезвычай¬
но малы), а также в местах соприкоснове¬
ния деталей с обрабатываемым материа¬
лом.В табл. 1 приведена классификация
внешних условий службы изнашивающихся
деталей машин.
МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЯ НА ИЗНАШИВАНИЕ43Виды изнашивания. В настоящее
время принято различать следующие виды
изнашивания (применительно к случаю
трения сопряженных деталей):1)	механические, характеризуемые в ос¬
новном явлениями механическими, напри¬
мер: абразивное изнашивание; изнашива¬
ние вследствие пластического деформиро¬
вания; изнашивание вследствие усталост¬
ного разрушения в поверхностном слое, при
трении качения (иногда называют «оспо¬
видным» изнашиванием);2)	молекулярно-механические, характе¬
ризуемые проявлением молекулярных сил,
например изнашивание, сопровождаемое
схватыванием металлов;3)	коррозионно-механические, характе¬
ризуемые проявлением химических взаимо¬
действий металлов со средой или смазкой,
например окислительное изнашивание.Каждому виду изнашивания соответст¬
вует свое определенное развитие процесса
и свои закономерности. В зависимости от
вида изнашивания выбирают конкретные
меры его предупреждения.Вид изнашивания в большинстве случаев
не определяется полностью условиями,
приведенными в таблице. Поэтому изно¬
состойкость материала всегда следует свя¬
зывать с определенным видом изнашива¬
ния или с определенными условиями тре¬
ния. Оценка износостойкости материала во¬
обще, т. е. безотносительно к виду изнаши¬
вания или к определенным условиям тре¬
ния, не имеет смысла.2.	ИСПЫТАНИЕНА ИЗНАШИВАНИЕ В УСЛОВИЯХ
ЭКСПЛУАТАЦИИ МАШИННаиболее надежной проверкой правиль¬
ности выбора материала или способов его
обработки применительно к определенной
детали машины являются испытания дета¬
ли на самой машине в условиях эксплуа¬
тации («натурные» испытания). Такой ме¬
тод используют наиболее часто, однако он
связан с практическими трудностями (дли¬
тельность испытаний, необходимость раз¬
борки машины для определения износа де¬
тали, трудность точного определения ве¬
личины износа и др.).Результат испытания на изнашивание
может оцениваться по изменению служеб¬
ных свойств машины (например, по пони¬
жению точности обрабатываемого полу¬
фабриката), по косвенным признакам (на¬
пример, по увеличению утечки между плун¬
жером и цилиндром) и непосредственно —
по изменению размеров деталей.Наиболее распространено определение
износа деталей путем их о б м е р а с по¬
мощью микрометрических и н-
стумеятов до и после испытания. По¬
грешности, связанные с касанием измери¬
тельного инструмента и повторным изме¬
рением не строго по одному направлению,
делают этот метод в ряде случаев недо¬
статочно точным. В последние годы получи¬ли развитие новые способы определения
износа деталей машин (см. ниже).Метод искусств!енных баз поз¬
воляет определять величину местного из¬
носа и распределение его по поверхности
трения [2]. При этом методе на поверхно¬
сти детали, подвергающейся изнашиванию,
делают заранее одно или несколько углуб¬
лений определенной геометрической формы;
зная соотношение между поперечным раз¬
мером углубления и его глубиной, можно
по уменьшению первого (происходящего
в результате износа поверхности ) опреде¬
лить износ в направлении, нормальном к
поверхности. Имеется несколько методов
получения углублений: пластическое вы¬
давливание (метод отпечатков), вырезание
(метод вырезанных лунок) и др. При ме¬
тоде отпечатков (отпечаток наносят или
квадратной пирамидой, применяемой при
испытании на твердость, или специальным
коническим керном) по краям углубления
получаются вспученные места, подлежащие
зачистке' соотношение поперечных разме¬
ров и глубины у отпечатка обычно иные,
чем у индентора, вследствие «упругого вос¬
становления» материала, что следует учи¬
тывать при вычислении величины износа.
Этих недостатков лишены методы, основан¬
ные на том или ином способе вырезания
углублений. Наибольшее развитие получил
метод вырезанных лунок, хотя для него и
нужна специальная аппаратура. При этом
методе на поверхности трения детали вра¬
щающимся алмазным резцом вырезают
углубление в виде остроугольной лунки
(рис. 1). Измерив длину лунки I на поверх¬
ности, легко определить ее глубину Я:/2h = 0,125 —.гУменьшение этой глубины по мере износа
поверхности характеризует линейный износ
в данном месте; дно лунки является как
бы искусственной базой.Метод вырезанных лунок применим для
определения износа весьма чисто обрабо¬
танных поверхностей при величине износа
до 0,1 мм. Начальная длина лунки обычно
около 1,0—1,5 мм. Этот метод использует¬
ся в СССР для определения износа цилин¬
дров и валов двигателей внутреннего сго¬
рания, станин станков и других деталей.
Примеры применения у нас других мето¬
дов: с помощью конических отпечатков,
сделанных керном, определялся износ
крупных шевронных зубьев зубчатых колес
приводов прокатных станов; с помощью
микроотпечатков квадратной алмазной пи¬
рамидой, сделанных на приборе для микро¬
твердости, определялся износ плунжеров
топливного износа дизеля; с помощью вы¬
сверленных конических углублений опре¬
делялся износ днища рештаков скребковых
конвейеров, транспортирующих уголь, из¬
нос золотниковых цилиндров паровозов.Мет о д определени я железа в
масле. В некоторых случаях с успехом
44МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЯ И ИССЛЕДОВАНИИиспользуется оценка износа по количеству
железа, которым засоряется смазочное мас¬
ло (железо попадает в него в виде продук¬
тов износа). Этот метод известен у нас
как «метод построения линий износа». Ко¬
личество железа определяется химическимРис. 1. Схема вырезания лункианализом золы после сжигания пробы мас¬
ла. Достоинством метода является возмож¬
ность оценивать износ, не прибегая к раз¬
борке механизма или машины, а недостат¬
ком — интегральность, так как определяет¬
ся суммарный износ по всей поверхности
трения детали или нескольких деталей.Радиоактивный метод. Если ма¬
териалу детали сообщить радиоактивность,
то радиоактивными будут продукты изно¬
са, попадающие в масло; по интенсивности
излучения их в пробе масла можно судитьо	количестве радиоактивного вещества, по¬
павшего в масло за определенный период
времени, и о скорости изнашивания дета¬
ли. Радиоактивность материалу изучаемой
детали может быть сообщена различными
способами, например:1)	введением радиоактивных изотопов
некоторых элементов в сплав при вы¬
плавке;2)заполнением	углубления в теле детали
(например, неглубокого сверления) прово¬
локой из материала, содержащего радио¬
активный изотоп;3)	облучением детали в атомном реакто¬
ре (применяется для небольших деталей).Данные об износе, полученные при ис¬
пользовании этого метода, относятся не ко
всем трущимся деталям, с которых про¬
дукты износа попадают в масло (как в
случае метода «железо в масле»), а к од¬
ной изучаемой детали. При радиоактивном
методе, чувствительность которого в сотни
раз выше чувствительности метода «железо
в масле», возможно непрерывное наблюде¬
ние или запись хода изнашивания.К недостаткам радиоактивного метода
относится то, что приходится специально
изготовлять или специально обрабатыватьдетали, применять специальную аппарату¬
ру, принимать особые меры защиты персо¬
нала от действия излучений [3].3.	ЛАБОРАТОРНЫЕ ИСПЫТАНИЯ
НА ИЗНАШИВАНИЕИспытания на изнашивание можно про¬
изводить с исследовательскими целями, на¬
пример для изучения самого явления изна¬
шивания, и с практическими целями, на¬
пример для проверки способов повышения
износостойкости материала детали, опреде¬
ления пригодности материала-заменителя и
т. п. Ниже рассматриваются принципы по¬
становки лабораторных испытаний, прово¬
димых при решении практических задач.Интенсивность и закономерности изна¬
шивания детали определяются фактиче¬
скими свойствами материала тонких по¬
верхностных слоев в момент трения, кото¬
рые зависят, в частности, от: а) действи¬
тельной температуры микроучастков по¬
верхностного слоя; б) характера напря¬
женного состояния; в) изменений состава и
строения, происходящих в процессе трения.Опыт показывает, что при небольшом
изменении внешних условий трения интен¬
сивность изнашивания может резко изме¬
ниться в связи с достижением «критиче¬
ских» условий на поверхности трения
(обычно температурных); так, при сухом
трении.стали о сталь и определенной схеме
испытания наблюдается понижение интен¬
сивности изнашивания приблизительно в
500—1000 раз при повышении скорости
скольжения с 0,5 до 1,0 м/сек. Это объяс¬
няется переходом от изнашивания, сопро¬
вождаемого молекулярным схватыванием»
к изнашиванию другого вида, без схваты¬
вания. Отсюда ясны огромные трудности
в моделировании на образцах того же ви¬
да изнашивания, который имеет место на
детали во время ее службы. Можно сфор¬
мулировать основное правило для выбора
методики лабораторного испытания мате¬
риала на изнашивание: при проведении ис¬
пытаний на лабораторной машине необхо¬
димо воспроизводить ту же совокупность
основных условий на поверхности, которая
имеет место при службе детали и обеспе¬
чивает для одного и того же материала
одинаковый процесс изнашивания. Для
правильного выбора условий испытания не¬
обходимо предварительно выяснить усло¬
вия, в которых работает материал детали
(в первую очередь условия смазки, ско¬
рость скольжения, удельное давление, ха¬
рактер нагружения, температуру близ по¬
верхности трения и, если это возможно»
вид изнашивания). В ряде простых случа¬
ев основные условия трения можно воспро¬
извести на лабораторной установке.В более сложных случаях, когда прямое
воспроизведение эксплуатационных условий
трения на лабораторной машине затруд¬
нено, можно использовать следующие кри-
дерии правильности выбора условий тре¬
ния.
МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЯ НА ИЗНАШИВАНИЕ451.	Получение аналогичной формы разру¬
шения материала при его изнашивании на
лабораторной установке и в условиях экс¬
плуатации. Этот метод был использованВ.	А. Кисликом [4] при испытаниях мате¬
риала бандажей для железнодорожных ко¬
лес. Идея метода поясняется примером: на
машине для испытания на износ типа
Амслера подбирают такие условия испы¬
тания (диаметр образцов, проскальзыва¬
ние, нагрузка), при которых соотношение
объема вытертого металла и металла, пла¬
стически деформированного, у образца из
бандажной стали определенной марки и
состояния соответствует такому же соотно¬
шению указанных объемов у бандажей из
той же стали и того же состояния при
службе в условиях эксплуатации.2.	Получение одинаковых эффектов раз¬
рушения поверхности, изменений в строе¬
нии и микротвердости поверхностных сло¬
ев материала образца лабораторной маши¬
ны и того же материала в детали при ее
службе в условиях эксплуатации. Этот ме¬
тод обоснован Б. И. Костецким [5] и яв¬
ляется достаточно надежным. Он требует,
однако, детального металловедческого ана¬
лиза изменений в строении тонких поверх¬
ностных слоев.4.	МАШИНЫ ДЛЯ ИСПЫТАНИЯ
НА ИЗНАШИВАНИЕ1Лабораторные машины для испытания
на изнашивание можно подразделить на
следующие группы:а)	машины, воспроизводящие определен¬
ный заданный вид изнашивания;б)	машины, воспроизводящие определен¬
ное заданное сочетание условий трения;в)	машины универсального типа;г)	машины для испытания в частных ус¬
ловиях трения (отличных от групп а и б).Машины, воспроизводящие определенный
вид изнашивания, пока еще разработаны
слабо, так как классификация изнашивания
по видам начата1 совсем недавно. Наибо¬
лее распространен абразивный вид изна¬
шивания. Для испытания на абразивное
изнашивание предложено много разных ма¬
шин и методик. Однако большинство из
них не отвечает требованию постоянства
условий трения в процессе испытания, что
и приводит поэтому к получению непра¬
вильных результатов.Причинами непостоянства условий изна¬
шивания могут быть, например: при тре¬
нии одного и того же образца о поверх¬
ность абразивного круга — забивание пор
круга продуктами износа, изменение абра¬
зивной способности круга после его зачист¬
ки проволочной щеткой; при трении образ¬
цов разных сталей — различное их влияние
на разрушение самого круга, если он яв¬
ляется «самозатачивающимся». По этим
причинам не рекомендуется применять ис¬1	Описание разных машин для испытаний на
изнашивание см. [7] и [8].пытание металлов на изнашивание при тре¬
нии об абразивный круг.К наиболее разработанным относится
методика испытания на абразивное изна¬
шивание при трении об абразивное полотно
или бумагу по ее свежей поверхности. На
рис. 2 приведена схема машины для такого
испытания [6].На вертикальном валу 1 насажен на ко¬
нусе вращающийся с небольшой скоростью
(60 об/мин) металлический диск 2, на плос¬
кую сторону которого натягивается абра¬
зивное полотно (или бумага). Цилиндри-Рис. 2. Схема машины Института машиноведения
АН СССР тип Х4-Б для испытания на абразив¬
ное изнашиваниеческий образец (диаметром 2 мм) зажи¬
мается в цанге 3 державки 4, свободно пе¬
ремещающейся в направляющих головки
штока. Торец образца трется об абразив¬
ную шкурку. Груз 5 и собственный вес дер¬
жавки создают нагрузку на образец. Вал 1
приводится в движение посредством чер¬
вячной передачи от вала 6 со шкивом 7 на
конце. Вал 6 посредством другой червячной
передачи приводит в движение промежу¬
точный вал 8 и шестерни 9 и 10. Послед¬
няя насажена на гайке 11, при вращении
которой в нее ввертывается или из нее вы¬
вертывается резьбовая часть 12 штока 13.
Таким образом, при вращении диска голов¬
ка 14 штока, несущая образец, получает
радиальное перемещение.Для исключения влияния колебаний аб¬
разивной способности разных листов шкур¬
ки производят испытание эталонного мате¬
риала. Лист абразивной шкурки использу¬
ют для однократного испытания. В резуль¬
тате испытания определяют относительную
износостойкость (отностительно эталонного
материала) разных металлов при абразив¬
ном виде изнашивания.Относительная износостойкость при этом
испытании соответствует сопротивлению ма*
териала разрушению в предельно наклепан¬
ном состоянии. Построение диаграммы от-
носительная износостойкость (е) — твер¬
дость (Н*) до испытания на изнашивание*	Символом Я здесь и на рис. 3 а, б и в
обозначено число твердости, определенное при
вдавливании алмазной пирамиды с углом между
противолежащими гранями при вершине 136° (на
приборах для испытания на микротвердость w
на приборах Викерса)
46МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙдает новое освещение соотношения меха¬
нических свойств металлических материа¬
лов разного состава и структуры в разном
состоянии. На рис. 3 приведены такие
диаграммы 8 — Н для ряда материалов. Из
этих данных видно, что износостойкость
отожженных чистых металлов и сталейнии этой разницы износостойкость металла
будет повышаться. Если необходимо оце¬
нить относительную износостойкость мате¬
риалов, твердость которых не сильно отли¬
чается от твердости того абразива, с кото¬
рым металл соприкасается, то следует об¬
ратиться к иным методам испытания — ос~а7бердость //, кГ/мм*бРис. 3. Износостойкость £ при абразивном изнашивании и твердость HV:
а — технически чистые металлы и углеродистые стали в отожженном состоянии; б — стали 40,У12 и Х12 после закалки и отпуска при разных температурах; в — материалы с разной степенью
наклепа в результате пластического деформирования: технически чистые металлы (алюминий, медь>
(1 и 2 — алюминиевые бронзы БрА5 и БрА7, наклепанные после отжига; 3 — бериллиевая бронза
•БрБ2, наклепанная после закалки; 4 — сталь 2Х18Н9, наклепанная после закалки; 5 — сталь 45-
после закалки и отпуска на разные температуры; 6 — сталь 45 с разной степенью наклепа после
отжига; 7, 8, 9 и 10 — сталь 45 с разной степенью наклепа после предварительной закалки и от¬
пуска соответственно при температурах 600, 450, 300 и 150°прямо пропорциональна твердости, полу¬
чаемой при вдавливании пирамиды; изно¬
состойкость термически обработанных ста¬
лей повышается линейно с увеличением
твердости, но различно для сталей разного
состава, так что одной и той же твердости
сталей разных марок соответствует различ¬
ная их износостойкость; износостойкость
материалов, твердость которых повышена в
результате наклепа при холодной деформа¬
ции, не повышается независимо от степени
наклепа.Большое влияние на результаты испы¬
тания металла на абразивное изнашивание
оказывает соотношение твердостей абра¬
зивных зерен и металла. При твердости
абразива более чем в 1,5 раза выше, чем
твердость испытуемого материала, разница
чх твердостей не скажется; при уменьше-нованным на воспроизведении основных-
условий трения, соответствующих эксплуа¬
тационным.В тех случаях, когда изнашивание проис¬
ходит под действием абразивных частиц,
попадающих между двумя сопряженными
деталями, явление усложняется: абразив¬
ные частицы царапают обе поверхности в-
разной мере — в зависимости от сочетания
механических свойств материалов деталей»
относительного пути трения и других фак¬
торов. Для оценки износостойкости мате¬
риала обеих деталей в таких сложных ус¬
ловиях службы испытание целесообразно*
проводить в условиях, воспроизводящих
эксплуатационные.Машины, воспроизводящие изнашивание
при заданном сочетании условий трения>
применяются весьма широко при выборе
МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЯ НА ИЗНАШИВАНИЕ47материала для определенных деталей. Ма¬
шины и методы испытания могут быть са¬
мыми различными, начиная от стенда для
испытания детали в условиях, имитирую¬
щих эксплуатационные, до лабораторного
прибора для испытания образцов. Надеж¬
ность результатов испытаний зависит от
того, насколько точно условия испытания
соответствуют эксплуатационным.Это положение иллюстрируется следую¬
щим примером. Известна высокая износо-службы по режимам торможения и, обыч¬
но, по размерам деталей; в) материалов
зубьев зубчатых колес при воспроизведе¬
нии условий контактирования, нагружения,
смазки и проскальзывания, сотоветствую-
щих служебным, с форсировкой; г) мате¬
риалов рабочих деталей почвообрабатыва¬
ющих машин при воспроизведении резания
уплотненной почвенной массы со скоростью
и удельной нагрузкой, соответствующих
службе деталей в тяжелых условиях; д)стойкость литой марганцовистой стали
Г13 в аустенитном состоянии после закал¬
ки при ее использовании для деталей, ра¬
ботающих на трение при высоких контакт¬
ных напряжениях, например для щек кам¬
недробилок, крестовин рельсов. Между тем
при испытании ‘на абразивное изнашивание
при отсутствии высоких контактных напря¬
жений эта сталь показывает низкую изно¬
состойкость. Результаты, вполне соответ¬
ствующие эксплуатационным, были полу¬
чены при испытании образцов из этой ста¬
ли в виде щек маленькой камнедробилки,
т. е. когда была воспроизведена определен¬
ная совокупность условий работы детали.К испытательным машинам этого типа,
воспроизводящим с большим или меньшим
приближением основные условия трения де¬
талей в службе, относятся, например, ма¬
шины для испытания следующих материа¬
лов: а) антифрикционных материалов под¬
шипников двигателей внутреннего сгорания
на образцах в виде вкладышей при скоро¬
сти скольжения, условиях нагружения,
смазке и температуре, соответствующих
служебным, с некоторой форсировкой;б)	фрикционных материалов авто- и авиа¬
тормозов при воспроизведении условийматериала измерительных предельных скоб-
калибров при воспроизведении относи¬
тельных перемещений и усилий, соответ¬
ствующих эксплуатационным, при операции
измерения с многократным повторным со¬
прикосновением образца в виде скобы со
свежей поверхностью обмеряемого контр-
тела.Служебные условия трения некоторых
деталей (например, цилиндра и поршнево¬
го кольца двигателя внутреннего сгорания)
настолько сложны, что точное их воспро¬
изведение на лабораторной машине не
удается. В этом случае наиболее подходя¬
щей испытательной машиной может явить¬
ся специальный одноцилиндровый двига¬
тель с аналогичными режимом работы и
мощностью в одном цилиндре при кон¬
струкции, обеспечивающей возможно более
симметричное тепловое поле относительно
оси цилиндра.Машины универсального типа. К ним
можно отнести машину для испытания на
изнашивание типа МИ (рис. 4), аналогич¬
ную по конструкции машине Амслера, KOj
торая имеет широкое применение. На этой
машине можно вести испытания при тре¬
нии скольжения, трении качения, трений
48МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙкачения с проскальзыванием при смазке и
без нее.Образцы 1 и 2 в виде шайб (часто на¬
зываемых роликами) расположены на кон¬
цах валов 3 и 4; такое сочетание образцов
соответствует испытанию при чистом каче¬
нии или качении с проскальзыванием. Диа-Рис. Образцы для испытания на изнашивание
на машине типа Амслера:
а — при чистом качении (верхний образец свобо¬
ден на оси) и при качении с проскальзыванием
(верхний образец вращается с осью); б — при
скольжении; в — при скольжении, схема испы¬
тания «врезанием»метр шайб может быть от 30 до 50 мм,
обычно 40 мм. Образцы вращаются вместе
с валами в разные стороны. Скорость вра¬
щения нижнего вала 200 об/мин, верхнего
180 об/мин. Поэтому при образцах одина¬
кового диаметра происходит проскальзы¬
вание, равное 10°/о. Процент проскальзы¬
вания можно изменять, изменяя соотноше¬
ние диаметров образцов. Форма образцов
показана на рис. 5.Нижний вал 4 покоится в трех шарико¬
подшипниках. Верхний вал 3 располагает¬
ся в шарикоподшипниках рамки 5, которая
может поворачиваться вокруг оси 6. Пру¬
жина 7 создает между образцами нагруз¬
ку (от 25 до 200 кг). Вал 4 приводится от
двигателя не непосредственно, а через
шестеренную передачу, позволяющую, с по¬
мощью маятника 8 и грузов 9, 10, 11 урав¬
новешивать крутящий момент, величина
которого указывается на шкале 12. Связан¬
ный с маятником интегратор 13, 14, 15 дает
суммарную работу трения. Величина изме¬
ряемого крутящего момента может изме¬
няться от 0,1 до 150 кгсм. Счетчик указы
вает суммарное число оборотов. При помо¬
щи приспособлений 16 и 17 рамка 5 может
за время части одного оборота образца
приподниматься, ей может сообщаться
также возвратно-поступательное движение
вдоль оси образцов до ±5 мм.Мощность электродвигателя 0,8 кет, вес
машины 275 кг, габариты 1,2X0,45 м. Ма¬
шину рекомендуется устанавливать на фун¬
даменте, но можно также и на массивном
столе.Машина Амслера получила применение
во многих работах, проводившихся для
исследования самого явления изнашивания
и оценки поведения материалов примени¬
тельно к определенным условиям эксплуа¬
тации.Однако с развитием конструкций машин,
воспроизводящих типовые условия трения
определенных деталей, область использова¬
ния машин универсального типа уменьши¬
лась. Машина Амслера сохраняет свое зна¬
чение для^ учебных целей и для таких ис¬
следований, когда скорости скольжения не
придается значения и выделение тепла тре¬
ния желательно уменьшить.Машины для испытания в частных усло¬
виях трения. Известно также большое чис¬
ло машин для испытания на изнашивание,
которые не относятся к группам, перечис¬
ленным выше (например, машина Савина,
машина АЭ Зайцева и др.).На. рис. 6 приведена схема машины Са¬
вина (Чехословакия). Испытание заклю¬
чается в том, что вращающийся диск 1
(скорость вращения 675 об/мин) из твер¬
дого сплава, имеющий диаметр 30 чм и
ширину 2,5 мм, прижимается с определен¬
ным усилием (например, 15 кг) к плоской
поверхности образца 2, зажатого в тискиРис. 6. Схема машины Савина для испытания
на изнашивание:/ — диск из сверхтвердого сплава; 2 — испы¬
туемый образец; 3 — груз; 4 — микронный
индикатор для приближенного определения
глубины вытертой лунки; 5 — гибкий вал при¬
вода дискамашины, и постепенно вытирает на образ¬
це углубление в виде лунки. К поверхно¬
сти трения струей подается 0,5%-ный рас¬
твор хромовокислого калия в дистиллиро¬
ванной воде. Испытание заканчивается или
когда длина лунки становится равной1	мм, или достигается определенное сум¬
марное число оборотов диска. Савин на¬
шел, что износостойкость закаленных ста¬
лей, определенная этим методом, соответ¬
ствует их износостойкости в условиях экс¬
плуатации — при работе измерительных ка¬
либров.На результаты испытаний по схеме
вытирания твердым диском лунки на пло¬
ской поверхности образца огромное влия¬
ние оказывает гладкость поверхности дис
ка; избежать этого влияния можно, чере
дуя испытание изучаемого материала с ис-
пытанием эталона и определяя по отно'
шению вытертых объемов относительную
величину износа или износостойкость [9].Некоторые машины, относящиеся к этой
группе, применяются при изучении самого
явления изнашивания. К практическому ис¬
пользованию выводов, полученных при ис¬
пытаниях на таких машинах, следует под¬
ходить очень осторожно.
МЕТОДЫ ОПРЕДЕЛЕНИЯ ОСТАТОЧНЫХ НАПРЯЖЕНИИ49ЛИТЕРАТУРА1.	М. М. X р у щ о в. Классификация условий
и видов изнашивания деталей машин. Сб. VIII
«Трение и износ в машинах», изд-во АН СССР,
1953.2.	М. М. Хрущ, о в и Е. С. Беркович. Точ¬
ное определение износа деталей машин, изд-во
АН СССР, 1953; Определение износа деталей ма¬
шин методом MCKvcCTBeHHbix баз, изд-во
АН СССР, 1958.3.	Сборник «Изучение износа деталей машин
при помощи радиоактивных изотопов». Изд-во
АН СССР, 1957.4.	В. А. К и с л и к. Износ углеродистой бан¬
дажной стали, Трансжелдориздат, 1938.5.	Б. И. К о с т е ц к и й. Сопротивление изнаши¬
ванию деталей машин. Машгиз, 1959.6.	М. М. X р у щ о в и М. А. Бабичев. Иссле¬
дование изнашивания, изд-во АН СССР, 1960.7.	А. К. Зайцев. Основы учения о трении,
износе и смазке машин, ч. II, Машгиз, М., 1947.8.	Д. В. К о н в и с а р о в. Трение и износ ме¬
таллов. Машгиз, 1948; Износ металлов, ОНТИ,
1938.9.	М. М. X р у щ о в и М. А. Бабичев. Ме¬
тодика испытания металлов на изнашивание в
присутствии жидкой среды, Сб. X «Трение и из¬
нос в машинах», изд-во АН СССР, 195э.ГЛАВА 4МЕТОДЫ ОПРЕДЕЛЕНИЯ ОСТАТОЧНЫХ
НАПРЯЖЕНИЙ11.	ОБЩИЕ СВЕДЕНИЯОстаточными называются напряжения,
сохраняющиеся в теле после устранения
вызвавших их причин2. Причиной возникно¬
вения остаточных напряжений являются
неодинаковые по объему тела необрати¬
мые изменения (неоднородная пластиче¬
ская деформация, фазовые превращения
и Др.).Механический метод определения оста¬
точных напряжений предложен Н. В. Ка¬
лакуцким [2]. В основу его положены сле¬
дующие соображения. Остаточные напря¬
жения взаимноуравновешены внутри тела—
их равнодействующая и момент в любом
сечении равны нулю, что непосредственно
вытекает из условий равновесия тела. В
случае удаления какой-либо части напря¬
женного тела равновесие напряжений в ос¬
тавшейся части нарушается. В ней возни¬
кают упругие деформации, которые, буду¬
чи измерены, позволяют определить значе¬
ния остаточных напряжений.Механический метод разработан лишь
для тел простейшей симметричной формы:
цилиндров, труб, пластин и т. д. и не мо¬
жет быть применен к телам сложной фор¬
мы, т. е. к большинству реальных деталей.
Вместе с тем распределение остаточных на¬
пряжений в значительной мере зависит от
формы тела.Применение механического метода огра¬
ничивается также и тем, что детали, под¬
лежащие исследованию, подвергаются1	Научное редактирование статьи проведено
акад. УССР Н. Н. Давиденковым.2	В настоящей главе рассматривается только
механический метод определения остаточных
напряжений, относящихся по классификацииН.	Н. Давиденкова [1] к напряжениям первого
рода. Напряжения (или, правильнее, искаже¬
ния) II рода рассмотрены в главе «Рентгено»
структурный анализ поликристаллов».обычно полному или реже частичному раз¬
рушению.Определение остаточных напряжений про¬
изводят в три этапа:1)	удаляют часть напряженного тела
или нарушают его связи (расточка, обточ¬
ка, вырезка колец, разрезка и т. д.);2)	измеряют деформации, возникающие
при удалении части напряженного тела или
нарушении его связей;3)	вычисляют напряжения на основе из¬
меренных деформаций.Операцию удаления части напряженного
тела (расточку, разрезку и т. д.), следует
выполнять очень осторожно, чтобы не до¬
пустить заметного нагрева тела и появле¬
ния добавочных пластических деформаций.
Особые трудности возникают при разрезке
или расточке закаленной, но не отпущен¬
ной или низкоотпущенной стали. Этим, веро¬
ятно, прежде всего и объясняется ограни¬
ченность сведений о величине и распре¬
делении остаточных напряжений в такой
стали.Деформации, возникающие в теле после
удаления его части (за исключением стрел
прогиба или углов закручивания), обычно
весьма малы и соизмеримы с тепловыми де¬
формациями, вызванными колебанием тем¬
пературы окружающей среды. Поэтому при
определении таких деформаций необходи¬
мо применять прецизионные измерительные
устройства. Кроме того, следует учитывать
изменение окружающей температуры или
поддерживать ее постоянной. Обычно для
замера деформаций используют приборы
для измерения линейных величин (опти¬
метры, микрометры, компараторы и т. д.)
или проволочные датчики. Измерение ма¬
лых деформаций с помощью проволочных
датчиков (тензометрирование) основано на
изменении омического сопротивления про¬
водников при деформалии. Этот метод в4	Металловедение (справочник), I
50МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙпоследние годы находит все более широкое
применение при определении остаточных
напряжений.В основу вычисления остаточных напря¬
жений по измеренным деформациям поло¬
жены методы теории упругости.Ниже рассматривается ряд частных слу*
чаев применения механического метода для
определения остаточных напряжений пер¬
вого рода.2.	ОПРЕДЕЛЕНИЕ ОСТАТОЧНЫХ
НАПРЯЖЕНИЙ В ЦИЛИНДРИЧЕСКИХ
ТЕЛАХКаждое напряженное состояние характе-
ризуется тремя главными напряжениями.
Для цилиндрических тел этими главными
напряжениями являются осевые, радиаль¬
ные и тангенциальные (или окружные). На
рис. 1 изображен элемент объема, вырезан-Рис. 1. Схема напряженного состояния цилиндри¬
ческих телточку внутреннего отверстия и после каж¬
дой расточки выполняют те же измерения.
Ступени расточки должны быть достаточ¬
но малыми, чтобы получать для эпюр на¬
пряжений возможно большее число точек,Рис. 2. Схема измерения разме¬
ров цилиндра при определении
остаточных напряжений по спо¬
собу Закса:0Г, a/; fli"; а<ь\ а*'; а*-"\ аъ\ а'3;
аз" — места замера деформаций
по трем диаметрам, сопряжен¬
ным под 120° в трех поясах;
Ь\\ Ь2\ Ъъ — места замера де¬
формаций по длиненый из цилиндра. Стрелками показаны
векторы главных напряжений. Радиальные
напряжения направлены по радиусу
окружности цилиндра, осевые сгос—вдоль
оси цилиндра, тангенциальные стл— по
нормали к меридиональной плоскости.При исследовании остаточных напряже¬
ний в цилиндрических изделиях широко
применяются способы Закса, Калакуцкого
и Давиденкова.Способ ЗаксаПоверхность цилиндра и его торцы шли¬
фуют так, чтобы торцы оказались парал¬
лельными друг другу и перпендикулярны¬
ми оси цилиндра. Подготовленный цилиндр
тщательно измеряют-: диаметр в трех поя¬
сах по трем направлениям в каждом, а
длину — по трем разным, симметрично рас¬
положенным образующим (рис. 2). После
замера в центре цилиндра по его оси вы¬
сверливают сквозное отверстие и вновь из¬
меряют диаметры и длину цилиндра в тех
же точках, что и в первом случае. Затем
производят постепенную (ступенями) рас¬а в то же время не слишком малыми, что¬
бы вызываемые расточкой деформации мог¬
ли быть измерены с достаточной точно¬
стью.На основании измерений вычисляют де¬
формации цилиндра после каждой расточки
и по средним величинам деформаций диа¬
метра и длины цилиндра находят остаточ¬
ные напряжения в снятом слое.Напряжения рассчитывают по следующим
формулам (3):Е Г	d A I-	г1 — р-z I	dfE= —		 XCoc —(О1Xdf- ^
fb+f n
h-f2/(2)(3)где f в — площадь сечения образца по внеш¬
нему диаметру; f — площадь высверленно-
МЕТОДЫ ОПРЕДЕЛЕНИЯ ОСТАТОЧНЫХ НАПРЯЖЕНИИ51го отверстия; Е — модуль нормальной упру¬
гости; ц — коэффициент Пуассона;0	= &-f ptX:А = X +где Ф — относительное изменение диаметра
при расточке цилиндра; к — относительное
изменение длины цилиндра.d A deПроизводные — и ——, входящие в
df dfформулы (1), (2) и (3), вычисляют гра-
фически по кривым изменения © и А в за¬
висимости от площади высверленного от¬
верстия / (рис. 3).Чтобы эти кривые получались плавными,
экспериментальные данные при их построе-(окружных) напряжений; нулю должна
быть равна и сумма окружных усилий (или
напряжений, построенных в функции от
квадрата радиуса).При определении остаточных напряжений
в полых цилиндрах (толстостенных трубах)
поступают, как и в случае сплошных цилин¬
дров, только не высверливают ’ цент¬
ральных отверстий. Для определения напря¬
жений производят последовательную рас¬
точку трубы и измеряют деформацию диа¬
метра и длины.Вычисление остаточных напряжений при
постепенной расточке цилиндра изнутри
имеет тот недостаток, что величину и рас¬
пределение их в поверхностном слое можно
получить лишь экстраполяцией, так как
растачивать цилиндр можно лишь до из¬
вестного предела.Для -получения полной эпюры остаточных
напряжений опыты с расточкой цилиндров
необходимо дополнить исследованиями дру¬
гого образца — производить обточку на¬
ружной поверхности и измерять деформа¬
цию внутреннего диаметра цилиндра вме¬
сто наружного.При удалений наружных слоев напряже¬
ния вычисляют по следующим формулам:О 200 М00 600 800 1000
Площадь поперечного сечения J, мм*Рис. 3. Пример зависимости А и 0 от fнии следует несколько корректировать. Для
удобства графического вычисления произ¬
водных значения @ и А можно увеличивать
в 105 раз.Для вычисления производной в требуе¬
мой точке кривой (для данного значения
©и f или Л иг /) проводят касательную и
вычисляют тангенс угла наклона з'той ка¬
сательной к оси абсцисс. Знак производной
определяется знаком тангенса в данной чет¬
верти окружности.Касательную к кривой очень легко про¬
вести при помощи зеркала [4]. Для этого
перпендикулярное к бумаге зеркало уста¬
навливают так, чтобы отражение в нем бы¬
ло плавным продолжением кривой. При
этом условии ребро зеркала совпадает с
нормалью к кривой. Прочертив направле¬
ние нормали в данной точке, можно про¬
вести и касательную.Подсчитав для различных слоев значе¬
ния осевых, тангенциальных и радиальных
остаточных напряжений, можно построить
эпюры этих напряжений по сечению цилин¬
дрической детали. Правильность определе¬
ния напряжений можно установить, про¬
верив равны ли нулю равнодействующая
осевых усилий и момент тангенциальных1 - и2ат =d А 1
(f-fa)— -Aj (4)dfXsD = —1	— »iaf + fadf 2 fс	w f-fal-p-2 2f(5)(6)Обозначения в этих формулах в основном
те же, что и в формулах (1), (2) и (3); fa^
площадь внутреннего поперечного сечения
цилиндра; f—площадь наружного, меняю¬
щегося при обточке поперечного сечения
цилиндра.Полную эпюру напряжений строят путем
наложения неполных эпюр, полученных при
расточке и обточке цилиндров.Применение двух цилиндров можно реко¬
мендовать лишь при полной тождественно¬
сти в них эпюр напряжений. Однако этого
добиться трудно. Поэтому полную эпюру
определяют на одном цилиндре, подвергая
его последовательной расточке и обточке [5].
При этом экстраполяция на поверхность ци¬
линдра заменится интерполяцией в пределах
оставшейся после всей обработки нетолстой
средней части цилиндра, что позволяет с
большей точностью определять обычно на¬
иболее интересные поверхностные напряже¬
ния.В этом случае вначале производят расточ¬
ку цилиндра и на основании изменения на¬
ружного диаметра и длины по формулам
(1), (2) и (3) вычисляют остаточные напря-4*
52МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙжения для внутренней его части. Затем об¬
тачивают оставшуюся часть цилиндра и,
измеряя изменение его длины и внутренне¬
го диаметра, вычисляют по формулам (4),
(5) и (6) остаточные напряжения для на¬
ружной части. Однако эти остаточные на¬
пряжения не будут соответствовать истин¬
ным исходным напряжениям вследствие из¬
менений, вызванных предварительной рас¬
точкой. Следовательно, для определения ис¬
тинных напряжений нужно вычислить те ос¬
таточные напряжения, которые были сняты
в наружных слоях цилиндра при предвари¬
тельной расточке, по формулам:^ос1аР“ 1-^2	А;и-2/в ~4~ f2	ffe f2f(7)(8)(9)0 = “b ^ ^p»яде Xp и &p - относительное изменение дли¬
ны и наружного диаметра после предвари¬
тельной расточки цилиндра.Истинные остаточные напряжения в на¬
ружных слоях цилиндра равны алгебраиче¬
ской сумме напряжений, вычисленных по
формулам (4), (5) и (6) при обточке ци¬
линдра, и напряжений, вычисленных по
формулам (7), (8) и (9).В ряде случаев достаточно определить
только осевые или только тангенциальные
и радиальные напряжения.Если изучаются только осевые напряже¬
ния, то их можно вычислить по формуле
(1) или (4), в которой Л заменено X (X —
относительное изменение длины цилиндра)
н отброшен знаменатель (1—И-2).Необходимо, однако, отметить, что при
таком способе определения осевых напря¬
жений заведомо не учитываются практиче¬
ски всегда имеющиеся в цилиндрических де¬
талях тангенциальные и радиальные напря¬
жения; поэтому величина осевых напряже¬
ний обычно получается заниженной.Аналогично осевым тангенциальные и ра¬
диальные напряжения можно вычислить по
формулам (2), (3) при расточке и по фор¬
мулам (5) и (6) — при обточке цилиндров
с заменой 0 на ^ и с исключением (1 — М*2).Если исследование остаточных напряже¬
ний ограничивается измерением только тан¬
генциальных и радиальных напряжений,
объектом исследования являются диски, от¬
резанные от цилиндра. Толщина таких дис¬
ков должна быть не больше Vs его диамет¬
ра; ограничивают ее для снятия осевых ос¬
таточных напряжений [6].Вышеизложенный способ определения ос¬
таточных напряжений в цилиндрических из¬
делиях хорошо известен в литературе как
способ или метод Закса.Основной недостаток способа Закса, осо¬
бенно затрудняющий его применение в за¬
водских лабораториях, заключается в ма¬
лой величине подлежащих измерению де¬
формаций и в крайней чувствительности его
к температурным влияниям. Последнее за¬
ставляет не приступать к измерениям, пека
объект не вылежался при данной темпера¬
туре в течение 2—3 час. (в зависимости от
его размеров), причем необходимо парал¬
лельно производить замеры какого-нибудь
контрольного образца, остающегося во все
время операции неизменным.Кроме того, способ имеет еще один не¬
достаток (впрочем, свойственный большин¬
ству, других методов). При выводе формул
для вычисления остаточных напряжений
сделано допущение об осевой симметрии
распределения напряжений и постоянстве
этого распределения на исследуемой длине.
Однако в ряде случаев напряжения в дей¬
ствительности могут быть распределены
асимметрично. Кроме того, при определении
остаточных напряжений в цилиндрических
•изделиях проявляется концевой эффект, на¬
рушающий однородность эпюр остаточных
напряжений вдоль оси цилиндра. Влияние
концевого эффекта для цилиндров распро¬
страняется на глубину одного порядка с
диаметром цилиндра [7].Надежные результаты по способу Закса
можно получить лишь в случае, когда дли¬
на цилиндра превышает его диаметр или
толщину стенки по крайней мере в 5—б разВместе с тем только способ Закса вполне
безупречно учитывает объемное напряжен¬
ное состояние и поэтому с теоретической
точки зрения он наиболее правилен.Способ Н. Н. ДавиденковаДля тонкостенных труб способ Закса
практически не применим из-за малой ве¬
личины подлежащих измерению деформа¬
ций.Поэтому Н. Н. Давиденков предложилдругой способ, основанный на измерении
деформаций изгиба, а не растяжения —
сжатия [9].При этом способе для определения тан¬
генциальных остаточных напряжений отре¬
зок трубки разрезают по одной из образую¬
щих, а затем с внутренней и с наружной по¬
верхности трубки постепенно удаляют слои
металла (например, травлением) и каждый
раз измеряют изменение диаметра.Полные исходные тангенциальные оста¬
точные напряжения в тонкостенных отрез¬
ках складываются из трех составляющих.С7Т = Cl ^2 ~Ь	(10)где о 1 — остаточные напряжения, снимаю¬
щиеся в момент разрезки кольца; <Т2 — ос¬
таточные напряжения, существующие в
каждом слое трубки к моменту, когда за*
кончено удаление всех предыдущих слоев;
(Тз — поправка, которая, учитывает остаточ¬
ные напряжения, снятые в слое при удале¬
нии всех предыдущих слоев.
МЕТОДЫ ОПРЕДЕЛЕНИЯ ОСТАТОЧНЫХ НАПРЯЖЕНИИ53Каждую из составляющих определяют
(при снятии внутренних слоев) по фор¬
мулам:Z' —ах = —.	+- 12р АР ; (11)2Р Z'+ р0'3 =<72 = —2 Еа3 (D — 2а) D
£>3 (D —a)2 da ’(12)- За (Da — D6) ++ •D—2аD\xsd+dd“ j*2<2D(13)В этих формулах £ — модуль упругости;
а — коэффициент, учитывающий невозмож¬
ность искривления для стенок кольца в осе¬
вой плоскости благодаря цилиндрическойего форме: а = 		ц — коэффициент1 р.Пуассона; р — радиус срединной окружно¬
сти кольца; Z' — расстояние рассматривае¬
мого слоя от срединной окружности; 6 —
толщина стенки кольца; D. — наружный ди¬
аметр кольца после его разрезки по обра¬
зующей; AD. — измеренное изменение на¬
ружного диаметра кольца при разрезке (по¬
ложительное при увеличении диаметра),
равное деленному на я расхождению концов
разреза; а — расстояние середины рассмат¬
риваемого слоя от наружной поверхности
кольца; х — текущая координата всех слоев
между 6 и а.dDПроизводную определяют графическипо кривой D — f(a). Величины \^xdD и
^D^x2dD находят графически (или под¬
счетом) по кривым jc = фi(D) и х2=<$2ф),
строящимся на основании опытных данных.Для определения осевых напряжений из
трубки вырезают узкие полоски, параллель¬
ные ее оси, и измеряют прогиб, появляю¬
щийся при вырезке. В дальнейшем последо¬
вательно снимают внутренние слои напри¬
мер, травлением и также измеряют прогиб
полоски.Вычисляют осевые напряжения по форму-,
лам:— а1 + + аз », 2£(т-“)(У j ==	—	 / ,Со = ■Ъ*Еа2 dfЖda 9(И)(15)(16)2	Е3	622 Еа4), (17)где b — половина расстояния между опора¬
ми прибора, измеряющего прогиб; f — про¬
гиб, образующийся при вырезании полоски
(положителен, если полоска обращена вы¬
пуклостью к оси трубки); остальные обоз¬
начения те же, что и в предыдущих форму¬
лах.Производные и интегралы находят графи¬
чески по кривымf = 9x(a) и jc = <P2(/).Поскольку определение остаточных напря¬
жений способом Давиденкова предполагает
постепенное стравливание наружных или
внутренних слоев, при исследовании напря¬
жений в трубках, материал которых не под¬
дается травлению или травится недостаточ¬
но равномерно, возникают осложнения. Ме¬
ханическое удаление слоев в этом случае
затруднительно, так как после разрезки по
образующей в трубке (вследствие ее малой
жесткости) могут появиться дополнитель¬
ные пластические деформации. В этом слу¬
чае может быть использован особый способ
механического удаления слоев [10].Исследуемую трубку разбивают по дли¬
не на ряд участков, растачивают изнутри
ступенями на разные диаметры и разреза¬
ют по этим ступеням. Получившиеся таким
образом отдельные кольца с различной тол¬
щиной стенки разрезают по образующей и
измеряют соответствующие изменения диа¬
метров. Полагая, что на всех участках
трубки величина и распределение остаточ¬
ных напряжений одинаковы, можно вы¬
числить тангенциальные' напряжения в от¬
дельных кольцах и, таким образом, найти
распределение их по толщине трубки.Способ Н. В. КалакуцкогоСпособ Калакуцкого [2] применяют для
исследования тангенциальных напряжений в
дисках (сплошных или отрезанных от тол¬
стостенных труб). При этом предполагает¬
ся, что осевые напряжения или отсутство¬
вали в изделии, или снимаются при отрез¬
ке темплета, толщина которого должна
быть возможно малой и во всяком случае
не более Vs диаметра.Сущность метода заключается в разрез¬
ке диска на ряд концентрических колец и
в измерении изменения их диаметров, вы¬
званного вырезкой. Эти изменения (как и
в способе Закса) очень малы, не превосхо¬
дя нескольких сотых миллиметра, и чувст¬
вительны к колебаниям температуры. По¬
этому измерения следует производить с
большой тщательностью. Сами вычисления
довольно громоздки.Способ Калакуцкого основан на приме¬
нении известных формул Ламе для толсто¬
стенных цилиндров; техника применения
состоит в следующем.После отрезки диска поверхность его
шлифуют и на ней размечают подлежащие
вырезке кольца. На срединной линии этих
колец делают отметки по трем-четырем
54МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИЙдиаметрам (наносят тонкие крестообразные
царапины или производят неглубокое кер-
нение) и с помощью компаратора измеряют
их величины. Затем протачивают (или раз¬
мечают) кольцевые канавки, отделяющие
будущие кольца, и измеряют наружный и
внутренний радиусы каждого кольца. Пос¬
ле этого кольца вырезают, и у каждого
кольца вновь измеряют размеченные диа¬
метры срединных окружностей.Расчеты сводятся к определению взаим¬
ных давлений, испытываемых кольцами (и
равных радиальным напряжениям сжатия),
по величине измеренного перемещения (аб¬
солютного) срединной, окружности кольца
и согласно формулеНВЕ(18)P2h-Pib(i+ °а )Переходя ко второму кольцу, для кото¬
рого р2н уже определено, находят из урав¬
нения (18) р 2б- Как и раньше, при перехо¬
де к третьему кольцу вводят поправкусРЗн = Р2в “Ь (Р2в Р2н) аПродолжая поступать так же и дальше,
приходят, наконец, к последнему, внутрен¬
нему кольцу, для которого должно полу¬
читься рп = 0. Такой результат являетсяпроверкой измерений и расчетов.*	Н. Калакуцкий в интересах большей точности
рекомендует обратный порядок.После того как определены все радиаль¬
ные напряжения, средние тангенциальные
вычисляют для каждого кольца радиуса г
по формуле2	2
гв Рв — Г*РнГ2-Г2
'и 'в(Рв — Рн) r\rl■ +где г — средний радиус кольца; гв и гн —
внутренний и наружный его радиусы; рв
и рн — внутреннее и наружное давления
(положительные при сжатии), равные ра¬
диальным напряжениям; Е — модуль упру¬
гости; in — постоянная Пуассона.Можно рекомендовать следующий поря¬
док расчета (от наружного кольца к внут¬
реннему *).Наружное кольцо по внешнему перимет¬
ру свободно от нагрузки. Поэтому из урав¬
нения для и, принимаярш = 0, определяют
pi ; при s»7om (как и везде в дальнейшем)
изменяют знак у измеренного и на обрат¬
ный, так как деформация образуется не при
нагрузке, а при разгрузке.Вычисленное piB действует и на второе
кольцо. Вносят поправку, учитывая конеч¬
ную ширину реза. Предполагая, что на ма¬
лом протяжении ширины кольца давление
изменяется по линейному закону, применя¬
ют линейное экстраполирование. Если ши¬
рину кольца обозначить через а, а ширину
реза через с, то наружное давление на вто¬
рое кольцо равно,(2 2^ (19>
Г2 (Гн-Г1)В формуле (19) внутреннее давление берут
без поправки на ширину реза.Эти сложные арифметические расчеты
можно значительно упростить (с ущербом
для точности), если предположить, что в
пределах толщины одного кольца тангенци¬
альные напряжения сохраняют постоянную
величину, и пренебречь шириной реза, если
она достаточно мала по сравнению с шири¬
ной колец [11].В этом случае расчеты ведут в следую¬
щем порядке. Для первого наружного (или
внутреннего) кольца, у которого радиаль¬
ные напряжения считаются отсутствующи¬
ми, тангенциальные напряжения вычисляют
по формулеA D<7т = — Е—— ,	(20;DA Dгде Е — модуль упругости; — относи¬
тельное изменение диаметра кольца после
его отрезки (AD. принято положительным
при увеличении диаметра кольца D после
отрезки).Для всех остальных колец, не выходящих
на наружную или свободную внутреннюю
поверхность, при вычислении тангенциаль¬
ных напряжений следует учитывать также
влияние радиальных напряжений по фор¬
мулеA DDЕ.(21)Рассчитывают остаточные напряжения
последовательно от внутреннего кольца к
наружному или в обратном порядке. В пер¬
вом случае при переходе ко второму коль¬
цу изменение радиального напряжения
Аар находят по формуле:Аа =■(ат ар),(22)где 6 — расстояние между осями соседних
канавок; р — радиус срединной линии ка¬
навки.Подставляя значение ат, полученное из
уравнения (20), в уравнение (22), и по-
прежнему считая 0р= 0, находят значение
Аа;-На второе кольцо действуют изнутри ра¬
диальные напряжения а*Р> равные найден-
МЕТОДЫ ОПРЕДЕЛЕНИЯ ОСТАТОЧНЫХ НАПРЯЖЕНИИ55„ ADно-му выше Аар* Зная значения °Р И Dтможно из уравнения (21) определить
для второго кольца.Найдя ат и подставив его значения в
уравнение (22), вычисляют Л<хр при пере¬
ходе к третьему кольцу. После этого стано¬
вится известным радиальное напряжение
Gp\ действующее на третье кольцо и рав¬
ноеДо'р +VПродолжая поступать аналогичным обра¬
зом, можно последовательно определить
тангенциальные и радиальные напряжения
для всех колец.При обратном ходе вычисления — снару¬
жи внутрь — в правой части уравнения (22)
меняют знак на обратный.Определяя значения тангенциальных и
радиальных напряжений для каждого коль¬
ца, строят эпюры распределения этих на¬
пряжений по поперечному сечению диска.Если расчет напряжений ведут от внут¬
реннего кольца, то радиальные напряжения
на наружном контуре последнего кольца
должны получиться равными нулю. При
несоблюдении этого условия ошибочно вы¬
численную величину радиальных напряже¬
ний (если она не велика) следует распре¬
делить поровну между всеми кольцами,
внося соответствующие поправки в значе¬
ния тангенциальных напряжений.Радиальные напряжения на внутренней
свободной поверхности полых цилиндров
(трубы) также должны быть равны нулю,
а радиальные напряжения -в центральном
кольце сплошных цилиндров должны быть
равны тангенциальным.Способ Н. В. Калакуцкого,
видоизмененный
Н. Н. ДавиденковымСпособ Калакуцкого может быть упро¬
щен. Измерение деформации колец при вы¬
резке может быть заменено измерением де¬
формации их при разрезке по одному из
радиусов после вырезки. Если принять очень
правдоподобное предположение о том, что
при вырезке кольца снимается в основном
равнодействующая тангенциальных напря¬
жений, но сохраняются те напряжения, ко¬
торые создает изгибающий момент, то из¬
меренная деформация кольца после разрез¬
ки позволит вычислить этот момент, а сле¬
довательно, определить и тангенс угла на¬
клона эпюры тангенциальных напряжений
в функции от срединного радиуса кольца
по формулеdaT „А Dtg а =	1 = 2Е	.	(23)* dr	D2	У }Здесь AD — измеренное увеличение диамет¬
ра кольца после разрезки (равное делен¬ному н<а л расхождению границ реза, ко¬
торое проще измерять).Зная величины этих, тангенсов, можно
построить по ним эпюру самих напряжений
графически (проведя выравнивающую кри¬
вую по отрезкам касательных) или анали¬
тически, учитывая, что проведение кривой
по касательным представляет операцию ин¬
тегрирования.При этом построении следует иметь в ви¬
ду, что в данном случае тангенс имеет раз¬
мерность кг!мм2 • мм и потому должен стро¬
иться с учетом масштабов напряжений (по
оси ординат) и длин (по оси абсцисс). На¬
пример, если по оси абсцисс отложить
100 мм в масштабе длин, то по оси ординат
надо отложить в масштабе напряжений
увеличенное в 100 раз значение tg а.Построение кривой начинают с нуля на¬
пряжений. После построения всей эпюры
ось абсцисс перемещают параллельно самой
себе, пока не получают равенства положи¬
тельных и отрицательных площадей диаг¬
раммы, т. е. пока не оказывается удовлет¬
воренным условие равновесия. Ординаты
кривой, отсчитываемые от новой оси, и
дают величины напряжений.Способ касательных можно применять
также для проверки кривой, полученной
методом колец. Однако наиболее целесооб¬
разно использовать его в сочетании с непос¬
редственным измерением деформации пер¬
вого наружного кольца после его отрезки,
тем более, что обычно эта деформация до¬
статочно велика. Тогда по простейшей фор¬
муле (20) можно определить тангенциаль¬
ное напряжение, а это дает начальную
исходную точку для (построения всей диаг¬
раммы. При этом способе отпадает надоб¬
ность в перемещении оси абсцисс и появ¬
ляется возможность проверить — выполняет¬
ся ли условие равновесия.Существует также споооб построения об¬
щей диаграммы только по деформациям
при разрезке колец. Однако он связан с
трудоемкими вычислениями и потому здесь
не описан. Подробнее об этом способе
см. [8].Другие способы определения
остаточных напряженийИзвестны также другие способы опреде¬
ления остаточных напряжений, например
Гейна и Бауера [12], Андероона и Фальма-
на [13], Кирхберга {14]. Однако этими спосо¬
бами, как правило, можно исследовать ли¬
бо плоское напряженное состояние и пото¬
му определять только две составляющие
напряжений — тангенциальные и радиаль¬
ные, либо линейное напряженное состояние
и определять только осевые напряжения.Приступая к выбору того или иного спо¬
соба, необходимо сначала, хотя бы ориен¬
тировочно, составить представление о вели¬
чине деформаций, подлежащих измерению
(в зависимости ют размеров изделия и ве¬
личины напряжений).
56МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИВыше указывалось, что способ Закса да¬
ет возможность полностью определить объ¬
емное напряженное состояние в сплошных
и полых цилиндрах, определив все три сос¬
тавляющих остаточных напряжений — осе¬
вые, тангенциальные и радиальные. Способ
Закса предусматирвает измерение особо ма¬
лых деформаций, и его применение ограни¬
чено техникой измерения. Поэтому этот спо¬
соб практически неприменим к цилиндри¬
ческим изделиям большого диаметра, так
как расточка первых слоев такого цилиндра
вызовет настолько незначительные дефор¬
мации на его поверхности, что их не пред¬
ставится возможным замерить с достаточ¬
ной точностью.Возможность применения способа Закса
для определения остаточных напряжений
может быть оценена следующим образом.Предположим, что требуется определить
остаточные напряжения в диске, вырезанном
из стального полого цилиндра; внутренний
радиус Явн =20 мм; а наружный /?Нар =
=60 мм.Допустим, что минимальные тангенциаль¬
ные напряжения на внутренней поверхности
этого диска равны 10 кг!мм2 (осевые на¬
пряжения отсутствуют).Принимая, что в данном случае расточку
дисков необходимо производить изнутри,
определим толщину слоя, на которую будут
последовательно растачиваться эти диски.
Установим ее равной ~5°/о от ЯНар— Яви
(что даст возможность получить для постро¬
ения эпюры напряжений 20 эксперименталь¬
ных точек), или 2 мм.По удалении расточкой первого слоя сни¬
мутся радиальные напряжения, величина ко¬
торых определится по формуле
ARО’о — ~ . л ~ СГТ.При AR = 2 ммR вн + A R2	сгтР	Явн + 2По формуле для радиального перемеще¬
ния изменение наружного диаметра диска
равноAD =4#BH^Hapapжении.При определении напряжений по упро¬
щенному способу Калакуцкого — Давиден-
кова наименьшая деформация получится
для внутреннего кольца:
гатА г =	Ет. е. для нашего примера деформация соста¬
вит 0,01 мм, или в б—7 раз больше, чем по
способу Закса. Естественно, что измерение
таких деформаций не вызывает никаких
осложнений.Аналогичным образом можно оценить пре¬
имущества способа Давиденкова примени¬
тельно к тонкостенным трубкам малого диа¬
метра.3.	ОПРЕДЕЛЕНИЕ ОСТАТОЧНЫХ
НАПРЯЖЕНИЙ В ПРИЗМАТИЧЕСКИХ
ТЕЛАХ (БРУСЬЯ, ПЛАСТИНЫ)Способ определения осевых остаточных
напряжений, разработанный Н. Н. Давиден-
ковым для полос, вырезаемых из трубы, мо¬
жет быть применен для определения оста¬
точных напряжений в брусках и пластинах
прямоугольного сечения с одноосным напря¬
женным состоянием. В этом случае с одной
стороны бруска или пластины последова¬
тельно удаляют слои небольшой толщины
(травлением, сострагиванием или шлифов¬
кой) и каждый раз измеряют возникающие
при этом искривления. Величины напряже¬
ний вычисляют по формулам (14), (15), (16)
и (17).Позднее Н. Н. Давиденков уточнил этот
способ (15), приняв толщину удаляемых
слоев конечной, а не бесконечно малой.Формула для вычисления осевых напря¬
жений в этом случае имеет вид:Е Г (о — а)2 А /а°с “ 62 3 * А а 9 ~а — д а-1s'0А*о—х■ (В + Д а — 2а) X£(*нар-Яв2н)При £ = 2,2. 104 мм упругая деформация на
наружной поверхности диска составит по¬
рядка 0,0015 мм.Следовательно, если в распоряжении ис¬
следователя имеются средства, позволяю¬
щие измерять упругие деформации с точно¬
стью большей чем 0,0015 мм, можно исполь¬
зовать способ Закса. Однако практически
такой точности добиться очень трудно и
можно прийти к неправильным выводам о
величине и характере распределения оста¬
точных напряжений.Если в рассматриваемом случае вместо
способа Закса применить способ Калакуцко¬
го — Давиденкова, то получится значитель¬
но большая точность определения напря-а — Да-	[ xdf(24)Здесь5	=(S— X?д fАх9;9 =-1 +А аЬ — аа — толщина снятых слоев; б — начальная
толщина бруса или пластины; А а — толщи¬
на слоя, в котором определяются напряже¬
ния; х—текущая координата, изменяющаяся
/ Да \от 0 до I а — — J; Ах — толщина слоя, рас¬
МЕТОДЫ ОПРЕДЕЛЕНИЯ ОСТАТОЧНЫХ НАПРЯЖЕНИИ57положенного на глубине х от начальной по¬
верхности; fa — Да— стрела прогиба от
удаления всех слоев на глубину (а — Да);
Af — стрела прогиба от удаления одного
слоя; b — половина расчетного пролета бру¬
са.Все эти условные обозначения ясны из
схемы, представленной на рис. 4.Расчет остаточных напряжений по уточ¬
ненной формуле (24) дает более точные ре¬
зультаты, чем по формулам (14), (15), (16)
и (17).При определении остаточных напряжений
в призматических телах для лучшего вое-гъРис. 4. Схема условных обозначений при
расчете остаточных напряжений в приз¬
матическом телепроизведения напряженного состояния уда¬
ляемые слои должны быть максимально
тонкими. Однако при больших размерах объ¬
ектов возникающие при удалении таких сло¬
ев деформации могут оказаться настолько
незначительными, что нельзя будет их изме¬
рить. Поэтому необходимо задаться наи¬
меньшей величиной ожидаемого напряжения
и предварительно подсчитать порядок вели¬
чины ожидаемой деформации. Очевидно,
чем чувствительнее прибор, тем тоньше мо¬
гут быть удаляемые слои.Удаление слоев по всей длине исследуе¬
мого объекта представляет значительные
трудности, особенно если он изготовлен из
закаленной стали. Как показали опыты, мо¬
жно не удалять слои, а пропиливать изделия
на ту же глубину [16]. При достаточном чис¬
ле пропилов получается такой же результат,
как и при снятии целого слоя. Так, если на¬
носить пропилы на расстоянии один от дру¬
гого, в три раза превышающем глубину их,
то не вскрывается только 5°/о действитель¬
ных напряжений.4.	ОПРЕДЕЛЕНИЕ ОСТАТОЧНЫХНАПРЯЖЕНИЙ В ПОВЕРХНОСТНЫХ
СЛОЯХ ДЕТАЛЕЙСпособы определения остаточных напря¬
жений в любом участке поверхности детали
также основаны на измерении упругой де¬
формации, вызванной изменением напряжен¬
ного состояния. Такое изменение достигает¬
ся нанесением специальных надрезов, вы¬
сверливанием отверстий, столбиков и дру¬
гими способами [7, 17, 18].Д. Г. Курносов и М. В. Якутович [17] для
определения остаточных напряжений в лю¬
бом участке поверхности деталей (с плоской
поверхностью или поверхностью малой кри¬визны) предложили в напряженном поверх¬
ностном слое высверлить отверстия глуби¬
ной не меньше 1,5—2 диаметров.При высверливании отверстия, благодаря
перераспределению напряжений в областях,
прилегающих к контуру этого отверстия, по¬
являются упругие деформации.Высверливание отверстия производится
нормально к поверхности изделия. В ряде
случаев высверливание такого отверстия мо¬
жет быть произведено без порчи изделий, в
пределах допусков, например при определе¬
нии остаточных напряжений в крупных по¬
ковках.Определяя смещения точек контура отвер¬
стия в радиальных направлениях, можно пу¬
тем расчета определить остаточные напря¬
жения.Измерение деформации может быть про¬
изведено согласно схемам, приведенным
на рис. 5; на них показано расположение
опорных точек, расстояния между которы¬
ми подлежат измерению. Схема а дает воз¬
можность получить смещения в два раза
большие, чем схема б\ однако использова¬
ние схемы б практически более удобно.Для измерения деформаций Д. Г. Курно¬
совым построены струнный тензометр с ба¬
зой 60 мм и специальное приспособление для
крепления его к исследуемому изделию (для
измерения деформаций могут быть с успе¬
хом использованы также тензометры сопро¬
тивления, однако с расположением их по
другим схемам).При плоском напряженном состоянии, ко¬
гда неизвестны направления обоих главныхРис. 5. Сх^ма измерения деформаций при
определении напряжений высверливанием
отверстийнапряжений и их величина, перемещения
необходимо измерять в трех направлениях.Этими направлениями удобно выбрать
следующие:Фх = Ь]Ф2 = Я + 90°;
с?3 = 9 +45°,где О — угол между одним из главных на¬
пряжений и произвольно выбранным на¬
правлением, в котором измеряется переме¬
щение.
58МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИИОбщие уравнения для определения значе¬
ний главных напряжений имеют следующий
вид:г Е (U ф 1 —f- U Ф 2)2а2 (1 +*)Е(Ц Фх - U Ф2)4а2	а4'	— (1 +fi)~r |cos2Sг	г3(25)К =rE (U<?i+U<?2)
2а2 (1 +ц)E(U91 + u<?2)4а2	а4 '—-о + ю—г	г3(26)cos 2*В этом случае величина напряжений опре
деляется по формуламE[2U1+{\ — y.)U2\g(1 + p.) • (3— и-)E[2U2 + {\-*) U,]S =■(27)K =a( 1 +Ю(3- n)(28)где 5 и К — главные напряжения; Uфх, Uср2,
Uфз — перемещения в трех направлениях;
г и Ф — молярные координаты точки тела,
радиальное смещение которой измеряется;
а — радиус отверстия.Если направления главных напряжений в
исследуемой детали заранее известны, на¬
пример для тел простой формы (цилиндра,
трубы, бруса, пластины и т. д.), тогда для
определения их величины достаточно изме¬
рить только два соответствующих переме¬
щения U1 и U2 контура отверстия под уг¬
лом 90° друг к другу.Для определения остаточных напряжений
в поверхностном слое напряженной детали
можно осверливать круговой прорезью стол¬
бик [18]. Деформацию поверхности столби¬
ка измеряют проволочными тензодатчиками.Если измерение производится простыми
тензодатчиками, необходима ооверловка
двух столбиков — на каждом столбике из¬
меряется деформация его поверхности в од¬
ном направлении. Применяя сложные, ро-
зеточные датчики, измерения можно произ¬
вести на одном столбике. Диаметр столби¬
ков должен быть несколько больше базы
датчиков. Глубина круговой прорези — не
менее 0,7 диаметра столбика.Вычисление остаточных напряжений про¬
изводят по формулам:Gz = — ; ' “ (£т + ^£ос)> (29)Сое —1 - и-21-р.2'(£oc + H*St), (30)где 8Т и бос —относительные деформации,
замеренные в двух направлениях, — танген¬
циальном и осевом.ЛИТЕРА ТУРА1.	Н. Н. Давиденков. Сб. «Рентгеногра¬
фия в приложении к испытанию материалов», 1936.2.	Н. В. Калакуцкий. Исследование внут¬
ренних напряжений в чугуне и стали. 1887.3.	Г. Закс. Практическое металловедение,ч. II, ОНТИ, 1938.4.	Л. А. Г л и к и а и. Заводская лаборатория,
1936, № 6.5.	Л. А. Г л и к м а н и А. Н. Бабаев. За¬
водская лаборатория, 1956, N° 4.6.	М. П. Желдак и Г. В. Курдюмов.
Заводская лаборатория, 1936, № 6.7.	С. О. Цобкалло и Д. М. Васильев.
Заводская лаборатория, 1949, № 2.8.	Н. Н. Давиденков. Заводская лабора¬
тория, 1950, № 2 и 12.9.	Н. Н. Давиденков. ЖТФ, 1931, I,
вып. 1.10.	I. Fox. Engineering, v. 136, 1933, p. 375—376.11.	H. H. Давиденков. Заводская лабо¬
ратория, 1937, № 8.12.	Е. Heyn und О. Bauer. Stahl und Eisen.
Bd. 31, 1911, S. 760—765.13.	R. Andersen und E. F a h 1 m a n. Inst,
of Metals, v. 32, 1924, p. 367—383; v. 34, 1925,
p. 271-300.14.	G. К i г с h b e г g, Farchangshefte Ingenwe-
sen, V. D. I, т. Ill, 1932.15.	H. H. Давиденков и E. M. HI e в a h-
дин. ЖТФ т. IX, 1939, No 12.16.	F. S t a b 1 e 1 n. Kruppsche Monat, Bd. 12,
1931, S. 93—99; Bd. 52, 1932, S. 15—18.17.	Д. Г. Курносов и М. Б. .Я к у т о в и ч.
Заводская лаборатория, 1939, № 10—11; 1946,
№ 11—12.18.	Л. А. Г л и к м а н и М. М. Писарев-
с к и й. Заводская лаборатория, 1951, № 1.
МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЯ НА УСТАЛОСТЬ59ГЛАВА 5МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЯ НА УСТАЛОСТЬ1.	ЯВЛЕНИЕ УСТАЛОСТИ МЕТАЛЛОВУсталость — процесс постепенного
возникновения и затем развития трещин под
влиянием многократных повторных силовых
воздействий на металл. Свойство металлов
сопротивляться разрушению от усталости
называют выносливостью.Предельная прочность при многократно
повторных нагрузках достигается значитель¬
но раньше, чем при статических, и устало¬
стное разрушение может возникнуть при на¬
пряжениях ниже предела текучести для ста¬
тического нагружения.При циклических нагрузках макродефор¬
мация объема нагружаемого металла, как
правило, отсутствует, т. е. деталь в целом
деформируется упруго. Однако при этом
происходит местная повторная пластическая
деформация отдельных, наиболее неблаго¬
приятно ориентированных по отношению к
силовому полю кристаллов, сопровождаю¬
щаяся циклическим наклепом.В противоположность статическому цик¬
лический наклеп при достаточно большом
числе циклов приводит к постепенному па¬
дению прочности. Однако характер искаже¬
ний атомной решетки при пластическом де¬
формировании в условиях, например, ста¬
тического растяжения качественно такой же.
как и искажений, возникающих в. процессе
усталости [п.Развитие искажений атомной решетки в
процессе циклического воздействия при на¬
пряжениях выше предела выносливости по¬
сле достижения некоторой критической сте¬
пени искаженности приводит к разрыву
межатомных связей по плоскостям скольже¬
ния и к развитию так называемого «разрых¬
ления» (дисперсный разрыв отдельных меж-
дуатомных связей без образования свобод¬
ных поверхностей внутри кристалла) [2]. По¬
степенное развитие «разрыхления» • вызыва¬
ет зарождение и развитие субмикроскопиче-
ских нарушений сплошности, микро- и мак¬
роскопических трещин усталости.Упрочнение является лишь первой подго¬
товительной фазой процесса усталости. При
напряжениях выше предела выносливости,
начиная с определенного числа циклов, раз¬
личных для разных напряжений и испытуе¬
мых материалов, упрочнение переходит во
вторую фазу — собственно фазу усталост¬
ного разрушения.Образование трещины усталости может
сопровождаться возникновением остаточных
напряжений второго рода, однако такие на¬
пряжения могут возникать и при напряже¬
ниях ниже предела выносливости; в этом
случае они не приведут к излому от устало¬
сти. При напряжениях ниже предела вынос¬
ливости в отдельных зернах, преимуществен¬
но в средней их части, могут возникнуть так¬
же полосы скольжения. При высоких на¬пряжениях и малых числах циклов разруше¬
ние в основном происходит по границам зе¬
рен, а при более низких напряжениях — в
объеме зерен, вдоль ранее образовавшихся
полос скольжения.Образованию трещины усталости в пред¬
варительно ненаклепанном металле всегда
предшествует уменьшение интенсивности ин¬
терференционных линий на рентгенограмме,
которое объясняется ростом искажений
третьего рода в кристаллической решетке.Процесс усталости сопровождается изме¬
нением локальных механических и физичес¬
ких свойств, а также структуры металлов;Рис. 1. Внешний вид излома от усталости:
а — зона прогрессивного развития
трещины; б — остаточный изломстепень такого изменения зависит от уровня
и длительности действия напряжений.Переменное нагружение связано с очень
сложными явлениями. Некоторые из них (об¬
разование сдвигов и выпадение дисперсных
частиц в виде карбидов и интерметалличес¬
ких соединений) вызывают упрочнение, дру¬
гие же (коагуляция дисперсной фазы, вос¬
становление правильности кристаллической
решетки, диффузионные и химические про¬
цессы, например, окисление в поверхност¬
ном слое) ведут к разупрочнению.На возникновение трещины усталости ос¬
новное влияние оказывают касательные на¬
пряжения, на ее развитие — нормальные.
Наличие усталостного разрушения при сжа¬
тии указывает на решающее значение каса¬
тельных напряжений, во всяком случае для
начала разрушения [13]. Разрушение от ус¬
талости большей частью проходит в направ¬
лении, перпендикулярном действию наи¬
больших растягивающих напряжений.В результате развития трещины усталости
и ослабления ею детали обычно внезапно
без поглощения значительной работы дефор¬
мации происходит излом усталости.
60МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИХарактерной отличительной чертой, изло¬
ма усталости является наличие двух зон:
прогрессивного развития трещины и оста¬
точного излома. Прогрессивное развитие
трещины идет из одного или нескольких
мест сечения. Постепенно распространяясь,
трещина оставляет после себя характерные,
чаще кольцевые, параллельные следы с
гладкой притертой поверхностью (рис. 1 а).
Остаточный излом представляет собой ту
часть излома от усталости, которая отвеча¬
ет последней стадии излома детали, уже ос¬
лабленной трещиной усталости (рис. 1, б).
Остаточный излом хрупких металлов имеет
грубокристаллическое строение, вязких —
волокнистое.Явление усталости может проявляться и
при действии контактных напряжений (ша¬
рики, ролики и обоймы «подшипников, бан¬
дажи подвижного состава, катки и др.), а
также переменных термических воздействи¬
ях.2	ПАРАМЕТРЫ, ХАРАКТЕРИЗУЮЩИЕ
ЦИКЛИЧЕСКОЕ НАГРУЖЕНИЕНепременным условием появления трещи¬
ны усталости является повторность нагруз¬
ки. Повторное приложение силовых воздей¬
ствий характеризуется рядом параметров.Цикл напряжений — совокупность
напряжений за один полный период нагру¬
жения (рис. 2).время tРис. Диаграмма циклического
изменения напряжений при простом
периодическом режимеНаибольшее напряжение цик¬
ла (стмакс)—наибольшее по алгебраиче¬
ской величине напряжение цикла.Наименьшее напряжение цик¬
ла (сг мин) _—наименьшее по алгебраиче¬
ской величине напряжение цикла..Среднее напряжение цикла/	°макс + Омин\	^[ аср =			I— алгебраическая по¬
лусумма наибольшего и наименьшего напря¬
жений цикла.Амплитуда цикла/	стмакс <?мин\( а~~ 2 )—	алгебраическая полуразность наибольше¬
го и наименьшего напряжения цик¬
ла. Двойная амплитуда называется разма¬
хом напряжений.Коэффициент несимметрии/ г, °мин \цикла А =	1—отношение наимень-\ ^макс/
шего напряжения цикла к наибольшему,
взятое с алгебраическим знаком.Симметричный цикл характери¬
зуется одинаковыми по величине, но про¬
тивоположными по знаку наибольшим и
наименьшим напряжением (К = —1).Несимметричный цикл характе¬
ризуется неодинаковыми по величине наи¬
большим и наименьшим напряжением.Знакопостоянный цикл — не¬
симметричный цикл с наибольшими напря¬
жениями одинаковых знаков.Знакопеременный цикл — цикл
с наибольшим и наименьшим напряжения¬
ми разных знаков.Отнулевой цикл — несимметричный
цикл, у которого наибольшее или наимень¬
шее напряжение равно нулю (К = 0).Всякий несимметричный цикл можно рас¬
сматривать как сочетание постоянного сред¬
него напряжения (oVp) и наложенного на
него переменного напряжения, изменяю¬
щегося по симметричному циклу с ампли¬
тудой (с?а).База испытания (N) — число цик¬
лов, при котором оценивается усталостная
прочность.Коэффициент циклической пе¬
регрузки (Ка)где стп — действующее напряжение; сгк —
предел выносливости.Параметры 'цикла могут быть заданы в
напряжениях и в деформациях.Показанный на рис. 2 цикл напряжений
характеризуется переменными напряжения¬
ми с постоянной амплитудой, частотой и
формой зависимости напряжений от време¬
ни (простой периодический ре¬
жим) и является синусоидальным устано¬
вившимся режимом переменных напряже¬
ний. Существуют циклы с прямоугольной и
иной формой зависимости напряжений от
времени, а также составные циклы, состоя¬
щие из комбинаций переменных напряже¬
ний с различными закономерно повторяю¬
щимися напряжениями (сложный пе¬
риодический режим).3.	ХАРАКТЕРИСТИКИ,
ОПРЕДЕЛЯЕМЫЕ ПРИ ИСПЫТАНИИ
НА ВЫНОСЛИВОСТЬОсновной характеристикой усталостной
прочности является предел выносли¬
вости , (огщ,, <jk, сУст)—наибольшее на¬
пряжение, которое материал может выдер¬
жать повторно без разрушения N раз
(N — заданное техническими условиями
большое число циклов, например, 106, 107,
108). Под пределом ограниченной
выносливости понимается наиболь¬
МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЯ НА УСТАЛОСТЬ61шее напряжение цикла, которое материал
может выдержать при заданном числе цик¬
лов N огр> где N 0rp<N- При указании пре¬
делов выносливости следует давать поясне¬
ния относительно формы и размеров об¬
разцов, их состояния и обработки, а так¬
же принятого метода испытаний. Значения
пределов выносливости, приводимые без
соответствующих пояснений, обычно отно¬
сятся к гладким образцам небольших сече¬
ний (d = 10—15 мм). Предел выносливости
при симметричных циклах обозначается<т	j, x__j, при несимметричных ак, zKt гдеk — значение коэффициента несимметрии.Долговечность — свойство материа¬
ла выдерживать до разрушения определен¬
ное число повторных нагружений (устало¬
стная долговечность).Для установления несущей способности
деталей важна оценка по началу образова¬
ния трещин и способность материала ра¬
ботать более или менее длительно в со¬
стоянии, ослабленном трещиной. В связи с
этим введено понятие живучести.Живучесть — период работы мате¬
риала от момента возникновения трещины
до разрушения.В связи со статистической природой ха¬
рактеристик, определяемых при усталост¬
ных испытаниях, и применением методов
статистики для их обработки введено поня¬
тие действительной границы
безопасности, или границы до¬
стоверной безопасности (х +
+ За*), а также границы безопасности
с определенной наперед заданной вероят¬
ностью (x+Kgx)i где iC<3, х — среднее
значение долговечности, ах — мера индиви¬
дуального рассеяния среднего значения дол¬
говечности).Статистические представления приложе¬
ны и к пределу выносливости. Предлагает¬
ся предел выносливости устанавливать
с 50%-ной вероятностью неразрушения на
данном уровне напряжений.Для оценки прочности и поведения мате¬
риала при переменных нагрузках в допол¬
нение к указанным характеристикам ис¬
пользуют коэффициенты чувствительности
к концентрации напряжений, к масштабной
зависимости, к окружающей среде, кратко¬
временным перегрузкам. Этими коэффициен¬
тами характеризуют потерю усталостной
прочности в связи с действием того или
иного дополнительного фактора.Концентрация напряжений —
явление значительного увеличения напря¬
жений, возникающее у краев отверстий и в
местах других резких изменений формы
тела.Коэффициент концентрации
напряжений (ас) — отношение напря¬
жения, вычисленного с учетом концентра¬
ции (в предположении совершенной упру¬
гости), к номинальному напряжению в той
же точке тела.Эффективный коэффициент
концентрации (Ка) — отношение пре¬дела выносливости гладкого образца (cr_j)
к пределу выносливости образца с концент¬
рацией напряжений (сг__1надр ).Чувствительность к надрезу
ka — 1
9 = [•Масштабный фактор — отношение
предела выносливости образца диаме!*
ром 10 мм к пределу выносливости образ¬
ца любого диаметра, выражающее масш¬
табную зависимость (зависимость характе¬
ристик свойств материала от размеров де¬
талей или образцов) при циклической на¬
грузке.Критерием чувствительности к перегруз¬
кам является степень снижения предела вы¬
носливости (или изменения других характе¬
ристик механических свойств) под действи¬
ем перегрузочных напряжений; угол накло¬
на линии, разграничивающей область без¬
опасных и снижаюших при определенной
повторяемости предел выносливости пере¬
грузок, является одним из критериев, ха¬
рактеризующих чувствительность к пере¬
грузкам.Дополнительными критериями оценки со¬
противляемости стали перегрузкам могут
служить величина оптимальной начальной
тренировки, степень влияния тренировки и
угол наклона вторичной кривой усталости,
полученной испытаниями предварительно
перегруженных образцов.Кроме предела выносливости и долговеч¬
ности, а также связанных с ними характе^
ристик, циклическая прочность металла ха¬
рактеризуется циклической вязко¬
стью (Aw) (способность металлов погло¬
щать энергию в необратимой форме при
воздействии циклически повторяющихся на¬
пряжений; характеризуется шириной петли
гистерезиса при напряжениях, равных пре¬
делу выносливости).Металл, обладающий высоким значением
циклической вязкости, способен гасить
(демпфировать) колебания, возникающие
при резонансных явлениях, и «срезать» пи
ки напряжения у концентраторов напря¬
жений.Циклический коэффициент чувствительно¬
сти к надрезам (v) характеризует способ
ность металла снижать возникающую кон
центрацию напряжения:Ем == 	 ,где Е — модуль упругости; — цикличе¬
ская вязкость; aw—предел выносливости
при растяжении — сжатии.4.	ОБРАБОТКА РЕЗУЛЬТАТОВ
ИСПЫТАНИЙПрочность и долговечность при цикличе¬
ских нагрузках характеризуются диаграм¬
мой выносливости, изображаемой в линеи
ном (рис. 3, а) или чаще полулогарифмиче-
62МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИ1 106 2-Ю6 3-Ю6
исло цинлоб N27 10* 5-ШчШ5 5-Ю310б j-106W7 5-Ю710*
Число цинлоб, Ц NРис. 3. Различные способы построения
диаграммы выносливости:
а — обыкновенные координаты, б — полу¬
логарифмические; в — логарифмические;
г — координаты, в которых ось абсцисс
представляет величины, обратные числам
циклов; д — координаты, в которых ось
ординат представляет величины относи¬тельных чиселДля сопоставления левых ветвей кривых
выносливости и для оценки чувствительно'
сти к перенапряжениям удобно ординаты
кривых выносливости выражать в долях
предела выносливости (рис. 3,Ордината каждой точки диаграммы опре¬
деляет прочность абсцисса — долговечность
металла, соответствующую определенному
числу циклов. Положение кривых выносли¬
вости обычно устанавливают эксперимен¬
тальным путем, испытывая на разных уров¬
нях напряжений 6—8 одинаковых образцов.Статистическая природа процесса устало¬
стного разрушения предопределяет рассея¬
ние результатов испытаний на усталость.
Рассеяние ввязывается факторами преодоли¬
мыми (колебания в условиях изготовления
и качестве образцов, а также в технике
эксперимента) и факторами, постоянно дей¬
ствующими (неметаллические включения»
искажения кристаллической решетки, раз¬
личная ориентация и прочность зерен и дру¬
гие неоднородности структуры).Факторы второго вида нельзя устранить
улучшением техники изготовления и испы¬
тания образцов, что и ведет к рассеянию
результатов. Это в свою очередь требует
испытания достаточно большого числа об¬
разцов и применения статистических мето¬
дов обработки полученных данных.Цель статистической обработки результа¬
тов усталостных испытаний — установить
вид функциональной зависимости между а,
N и Р (Р — вероятность того, что образец,
испытываемый при напряжении а, разру¬
шится при числе циклов N) и определить
параметры этой функции по ограниченному,
но все же достаточно большому числу
экспериментальных точек.Долговечность на основании эксперимен¬
тальных данных определяется:1)	как среднее арифметическое от ре¬
зультатов испытаний образцов на каждом
отдельном уровне напряжений (по 5—10—
20 образцов «на точку»);2)	более экономно и надежно статисти¬
ческой обработкой по методике Митро¬
польского для малого числа величин с со¬
ставлением линейного корреляционного
уравненияху = х + г1/1' (У'1 у) .ском (рис. 3, б) и логарифмическом (рис.
3, в) масштабе, а также в координатах, в
которых ось абсцисс представляет величи¬
ны, обратные числам циклов,— 1JN
(рис. 3, г).где х — среднее вероятное значение стати¬
стической величины логарифма циклической
долговечности; rXj —коэффициент корреля¬
ции; ох (Уу — основные отклонения коэффи¬
циента корреляции.Вычисляя значения х у по заданным уров¬
ням нагружения г/ /, получим числовые зна¬
чения для среднего вероятного значения
1 gN.Этот метод позволяет оценивать испыта¬
ния с точки зрения рассеяния результатов
и устанавливать действительную границу
безопасности для любого уровня нагруже¬
ния в заданном интервале.
МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЯ НА УСТАЛОСТЬ63График кривой усталости в координатах
напряжение — число циклов до излома (или
а — 1 g N, или lg о — lg N) не отображает
всей сложности процессов, приводящих ме¬
талл к разрушению. Значительно полнееРис. 4. Усталостная диаграмма [4]:
у — линия усталости; 2 — линия поврежде¬
ний; 3 — область повреждения; 4 — линия
упрочнения; 5 — область упрочнения; 6'
индифферентная областьс-f-* сч,**п*'гГ ^	^ §t " **Рис. о. Схема диаграммы усталостного
разрушения (ABC — линия разрушения;.
ДЕР — линия начала разрушения в объеме
зерна; GEC — линия начала разрушения
границ зерен) и экспериментальная диа¬
грамма усталостного разрушения:
а — циклическая прочность; б — начало
разрушения границ зерен; в —начало
разрушения тела зерна [5].процессы усталости металла могут быть
оценены по диаграммам усталостного раз¬
рушения, состоящей из т<рех основных ли¬
ний — упрочнения, повреждения и устало¬
сти (рис. 4) [3] и отображающей структур¬
ные факторы (рис. 5). На рис. 5 (вверху):
I — инкубационный период без видимых
в оптический микроскоп полос скольжения,когда основные процессы происходят по
границам зерен. Пластическая деформация
при этом накапливается за счет перемеще¬
ния зерен по их границам и их взаимного
поворота; II—период разрыхления с появ¬
лением и развитием субмикроскопических
трещин в полосах скольжения — разрыхле¬
ния; III — период разрушения наступает
при развитии субмикроскопических трещин
до размеров микротрещин.5.	МЕТОДЫ ОПРЕДЕЛЕНИЯ ПРЕДЕЛА
ВЫНОСЛИВОСТИСогласно ГОСТ 2860—45, для определе¬
ния предела выносливости испытывают не
меньше шести образцов (рис. 6). Первый
образец испытывают при напряжении, рав¬
ном для сталей 0,6 сг&, а для легких спла¬
вов 0,4 вь. При испытании второго и после¬
дующих образцов напряжение каждый раз
снижают или повышают на 2 или 4 кГ/мм2
в зависимости от числа циклов, вызвавших
разрушение первого образца. Разность меж¬
ду напряжениями для последующих двух
образцов (разрушившегося и неразрушив-
шегося) не должна превышать 2 кГ/мм2.
Фактически эту разность доводят до 1 или
даже 0,5 кГ/мм2, а положение уровня на¬
пряжений предела выносливости дополни¬
тельно проверяют постановкой «поддержи¬
вающих» образцов, испытываемых при на¬
пряжениях на 0,5 или 1 кГ/мм2 ниже не-
разрушившегося образца.Способ экономного получения кривой вы¬
носливости был предложен Бахаревым.
Напряжение на первый образец назначают
для сталей с оь < 80 кГ)мм2 из расчета
G—1 = Ь25. о _{= 1,25.0,5 о ь\ для сталейсаг? >80 кГ/мм2—= 1,12 or	j = 1,12 -.0,45 о ь- Напряжение на второй образец
назначают в зависимости от числа циклов
до поломки первого образца Nx: при N\ <
< 2 . 105 циклов напряжение второго об¬
разца а2 = (Ti — 2 кГ / мм2 \ при N{> 2. 105
циклов напряжение второго образца сг2 =
= CTi + 2 кГ/мм2. Напряжение третьего об¬
разца назначают в зависимости от числа
циклов, вызвавшего поломку первых двух
образцов: при Ni (или N2) =105 + 3,5.105
циклов сгз = 0,8 (Ti (или а2); при Ni (или
N2) = 3,5 • 105 ^ 10б циклов сгз = 0,88 (Ti
(или сг2).Напряжение на четвертый образец (а4)
назначается:1)	если третий образец не сломался при
о*з -J- от 1N — 107 ЦИКЛОВ, ТО С74 = 	При 0\ < 02ИЛИ ?4 =“при а2 > о и2)	если третий образец сломался при
/V3 < 107 циклов, то сг4 = сг3—(2—3) кГ/мм2.Поскольку напряжение сг4 назначалось из
расчета числа циклов 106 < Ю7. оно
должно быть близким к пределу выносливо¬
сти для базы N = 107 циклов.
64МЕТОДЫ ИСШТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙЗенковка по ОСТ 3733й-50-•LR10
=&—
4--it-ЭО ■RZO .ъ,Uь/5 *■ ШiПрофиль надреза
R0.75
-2Z5L-м/щп/пp'd0Л18±а079,5±а022W±0tO111,5-0,02 .Лрофиль надреза
, RO,75Рис. 6. Форма и размеры наиболее распространенных в
СССР образцов для испытания на усталость изгибом::
а — образец консольного типа; б — то же, с надрезом для-
испытания в условиях концентрации напряжений; в — обра¬
зец для испытания при . постоянном изгибающем моменте
(по методу чистого изгиба); г — то же, с одним (посере¬
дине) или тремя надрезамиУточнение предела выносливости произво¬
дится на пятом образце, напряжение на ко-
_торый назначаете*05 = —-—, причем не¬обходимо, чтобы при одном из суммируе¬
мых напряжений (сг4 и ог3) образец сло¬
мался, а при другом не сломался после 107
циклов.
МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЯ НА УСТАЛОСТЬ65Методы ускоренного и статистического
определения предела выносливостиДля случая, когда усталостные испыта¬
ния ставят своей задачей только выявление
предела выносливости (нижняя часть кри¬
вой выносливости), предложен ряд уско¬
ренных методов. Часть из них осно¬
вана на резком изменении некоторых фи¬
зических свойств металла при достижении
предела выносливости. Отметим комбини¬
рованные методы, заключающиеся в посте¬
пенном (ступенчатом) увеличении нагрузки
на образец до момента отклонения от пря¬
молинейной зависимости в изменении его
температуры и деформации (прогиба), а
также крутящего момента и мощности на
валу привода машины, регистрируемых по
показанию приборов. Эти ускоренные мето¬
ды определения предела выносливости при¬
менимы только для мягких углеродистых
сталей.Определяя предел выносливости на осно¬
вании испытаний одного образца, исходят
из предположения, что материал при напря¬
жениях ниже предела выносливости не пре¬
терпевает никаких изменений. Пределом
выносливости считается напряжение, пред¬
шествующее разрушающему.Все ускоренные методы дают прибли¬
женную оценку пределов выносливости.По предложению В. Н. Пантелеева, пре¬
дел выносливости определяют на ограни¬
ченном числе образцов. Испытывают два
образца при напряжениях, больших преде¬
ла выносливости. Затем находят предел
выносливости по формуле(Л/2 - N,) of of
Л/2 с? — NtaIи для контроля и проверки испытывают
при полученных напряжениях третий обра¬
зец, а если нужно уточнить, то и четвертый.
Для определения предела выносливости при
кручении в указанную формулу подстав¬
ляют значения т* Для плоского изгиба фор¬
мула видоизменяется:_ (ЛГ2 — N,) ст2°к ~ ЛГ2аг — N&По Л. В. Муратову [23], предел выносли-
вости можно определить по двум точкам
кривой усталости (оь Ni и а2; N2) и. пре¬
делу текучести материала а (численную ве¬
личину а устанавливают статическими ис¬
пытаниями при соответствующем виде де¬
формации: при растяжении — сжатии а =
= ffs рает > при изгибе а = a s из г = 1,2 --
~ 1,3 0’s раст):а —	а — о*2По Д. И. Гольцеву [24], предел выносли¬
вости можно определить по двум точкам
на кривой выносливости, соответствующим5 Металловедение (справочник), т. Iизлому образцов на двух уровнях напря¬
жений выше предела выносливости:GyNx — СТ22А^2В. С. Иванова [25] на основе развитой ею
гипотезы энергетического подобия устало¬
стного разрушения и плавления металлов
предложила ускоренный метод определения
предела выносливости (^ист^) по крити¬
ческому напряжению усталости:^ = тк — а (в случае кручения);
aw = aK — а0 (в случае изгиба илирастяжения — сжатия).аПри этом аа=2а (приняв т= —}.Циклическая константа разрушения а
численно равна разности между критиче¬
ским напряжением (тк) и напряжением, со¬
ответствующим пределу выносливостиОС =	Хцц .Напряжение, при котором наступает раз¬
рушение за NK циклов, составляет крити¬
ческое напряжение усталости Ок-Критическое число циклов Ыкэто число
циклов, при достижении которого при на¬
пряжении равном пределу выносливости на¬
чинают возникать необратимые искажения
кристаллической решетки — субмикроско-
пические трещины.п Л [ ЕПЛ	Оа = М/ 	Т и N« = CP-| Ср 1 s ^TS Е Т а*	‘	SJ2 *где ср — удельная теплоемкость металла:
Ts — абсолютная температура плавления;
G — модуль сдвига; Е — модуль упругости;
А — механический эквивалент теплоты;
Y — удельный вес; |5 — постоянный коэффи¬
циент, равный 8,5 кГ/мм2.Для железа а = 3,0; NK = 20,0 • 104, для
меди а = 3,3; NK — 14,4* 104, для алюминия
<*== 3,5; Мк=2,3*104 и т. д.Задача определения предела усталости
сводится к экспериментальному определе¬
нию такого напряжения, которое вызывает
разрушение за критическое число циклов
NK. С этой целью испытывают ограниченное
число образцов, доведенных до разруше¬
ния при числах циклов как меньших, так и
несколько (на полпорядка) больших #к,
и строят зависимость о — \n N для получе¬
ния интерполированного значения ак. При
легировании железа хромом, никелем и ва¬
надием, а также углеродом до 0,4% значе¬
ния NK соответствуют указанным для чи¬
стого железа. В тех случаях, когда NK не¬
известно, его можно определить по имею¬
щимся экспериментальным кривым уста¬
лости для аналогичных материалов. Терми¬
ческая обработка не оказывает влияния на
значения N и а.
66МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙДля ускоренного определения предела
выносливости при чистом круговом изгибе
образцов из сталей с аь от 61 до
112 кГ/мм2 И. В. Кудрявцев предложил
проводить испытание трех образцов при а
выше (один из них при а = 0,7 сгг>, а два
последующих в зависимости от результатов
испытаний этого образца). Графически ре¬
зультаты испытания изображаются в коор¬
динатах: по оси X значения сг2, по оси
У — о2 — lg N. Определив уравнение <т2 =
А= ^ ^	£ (А — отрезок прямой, отсекаемыйна оси У у В — тангенс угла наклона даннойАпрямой к оси л), по уравнению		~можно найти предел выносливости с точ¬
ностью до 3,5% [6].Статистические методы опре¬
деления предела выносливости рассматри¬
вают в большинстве случаев предел вынос¬
ливости как напряжение, при котором ве-
роятность разрушения образца на данной
базе составляет 50%.Первый метод. Определенное число
образцов испытывают на разных уровнях
напряжений, берущих предел выносливо¬
сти, как говорят, «в вилку». Для нормаль¬
ного распределения долговечности доля
образцов с долговечностью, меньшей чем N,
в координатах напряжение — вероятность
разрушения выражается прямой линией.
Средний предел выносливости определяет¬
ся при этом напряжением, соответствую¬
щим доле поломанных образцов, равной
50%.Второй метод (в литературе назы¬
вается методом «вверх и вниз» или «лестни¬цы»). Для определения предела выносливо¬
сти этим методом требуется на 30—40% об¬
разцов меньше, чем при предыдущем. На¬
пряжение для испытания первого образца
выбирают близким по величине к ожидае¬
мому пределу выносливости. Если этот об¬
разец выдерживает базу, уровень напряже¬
ний для следующего образца берут на од¬
ну ступень выше, если же он ломается, то,
наоборот, — на одну ступень ниже и т. д.
до тех пор, пока не испытают определен¬ное число образцов. Среднее напряжение,
при котором проходило испытание всех об¬
разцов, составляет средний предел вынос
ливости. Ступень выбирают равной от 0,5
до 2 стандартных отклонений предела вы¬
носливости. Испытания можно вести одно¬
временно на нескольких машинах, а затем
проводя осреднение и совместную статисти¬
ческую обработку результатов.Для опрелеления предела выносливости
(tf/c)1 используют формулуак = у + й(т-\)'где	ух' — наименьший уровень на¬пряжений, на котором происходят изломы:
d — величина ступени между двумя смеж
ными уровнями напряжений; N — общее чи¬
сло образцов, давших изломы; п0, пь п2 и
т. д. — число изломов на каждом уровне
напряжений.Методы математической обработки ре¬
зультатов усталостных испытаний даны
В [1, 3, 6, 7, 8],6.	ВЛИЯНИЕ РАЗЛИЧНЫХ ФАКТОРОВ
НА ЦИКЛИЧЕСКУЮ ПРОЧНОСТЬИ УЧЕТ ЕЕ ПРИ РАСЧЕТЕ ДЕТАЛЕЙПрочность при циклических нагрузках
(циклическая прочность) обусловливается
значительно большим числом факторов, чем
прочность при статических нагрузках. Ос¬
новные из них:1.	Условия работы материала — характер
цикла, химическая (коррозионная и адсорб¬
ционная) активность среды, влияние со¬
пряженных элементов (натиры, коррозия
трения, механические по¬
вреждения).2.	Конструктивные факто¬
ры — форма и абсолютные
размеры деталей, напряжен¬
ное состояние (одноосное,
плоское* объемное) и сте¬
пень его неоднородности
(концентрация напряжений
и их градиент).3.	Технологические факто¬
ры — состояние поверхности,
характер механической, тер¬
мической, термохимической
обработки, наличие остаточ¬
ных напряжений, неоднород¬
ность распределения механи¬
ческих свойств, форма, свой¬
ства и характер распределе¬
ния неметаллических включений, структур¬
ная неоднородность.Для учета влияния несимметрки
цикла пользуются полными диаграммами
выносливости, построенными в координатах
^макс °ср (рис. 7, а) ИЛИ СГср— (рис.7,	б). Прочность при несимметричном цикле
тем выше, чем больше доля постоянной на¬
грузки [9].Диаграмма аа = /(аСг) Дает предельные
значения ва в зависимости от сгСр и позво-Рис. 7. Полные диаграммы выносливости стали (схематизирован¬
ные) :а — в координатах %акс “ аср • 6 ~ в координатах оср — оа
МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЯ НА УСТАЛОСТЬ67ляет определять предельные значения о Ср
и о а Для заданного коэффициента несим-
метрии К (для этого из начала координа!1 —kпроводят луч под углом я= ———, коорди-1 -\-kнаты точки пересечения этого луча с кри¬
вой аа = /(о. р) определяют искомые зна¬
чения о ср и о а при заданном К).В расчетах линию ABC заменяют линией
АС, что дает повышение запаса прочности
(уравнение линии АВ следующее:гдедля крученияGl — С 2
d\4но и к изменению самой формы кривой. При
дополнительном действии коррозионных
факторов кривая выносливости не имеет
горизонтального участка, однако участок
имеется при адсорбционной усталости
(рис. 8). При действии коррозионных фак-1Перегрузки приводят к изменению преде¬
лов выносливости. До некоторого числа
циклов они повышают прочность, а затем
наступает так называемая повреждаемость
материала, выражающаяся, в снижении
циклической прочности и изменении других
свойств материала.Кривые повреждаемости раз¬
деляют безопасный и опасный интервалы
перегрузок. Методы построения этих кри¬
вых различаются прежде всего «показате¬
лями повреждаемости», которые оценива¬
ются по понижению ударной вязкости, по¬
нижению предела выносливости, уменьше¬
нию долговечности при напряжениях выше
предела выносливости и др.Положение «кривых повреждаемости»
определяется на основании данных испыта¬
ний образцов после ряда последователь¬
ных перегрузок (см. рис. 5).Предел выносливости падает с увеличе¬
нием абсолютных размеров дета¬
лей, при этом масштабный фактор сказы¬
вается значительно слабее, если эти раз¬
меры превышают 50 мм. При наличии рез¬
ких переходов сечения влияние масштаб¬
ного фактора усиливается.Зная пределы выносливости (<Ti, о2) об¬
разцов двух диаметров (d\, d2), по форму¬
лам В. Н. Пантелеева можно приближенно
установить предел выносливости геометри¬
чески подобных круглых образцов любого
диаметра (<?*):
для изгибаGX = G„ + 		~ dl dlКоррозионная среда приводит не
только к снижению предела выносливости,5*0J 1,0 10,0 100,0
Число циклов, N 10еРис. 8. Кривые выносливостистали:1 — испытание на воздухе; 2 — в
коррозионной среде; 3 — в ад¬
сорбционной средеторов влияние фактора масштаба ослабе¬
вает или пропадает вовсе.Под влиянием сопряженных деталей в
болтовых, прессовых и других соединениях
при очень небольших перемещениях возни¬
кают коррозии трения и натиры. Эти фак¬
торы одновременно с контактными напря¬
жениями обусловливают снижение преде¬
ла выносливости, причем кривая выносли¬
вости материала, работающего в таких ус¬
ловиях, приобретает своеобразный вид
(рис. 9). Эта кривая характеризует три об¬
ласти: а — безопасных напряжений; б—
появления трещин, не развивающихся в из¬
лом при весьма большом числе циклов
испытания; в — напряжений, при которых
происходит излом детали. Соответственно
этому для таких кривых различают и два
предела выносливости: по трещинообразо-
ванию (/) и по излому (II). Ветви таких
кривых выносливости не имеют горизон¬
тального участка.Влияние частоты смены циклов на
усталостную прочность проявляется в свя¬
зи с выделением тепла при рассеянии энер¬
гии упругих колебаний, перераспределением
напряжений по сечению в связи *с измене¬
нием формы петли гистерезиса.При комнатной температуре предел вы¬
носливости не зависит от частоты в преде¬
лах от 10 до 8000 цикл/мин. С уменьше¬
нием частоты влияние концентрации напря¬
жений усиливается. В области перегрузок
частота нагружения значительно влияет на
долговечность, при этом в зависимости от
68МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИчастных условий число циклов до излома
может увеличиваться или уменьшаться [10].При коррозионно-усталостных испытаниях
ход разрушения зависит от коррозии и
усталости, являющихся соответственно функ¬
циями времени и числа циклов. Поэтому
при сравнительной оценке результатов от-истинного предела выносливости). При ис¬
пытании изгибом предел выносливости до¬
стигается при большем числе циклов, чем
при продольноосевом.Наличие концентрации напря¬
жений снижает предел выносливости.
С увеличением предела прочности (рис. 10)70090§ 70
ll*7
Us|!ж\го10о)гN--1rs*Y—ч\Ч XNРис* 9. Кривая выносливости
материала, работающего под
■аврессовкамдельных испытаний для коррозионно-уста¬
лостных испытаний необходимо, помимо
базы испытания, учитывать и частоту сме¬
ны циклов напряжения. Эти факторы не¬
обходимо принимать во внимание и в ус¬
ловиях испытаний при повышенных тем¬
пературах, когда распространение разру¬
шения связано с ползучестью и усталостью.
Влияние частоты может проявляться в свя¬
зи с упрочнением или разупрочнением ма¬
териала в процессе циклического нагру¬
жения от действия таких зависящих от
времени факторов, как внутренние превра¬
щения, среда и ползучесть.Форма кривой изменения нагрузки
не влияет заметно на величину предела
выносливости. У сплавов с резко выражен¬
ной гетерогенной структурой, а также ста¬
реющих сплавов число циклов нагружения
до излома в зависимости от перерывов на¬
гружения возрастает больше, чем у гомо¬
генных материалов.База испытания. Для образцов
диаметром 7—15 мм из низкоуглеродистых
сталей (<76=40—60 кг/мм2) достаточной
может быть база N=* (6^7) . 10е циклов, из
среднеуглеродистых (<76 = 50—70 кг/мм2) —
N = (9 -МО) • Ю6 циклов, из легированных
(а*-ЦХЖ30 кг/мм2) — JV- (10+30) . Ю6
циклов. При увеличении диаметра образцов
число циклов для выявления предела вы¬
носливости возрастает. Цветные металлы
не дают горизонтального участка на кри¬
вой выносливости и потому их испытыва¬
ют на большой базе, порядка 30—50 млн.
циклов. То же относится и к испытаниям в
коррозионных средах (случаи отсутствиягде3050 70 30 7IO 730 750
феЗел npowocmu <$ъгкГ/мм2Рис. 10. Понижение предела
выносливости в зависимости
от состояния поверхности
при различном пределе
прочности:1 — полирование; 2 — шли¬
фование; 3 — обточка; 4 —
прокатка (черная повер яс¬
ность); 5 — коррозионный
предел выносливости при
испытаниях в водопровод¬
ной водеи абсолютных размеров деталей чувстви¬
тельность к концентрации напряжений воз¬
растает.Коэффициент чувствительности материа-Ка— 1ла к надрезу (q) равен q =	-ао — 1Ка — эффективный коэффициент концен¬
трации напряжений, а аа — коэффициент
концентрации напряжений, определяемый в
упругой области.Большое влияние на сопротивление уста¬
лости оказывает градиент изменения на¬
пряжений по сечению. Сопротивление уста¬
лости, как среднее напряжение в рабочем
сечении надрезанного образца, может за¬
висеть не только от коэффициента концен¬
трации, но также и от очертания эпюры
распределения напряжений во всей устало¬
стной зоне образца (градиент напряжений).При изучении процесса возникновения
трещин усталости необходимо учитывать и
концентрацию касательных напряжений
(поскольку они в основном обусловливают
этот процесс).Повышение усталостной прочности и
снижение чувствительности к концентрации
напряжений достигается поверхностным
упрочнением (цементация, азотирование,
поверхностная закалка, поверхностный на
клеп). Изменением состава и термической
обработки стали аналогичный эффект не
достигается. Гальванические покрытия сни¬
жают предел выносливости (табл. 1) [И].
МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЯ НА УСТАЛОСТЬ69Таблица 1Влияние поверхностной обработки на предел выносливости [11]Наименование обработ¬
киМатериалТип образца3тоа-сотоо.ООо,ноОтношение предела
выносливости обра¬
ботанных образцов-
к пределу выносли¬
вости необработан¬
ных«_ а—1 обрJS03Кесг “—1 необрЦементация (глубинаУглеродистые и ]Гладкие8-151,2—2,1слоя 0,2—0,6 мм)легированныесталиС концентрацией на¬
пряжений30—4С8—1530—401.1-1,51,5-2,51.2—2,0Азотирование (глуби¬Легированные ста¬Гладкие8—151,15-1,25на слоя 0,1—0,4мм)лиС концентрацией нап¬
ряжений (попереч¬
ное отверстие, над-
рез)30—408—1530—401,10—1,151,9—3,0
1,3—2,0ЦианированиеТо жеГладкие10 .1.8 1Закалка с нагревомУглеродистые и17—201,3—1,6токами высокой ча¬
стотылегированныесталиЧугунС концентрацией нап¬
ряжений
Гладкие и с концен¬
трацией напряже¬
ний30—407—2030—40181,2-1,51,8—2,8
1.5—2,51,15Накатка роликомУглеродистые и
легированныеГладкие7—2030—401,2-1,4
1,1—1.25сталиС концентрацией нап¬
ряжений7—2030—401,5—2,2
1.3—1,8Наклеп дробьюТо жеГладкиеС концентрацией на¬
пряжений7—2030—407—2030—401.1-1.31.1-1.2
1.4-2,5
1,1—1,5Гальваническое пок¬Алюминиевые и
магниевые сплавы■Углеродистые иГладкиеГладкие и с концен¬81,05—1,15рытие никелем (тол¬
щина слоя 0,03—малоуглеро¬
дистые сталитрацией напряжений8-180,65—1,00,1 мм)То же хромом (тол¬То жеТо же8—181 0,65—0,90щина слоя 0,03—
0,2 мм)I 0,6—0,75То жеМагниевые сплавы[ ъ »8—18ОксидированиеСреднеуглероди¬
стая сталь» 18—lfi1 1,0Металлизация (тол¬
щина слоя 0,05 ммТо же)»8—18! 1,0Диффузионное насы¬
щение цинком (тол*
щина 0,013 мм)» »» »18—It! 0,9
70МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙМатериал с высокой способностью к га¬
шению колебаний и «пиков» концентрации
напряжений имеет, как правило, низкую
усталостную прочность. Термическая обра¬
ботка, повышающая усталостную проч¬
ность, снижает циклическую вязкость.Усталостная прочность зависит от соче¬
тания нормальных и касательных напряже¬
ний и потому при испытаниях на выносли¬
вость, особенно сварных конструкций, сле¬
дует учитывать плечо иЗхгибающего момен¬
та [12].Пути повышения усталостной прочности:
выбор оптимальных формы и размеров де¬
талей, улучшение чистоты поверхности;
применение различных методов поверхно¬
стного упрочнения. Поверхностное упрочне¬
ние изменяет механические свойства по¬
верхностного слоя и напряженное состоя¬
ние (вследствие появления остаточных на¬
пряжений), а также улучшает микрорель¬
еф. Остаточные напряжения сжатия повы¬
шают предел выносливости, растягиваю¬
щие— снижают [13, 14]. Оптимальная глу¬
бина упрочненного слоя (б) составляетI ^0,1—0,2 радиуса (R) сечения детали\ а=0,1—0,2). Сочетание различных методов
поверхностного упрочнения [15] — закалка
нагревом токами высокой частоты и на¬
клеп, цементация и наклеп, наклеп и по¬
верхностные покрытия, в том числе на¬
клеп и хромирование позволяет расши¬
рить область их применения и повысить
эффективность.Для повышения прочности детали целе¬
сообразно .изготовлять из сталей, дающих
более прочную сердцевину при относитель¬
но тонком цементованном или азотирован¬
ном слое. Увеличение прочности цементо¬
ванного слоя достигается подбором соот¬
ветствующего содержания в нем углерода.Поверхностный наклеп дает лучшие ре¬
зультаты при упрочнении сталей, имеющих
повышенное содержание углерода и мета-
стабильную структуру после закалки и от
пуска.Границы перехода от упрочненных к нс-
упрочненным сечениям деталей при поверх¬
ностной закалке и химико-термической об¬
работке являются зонами ослабления. При
поверхностном наклепе этих зон не наблю¬
дается.Для повышения сопротивления контакт¬
ной усталости большое значение имеет чи¬
стота структуры по неметаллическим вклю¬
чениям.При расчетах деталей на
прочность при переменных нагрузках
за основу принимают предел выносливости
гладкого образца, а в расчетные формулы
для вычисления запасов прочности или до¬
пускаемых напряжений вводят поправки
на влияние концентрации напряжений,
среды, абсолютных размеров, состояния по¬
верхности, чувствительности к перегруз¬
кам. Это влияние учитывают соответст¬
вующими коэффициентами, значение кото¬рых определяют по графикам, построен¬
ным на основе экспериментальных данных.
При несимметричных циклах указанные
коэффициенты относят только к амплитуде
напряжений, полагая эффективные коэффи¬
циенты концентрации напряжений не зави¬
сящими от несимметрии цикла.В случае плоского (переменного) напря¬
женного состояния для пластичных мате¬
риалов при симметричном цикле условия
прочности достаточно хорошо описываются
гипотезой октаэдрических и наибольших
касательных напряжений. При хрупком со¬
стоянии материала и в отдельных случаях
концентрации напряжений лучшее совпаде¬
ние с опытными данными дают те же гипо¬
тезы, но н этих случаях необходимо учи¬
тывать влияние нормальных напряжений
по площадкам наибольших касательных
напряжений.Предел выносливости дает представле¬
ние о способности металла сопротивляться
переменной нагрузке; режим изменения на¬
грузки может быть простым периодичес¬
ким или сложным периодическим, с пере¬
менной амплитудой. При этом максималь¬
ные значения напряжений в обоих случаях
не должны быть выше предела выносли¬
вости. Однако при сложном периодическом
режиме по максимальным значениям,
встречающимся в практике работы одно¬
типных деталей, расчет не ведут. Сущест¬
вуют различные методы определения ам¬
плитуды и числа циклов для эквивалент¬
ного режима с постоянной амплитудой. Ус¬
ловия эквивалентности позволяют заме¬
нить испытания с многоступенчатым изме¬
нением амплитуды испытаниями с постоян¬
ной амплитудой.Расчет на прочность при сложном перио¬
дическом режиме переменной напряженно¬
сти выполняют [И] с учетом повторяемо¬
сти величин напряжений. При этом разли¬
чают статистическое распределение вели¬
чин напряжений, закономерное их измене¬
ние и повторные однотипные перегрузки сТаблица 2Механические характеристики углеродистой
конструкционной сталиМарки стали
(по ГОСТ
1050—52)Предел проч¬
ности 0£
кГ/мм2Предел теку¬
чести os
кГ/мм2Предел выносли¬
вости, кГ/мм2по нор¬
мальным
напряже¬
ниям
<*-1по каса¬
тельным
напряже¬
ниям х	11032-421816-228—121535—452017—228,5—132040—552218—2310—132543—552419-25—3048—602620—2711—123552—652822—3013-184560—753225—3415—205063—803427—3516—206067—875031—3818—22
МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЯ НА УСТАЛОСТЬ71тем, чтобы получить эквивалентный эффект
повреждения.Расчет усталостной прочности деталей
машин в ряде случаев проводят на основе
вероятностных представлений с учетом за¬
кона распределения действующих нагрузок
и закона распределения циклической проч¬
ности деталей машин.Методы испытаний и расчета прочности
деталей при циклических повторных на¬
грузках, а также фактические данные о
пределе выносливости для различных уг¬
леродистых (табл. 2) и легированных кон¬
струкционных сталей освещены в специаль¬
ной литературе [1, 11, 16, 17, 18, 19].7.	СТАТИСТИЧЕСКАЯ СВЯЗЬ МЕЖДУ
ПРЕДЕЛОМ ВЫНОСЛИВОСТИ
И ДРУГИМИ МЕХАНИЧЕСКИМИ
СВОЙСТВАМИПредел выносливости связан с другими
характеристиками механических свойств.
Поскольку он характеризует сопротивление
материала разрушению, с физической точки
зрения наиболее обоснованными являются
зависимости, связывающие предел вынос¬
ливости (ст	!) с истинным сопротивлениемразрыву (Sк). Наиболее тесная статисти¬
ческая связь существует [20] между пре-лять по предложенному И. И. Тарасенко
[7] уравнениюsK = <rt[i + —In(1 + Фк) (1 — Фг>)
(1 + Фь) (1 — Фк)где 'ф к—конечное относительное сужение,
а г|> ь — относительное сужение, соответст¬
вующее нагрузке предела прочности. Эта
формула применима при любой степени
пластичности металла, а также при высо¬
ких температурах испытания.Менее точные результаты дает вычисле¬
ние Sk по формуламаь(2-■фк(Людвик)1 — Фб V 1 — Фьи SK = аь (1 + 1,35 фк) (Марковец).Однако все эти формулы являются весь¬
ма приближенными, так как дают средние
погрешности от 4,5 до 14,5%.Для цветных сплавов предложена фор¬
мулаа	1 =0,19 Sk 2.Уравнения множественной корреляции
позволяют устанавливать значения преде¬
ла выносливости в зависимости от величи¬
ны предела текучести, предела прочности
и относительного удлинения (табл. 3).Таблица 3Уравнения множественной корреляцииГруппа стали-Гладкие образцыОбразцы со стандартным надрезомСтроительная (малоугле¬
родистая)(7	j =0,27(7, + 0,484(7* —— 0,2145 — 1,78 + 2,64aij = 0,237а, +0,107(7* +
+ 0,068 & + 2,26 ± 1,83Стальное литьест	1 =0,013(7, +0,498(7* ++ 0,56 8— 19,942+ 2,73(7^_j = — 0,086 (7, +0,198(7* +
+ 0,147 5 + 0,63 ± 1,27Средне- и высокоуглеро¬
дистая сталь(7_j = 0,143 а, +0,331 а* +
+ 0,893 5 — 17,33 ± 2,33—делами выносливости и истинным сопро¬
тивлением срезу при кручении (коэффи¬
циент корреляции 0,95), истинным сопро¬
тивлением разрыву (0,92), пределом проч¬
ности при кручении (0,89), пределом проч¬
ности при разрыве (0,85).Для стали предложены формулы:®	j =0,25 SK,	(1)с	1 = 0,3 SK — 1 ,	(2)<?_! =0,25SK + 4,3.	(3)Для расчета предела выносливости по
формуле (1) величину SK лучше опреде-Зависимости между долговечностью при
напряжениях выше предела выносливости
и характеристиками механических свойств
стали отличаются от аналогичных зависи¬
мостей между пределами выносливости и
теми же характеристиками механических
свойств. Влияние отдельных характеристик
механических свойств на долговечность ме¬
няется в зависимости от степени цикличес¬
кой перегрузки и уровня действующих на¬
пряжений [26].Поэтому для ускорения процесса испыта¬
ния неправильно идти по пути значитель¬
ного повышения уровня действующих на¬
пряжений. Выбор материала для длитель¬
72МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙно работающих деталей по результатам
кратковременных испытаний при высоких
напряжениях может в ряде случаев приве¬
сти к неправильным выводам.Отношение предела выносливости глад¬
кого образца к пределу прочности для ста¬
ли колеблется в пределах от 0,3 до 0,65
(см. табл. 2). Чем выше предел прочности,
тем это отношение меньше. Отношение пре¬
дела выносливости к пределу прочности,
а также отношение предела выносливости
к истинному сопротивлению разрыву не
являются стабильными и растут с повыше¬
нием температуры.Предел выносливости зависит от вида
напряженного состояния. Для стали су¬
ществуют следующие зависимости:1 (раст) = (°>75± 0,25)сг—j (изг);^-1 = (0,55 ± 0,15)8.	МАШИНЫ ДЛЯ ИСПЫТАНИЯ
НА ВЫНОСЛИВОСТЬПо способу и характеру возбуждения
сил, деформирующих образец, машины под¬
разделяются на следующие типы:1)	с непосредственным нагружением гру¬
зами или от пружины;2)	с нагружением от кривошипных или
кулачковых механизмов;3)	с нагружением инерционными силами,
возникающими при вращении неуравнове¬
шенных масс;Машины для испытания4)	с нагружением силами, возникающи¬
ми при упругих колебаниях, близких к ре¬
зонансу;5)	с гидравлическим нагружением;6)	с нагружением электромагнитным или
электродинамическим способом.Характеристики основных машин для ис¬
пытания на выносливость приведены в
табл. 4 и 5, а схемы на рис. 11—16.Наличие большого числа факторов, влия¬
ющих на циклическую прочность и необхо¬
димость их одновременного учета, приво¬
дит к тому, что наиболее показательными
оказываются результаты испытаний дета¬
лей в условиях, близких к эксплуатацион¬
ным. Например, детали, работающие в со¬
пряжении. с другими деталями, испытыва¬
ются в сборе в конструктивных узлах (бол¬
товые рельсовые стыки, оси в запрессовке,
рессорные листы в сборе и т. д.).Несмотря на свои преимущества, натур¬
ные испытания проводятся значительно
реже, чем испытания моделей деталей или
образцов материала. Испытания образцов
позволяют расчленить и изучить влияние
того или иного фактора, а также вести со¬
поставление различных материалов между
собой по наиболее интересующему при¬
знаку.В последнее время все увеличивающееся
распространение приобретают резонансные
усталостные машины. Они особенно удоб¬
ны для испытания крупных образцов или
натурных испытаний элементов конструк¬
ций машин. Это объясняется тем, что резо-Таблица 4образцов на выносливостьВид дефор¬
мацииТипТип и раз¬
мер образ¬
ца (диа¬
метр или
сечение)
ммНаибольшее нормаль¬
ное напряжение в
образце, кГ/мм*Частотацикловмин.Температура
испытания, °СНагружениеКруговойизгибУКИТ-3000Консоль¬
ный 10501000,1500,2200или300020—1300ГрузВращающе¬То жеУКТ-60008503000 и
600020—1200еся сило¬
вое поле
Подвижной
грузКруговойчистыйизгибМУИ-60009,48Наибольший мо¬
мент 500 кГсм600020ПлоскийизгибМУП-15Листовой
мате¬
риал
0,2 - 1,0(а « 60 кГ /мм2)
Наибольший мо¬
мент 22 кГ см
(повторноперемен¬
ный ± 15 кГ см)3000Угол пово¬
рота зах¬
вата ±30°Шатунно-
кривошип¬
ный меха¬
низмТо жеМУП-150То же
1—5Наибольший мо¬
мент 300 кГ/см
(повторноперемен¬
ный ± 150 кГ/см)1500Угол по¬
ворота ± 15°
или +30°То же1
МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЯ НА УСТАЛОСТЬ73Продолжение табл. 4Вид дефор¬
мацииТипТип и раз¬
мер образ¬
ца (диа¬
метр или
сечение)
ммНаибольшее нормаль¬
ное напряжение в
образце, кГ/ммгЧистотацикловмин-Температура
испытания, °СНагружениеПлоскийизгибПовтор¬нопере¬менноекручениеКруговойизгибУнивер¬
сальная
нерцион-
ная маши¬
на (растя¬
жение,
сжатие,
изгиб,
кручение)Растяже-
ние—сжа-
тиеТо жеМУ П-200МУК-100УКИ-10ИУ-500МУРС-500МУРС-5000Листовой
материил
5—2020 (рас¬
стояние
между за¬
хватами
600)10Диаметр
10 (или
5X5)Диаметр
20 (или
15X15)Наибольший мо¬
мент ± 200 кГсм
±50 кГм1000 кГ см+ 500 кГ (статиче¬
ская подгрузка
200 кГ)1450 и
29203000750—1500Наибольшее уси¬
лие 1000 кГ (или
± 500 кГ)Наибольшее уси¬
лие 10000 кГ (или
± 5000)2900Угол пово¬
рота ±4°30'+20°+20°+20°Шатунно-
кривошип¬
ный меха¬
низм
То жеГрузИнерцион¬
ные усилия
от вращения
неуравнове¬
шенных массРезонан¬
сная машинаТо жеПримечание. На машинах УКИТ-3000 и УКИ-10 одновременно испытывают два образца,
на остальных один.Таблица 5Гидропульсационные машиныПульсаторТипПредельная
статическая
нагрузка, тПредельная
циклическая
нагрузка, тРасстояние
между захва¬
тами, ммРасстояние
между опо¬
рами на из¬
гиб, ммЧастота цик¬
ла. мин.Завод-изгото¬вительОдносторон¬
него дей¬
ствияГРМ-15025—400200, 300,
400 и 600Армавир¬
ский завод
испытатель¬
ных машинТо жеГРМ-210050800300,450 и600То же
74МЕТОДЫ ИСПЫТАНЬЯ И ИССЛЕДОВАНИИПродолжение табл. 5ПульсаторТипПредельная
статическая
нагрузка, тПредельная
циклическая
нагрузка, тРасстояние
между захва
тами, ммРасстояние
между опо¬
рами на из¬
гиб, ммЧастота цикла
мин.Завод-изгото¬вительДвусторон¬МУГП ± 51010600255*		него дей¬(или ± 5^600ствияТо жеЦДМ2001001500600—1200300, 500«ФЕБ» Верк-200/п-ПУ(или ±50)штофпрюф-машинен(ГДР)Односторон¬ЦДМ10050Сжа¬1200300, 600,То женего дей- *100 /Л-ПУтие 400,750ствиярастяже¬ние 750Двусторон¬ЦДМРастя¬10Растя¬200—500750, 1000,него дей¬10 mжение(или +5)жение1500, 2000ствия20 т\500; сжа¬сжатие 30тие 400Односторон¬ЕМС-60-6050—400 до300, 600,750него дей¬ПУ2000Частота хо¬ствия (сда тележкикатящейся60X2нагрузкой)* Расстояние между колонками#Рис. 11. Схема машины для испытания
на усталость, работающей по методу кон¬
сольного изгиба:1 — образец; 2 — шпиндель вала; 3 — элек¬
тродвигатель; 4 — подшипник; 5 — гиринансные машины с наименьшей затратой
энергии дают возможность сравнительно
просто осуществлять различные виды де¬
формаций в испытываемых образцах, соз¬
давая в них значительные переменные на¬
пряжения с необходимой частотой изме¬
нения. Такие машины сравнительно малога¬
баритны, просты в устройстве, долговечны
и бесшумны.В испытательных машинах резонансно¬
го типа вместо усилий измеряются соот¬
ветствующие им деформации и уже по ним
на тарировочном графике определяются
сами усилия.В ряде случаев во время испытаний
важно определить момент появления тре-Рис. 12. Схема машины для
испытания на усталость, ра¬
ботающей по методу чисто¬
го изгиба с постоянным из¬
гибающим моментом по
длине образца:/ — образец; 2 и 4 — под¬
шипники; 3 — шпиндель; 5-
электродвигатель; 6 — тяга;
7 — поперечина; 8 — ры¬
чаг; 9 — гири
Рис. 14. Резонансная машина с электромаг¬
нитным возбуждением (виброфор):.1 — фотоэлектрическое устройство регулятора
нагрузки; 2 — шкала; 3, 4 и 5 — маховик,
скоба и магниты статической подгрузки; 6 и
7 — образец и связанная с ним переменная
масса; 8 — генератор; 9 — упругий стержень
силоизмерителяРис. 15. Кинематическая схема резонансной
машины для испытания коленчатого вала
с возбуждением неуравновешенной массойРис. 16. Кинематическая и гидравлическая схема
машины ГРМ-1:1	— пульсатор; 2 — силоизмерительное устрой¬
ство; 3 — нагружающее устройство; 4 — по¬
движная поперечина
76МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИщины в испытуемом образце до его раз¬
рушения.Между появлением трещины и оконча¬
тельным изломом образца может пройти
значительное время. Для валов и осей, на¬
пример при низких напряжениях, число
циклов до появления трещины может быть
в несколько раз меньше числа циклов от
момента появления трещины до оконча¬
тельного излома.В этом отношении машины резонансного
типа имеют значительные преимущества пе¬
ред машинами других типов, так как для
каждого заданного образца они обладают
вполне определенной частотой собствен¬
ных колебаний; периодически измеряя та¬
хометром число оборотов вибратора при
неизменной величине амплитуды колебаний,можно определить момент появления в
образце усталостной трещины.При испытании образцов или деталей на
усталость на машинах других типов на¬
чальные усталостные трещины выявляют
магнитным, ультразвуковым и другими
способами.Существуют машины, которые позволя¬
ют определять внутреннее трение и дина¬
мический модуль упругости при изгибе об¬
разца консольного типа при температурах
до 900° и нарастании числа циклов [22].
В основу конструкции машины положено
использование принципа замера вертикаль¬
ного и горизонтального прогиба консоль¬
ного вращающегося образца; по результа¬
там замеров определяют динамические ха*
рактеристики металла.ЛИТЕРА ТУРА1.	Некоторые вопросы усталостной прочности
стали, Машгиз, 1953.2.	Н. Н. Давиденкови Б. Н. Васильев.
Влияние промежуточного отпуска на предел уста¬
лости. — Сборник, посвященный 70-летию акаде¬
мика А. Ф. Иоффе, 1950.3.	В. П. К о г а е в. Методы статистической
обработки результатов усталостных испытаний,
Заводская лаборатория, 1957, № 5.4.	И. А. О д и н г. Структурные признаки уста¬
лости металлов как средство установления при¬
чин аварий машин, АН СССР, 1949.5.	В. С. Иванова. Диаграмма усталостного
разрушения металлов, ДАН СССР, т. 119, 1958,
№ 1.6.	В. И. Кудрявцев. О математической за¬
висимости между пределом усталости и числом
циклов до разрушения, Заводская лаборатория,
1951, № 3.7.	И. И. Тарасенко. Косвенный метод
определения предела выносливости. Заводская
лаборатория, 1951, № 9.8.	R. R о е 1 о f f s, F. G а г a f а 1 о, A. review
of methods employed in the Statistical Analysis of
Fatigue Data, Proc. Amer. Soc. Test Mater., 1956
(1957), v. 56, p. 1081—1090.9.	С. В. С e p e н с e и. Усталость металлов,
Машгиз, 1949.10.	X. А. Кулдма. О влиянии частоты на¬
гружения на усталостную прочность сталей при
перегрузках. Заводская лаборатория, 1957, № 511.	С. В. Сервисен, В. П. К о г а е в, Л. А.
Козлов, Р. М. Шнейдерович. Несущая
способность и расчеты деталей машин, Маш¬
гиз, 1954.12.	М. М. К р а й ч и к, Л. М. Школьник,
Б. А. Мейснер. Методика усталостных испы¬
таний сварных конструкций на изгиб. Заводская
лаборатория, 1956, № 12.13.	Я. Б. Фридман. Механические свойства
металлов, Оборонгиз, 1952.14.	И. В. Кудрявцев. Остаточные напря¬жения как резерв прочности в машиностроении.
Машгиз, 1952.15.	Повышение усталостной прочности деталей
машин поверхностной обработкой, Машгиз, 1952.16.	С. Д. Пономарев, В. JI. Б и д е р-
м а н, К. К. Лихарев, В. М. М а к у ш и н,Н.	Н. Малинин, В. И. Ф е о д о с ь е в. Осно¬
вы современных методов расчета на прочность
в машиностроении, Машгиз, 1952.17.	Энциклопедический справочник машино¬
строение, Машгиз, 1947, т. I, кн. 2, гл. V.18.	Д. И. Гольцев. Об условиях прочности
при переменных нагрузках и сложном напряжен¬
ном состоянии. Сб. «Вопросы динамики и дина¬
мической прочности», Рига, 1953.19.	Г. В. У ж и к. Методы испытаний металлов
и деталей машин на выносливость, АН СССР,.
1948.20.	Н. Н. Д а в и д е н к о в. Усталость метал¬
лов, АН СССР. 1949.21.	Б. Н. Авдее в. Техника определения меха¬
нических свойств металлов, Машгиз, 1957.22.	В. Y. L a z an, L. Y. D е m е г. Damping,
Elasticity and Fatigue properties of Temperature
resistant materials, Proceedings, ASTM, № 51, 1951,
p. 611-646.23.	JI. В. Муратов. Аналитическое выраже¬
ние кривой усталости. Сб. «Научные труды Куй¬
бышевского индустриального института», Вып.
VII, Механика, Куйбышев, 1958.24.	Д. И. Гольцев. Приближенная оценка
предела выносливости конструкционных материа¬
лов. Сб. «Вопросы динамики и динамической
прочности», вып. 3, АН Латвийской ССР.25.	В. С. Иванова. Гипотеза энергетического
подобия усталостного разрушения и плавления
металлов и ускоренный метод определения пре¬
дела усталости. АН СССР, Институт металлур¬
гии им. А. А. Байкова, Москва, I960.26.	Л. М. Ш к о л ь н и к. Зависимость выносли¬
вости и долговечности от характеристик стати¬
ческой прочности. Сб. «Вопросы прочности мате¬
риалов и конструкций». АН СССР, Москва, 1959.
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ПОНИЖЕННЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ77ГЛАВА 6МЕХАНИЧЕСКИЕ ИСПЫТАНИЯ
ПРИ ПОНИЖЕННЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ1.	ЯВЛЕНИЕ ХЛАДНОЛОМКОСТИПри понижении температуры механиче¬
ских испытаний некоторых металлов наб¬
людается переход от вязкого разрушения
к хрупкому. Вязкое разрушение внешне
характеризуется заметной пластической
деформацией и волокнистым строением
излома; хрупкое — отсутствием заметной
пластической деформации и блестящим
кристаллическим изломом.К хладноломким металлам, т. е. метал¬
лам, способным под влиянием внешних
условий (включая и температуру) перехо¬
дить в хрупкое состояние, относятся преж¬
де всего железо и его сплавы (за исключе¬
нием аустенитных сталей), а также многие
металлы с объемноцентрированной кубиче¬
ской и некоторые металлы с гексагональной
кристаллической решеткой.Согласно гипотезе, выдвинутой акад.
А. Ф. Иоффе, критическая температура пе¬
рехода материала в хрупкое состояние на
графике напряжение — температура опре¬
деляется точкой пересечения кривых, изо¬
бражающих зависимость хрупкой проч¬
ности материала <у0тр (сопротивления отры¬
ву) и предела текучести <rs от температуры
(рис. 1). Из графика следует, что с повы¬
шением предела текучести (под влиянием
изменения состава, внутреннего строения
или состояния сплавов, а также из-за уве¬
личения скорости деформирования) кри¬
тическая температура хрупкости смещается
к более высоким температурам (кривая 2,
рис. 1). К такому же результату приводит
понижение сопротивления отрыву аотр под
влиянием, например, увеличения в мате¬
риале внутренних дефектов.К смещению критической температуры
хрупкости приводит также изменение
характера напряженного состояния. Это
вытекает из неравенстватмакеzs	<*отрустанавливающего, что хрупкое разруше¬
ние в результате деформирования насту¬
пает в тех случаях, когда главное нормаль¬
ное напряжение достигает уровня хруп<
кой прочности аотр раньше, чем максималь¬
ные скалывающие напряжения тмакс перей¬
дут за предел текучести ts . Так, при пере¬
ходе от кручения к растяжению скалываю¬
щие напряжения по отношению к нормаль¬
ным уменьшаются вдвое; на диаграмме,
представленной на рис. 1, это отражается
условным повышением кривой пределов
текучести (кривые 1 и 2) и смещением кри¬
тической температуры хрупкости к более
высоким значениям. В таком же направ¬
лении действуют надрезы, выточки, трещи¬ны и др., вызывающие концентрацию на¬
пряжений, а также создающие объемно-
напряженное состояние и локализацию или
затруднение пластической деформации.Таким образом, всегда следует считаться
с возможностью перехода деталей машин и
целых конструкций в хрупкое состояние
вследствие эксплуатации их при низких
температурах, а также в результате сме¬
щения критической температуры хрупкости
в область рабочих температур под влия¬
нием больших скоростей приложения на¬
грузки или увеличения жесткости (объем¬
ности) напряженного состояния. Критиче-Рис. 1. Схема, поясняющая образование
хрупких и вязких разрушений
(по А. Ф. Иоффе)ская температура хрупкости может слу¬
жить относительным критерием склонности
матегиалов к хрупким разрушениям.Механические испытания при низких тем¬
пературах широко применяются в иссле¬
довательских лабораториях и на заводах
для контроля качества металла и техноло¬
гических процессов; во многих отраслях
производства эти испытания обязательны
при приемке готовой продукции.Практически оценка хладноломкости про¬
изводится путем ударных испытаний серий
образцов на изгиб или растяжение при все
понижающихся температурах с последую¬
щим построением кривых ударная вяз¬
кость — температура испытания. На этих
кривых обнаруживается так называемый
критический интервал (температурный)
перехода материала из вязкого состояния в
хрупкое.Наблюдаются два типа критических ин¬
тервалов хрупкости: с дискретным и по
степенным переходом из вязкого состояния
в хрупкое. На рис. 2 приведен критиче¬
ский интервал хрупкости с дискретным пе¬
реходом; в заштрихованной зоне ряссе-
78МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИяния, ограниченной нижней и верхней кри¬
тическими температурами хрупкости, на¬
блюдаются вязкие и хрупкие изломы и поч¬
ти не наблюдаются полухрупкие. Такой
дискретный критический температурный ин¬
тервал чаще получается при испытании не-
надрезанных образцов. Критический интер¬
вал хрупкости с постепенным переходом изТемпература испытания, °СРис. 2. Критический интер¬
вал хрупкости с дискретным
переходомвязкого состояния в хрупкое (рис. 3) на¬
блюдается, как правило, при испытании
образцов с надрезом.Такой тип кривых характеризуется нали¬
чием в интервале перехода полухрупких
изломов.го
* "^ 1610
8<<•<> •*•1	„1*W\ f••I'к1I*i-100-604)0-40-20 О ВО W 60 80100f20140160180
Температура 3 0 СРис. 3. Критический интервал хрупкости
с постепенным переходомВ тех случаях, когда испытания при низ¬
ких температурах предусматриваются тех¬
ническими условиями в качестве контроль¬
ной операции, обычно ограничиваются опре¬
делением ударной вязкости при какой-либо
одной заданной низкой температуре. Эти
испытания, проведенные на достаточно
большом количестве образцов, свидетель¬
ствуют о том, что критический интервал
перехода в хрупкое состояние лежит при
температурах заведомо ниже контрольной.Вместо ударных испытаний в некоторых
случаях можно проводить статические ис¬
пытания серии надрезанных образцов на
изгиб при различных температурах; кри¬
тическая температура хрупкости в этом
случае определяется по появлению в изло¬
ме кристаллических участков и по харак¬
терному срыву на диаграммах в координа¬
тах изгибающее усилие — прогиб. В послед¬
нее время этот метод получил достаточно
широкое применение благодаря меньшему
количеству нужных для испытания образ¬
цов и большей (в ряде случаев) чувстви¬
тельности, чем метод серийных испытаний
на ударный изгиб.В исследовательских работах иногда при¬
меняют статические испытания на растяже¬
ние гладких или надрезанных образцов
при пониженных температурах. При таких
испытаниях оценивают значение сопротив¬
ления отрыву, и эта характеристика также
может служить относительным критерием
склонности материала к хрупким разру¬
шениям.При оценке результатов испытания над¬
резанных образцов на растяжение необ¬
ходимо учитывать возможность значитель¬
ной пластической деформации образца у
дна надреза. Кроме того, следует иметь в
виду, что кристаллический характер изло¬
ма не всегда свидетельствует об отсутст¬
вии пластической деформации в этом участ¬
ке наименьшего сечения образца перед раз¬
рывом.Выбор параметров серийных испытаний
(формы и размеров образцов, скорости де¬
формирования и т. д.) определяется об¬
щим требованием — переход в хрупкое со¬
стояние должен происходить при темпера¬
турах, легко достижимых в условиях за¬
водских лабораторий. В большинстве слу¬
чаев для этой цели вполне пригодны стан¬
дартные образцы с U-образным (типа Ме-
наже) и ключевидным (типа Шарпи) над¬
резами (см. Динамические испытания ме¬
таллов, стр. 35).В тех случаях, когда критический интер¬
вал хрупкости лежит при относительно вы¬
соких температурах, для испытания можно
применять гладкие образцы.Для охлаждения образцов используют
незамерзающие жидкости, охлажденные до
заданной температуры испытания сжижен¬
ными газами или твердой углекислотой
(сухим льдом).До —60° образцы охлаждают в смеси чи¬
стого этилового спирта (или сырца, а так¬
же чистого бензина) с твердой углекисло¬
той, а до более низких температур (от—60 до. —100°) в смеси этилового спирта
и жидкого азота. Достижение температур,
лежащих в 'интервале от —100° до 196°,
производится путем охлаждения образцов
в жидком азоте до —196° и последующего
нагрева образцов на воздухе до заданной
температуры. Температуру охлаждающей
ванны замеряют термометром любого типа
(спиртовым, толуоловым, пентанным) или
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ПОНИЖЕННЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ79с помощью гальванометра и термопары со
спаем, присоединенным к образцу.Техника механических испытаний при
низких температурах регламентирована
ГОСТ 1524—42; изменение № 2 (взамен из¬
менения № 1).2.	ВАЖНЕЙШИЕ
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ ДАННЫЕО	ВЛИЯНИИ РАЗЛИЧНЫХ ФАКТОРОВ
НА ХЛАДНОЛОМКОСТЬ СТАЛИВлияние характера напряженного
состояния, состояния поверхности,
размера образцов на хладноломкость.
Влияние скорости деформации
на критическую температуру
хрупкости (таблица, рис. 4, 5, 6)60-20Q-175*m-l25-lb0-75 -50-25 0 25
Температура испытания, °СРис. 4. Зависимость критической тем¬
пературы хрупкости от «жесткости»
напряженного состояния
(Хейндльхофер)Влияние чистоты поверхности образцов
на их хладноломкостьИспытание гладких круглых образцов
из стали марки Ст. 5 диам. 8 мм
на динамический изгиб(Г Погодин-Алексеев и А. Панфилов)Темпера¬
тура испы-Работа деформации, кем, при
обработке поверхности образцов
по классу чистоты0311—1600,390,490,61—1352,081,982,30-1202,964,236,40—1106,336,679,62-9310,2311,62Не разру¬1шилсяПримечание. Классы чистоты 3 и 11 да¬
ны в соответствии с ГОСТ 2789—45; для срав¬
нения взяты образцы с грубоободранной повер¬
хностью (высота гребешков 100—250 мм), вы¬
ходящей за нормы ГОСТ и условно обозначен¬
ные нулевым классом чистоты.ifO^20
% 40<3.I 20t.I1uozo&а•—8—iiИ1i'-4ш1б—!—46—1—4-т-160 -120 -во -ио оТемпература. °Сч-ЬПРис. 5. Влияние масштабного фактора
на хладноломкость (Ф. Витман). Ма¬
териал: углеродистая сталь (0,25*/о С).
Термическая обработка: отжиг при
1000°. Способ деформации: динамиче¬
ское растяжение. Диаметр образца:
а — 2 мм: 6 — 5 мм: в — 10 ммЧоу3а£зэ;Температура, °СРис. 6. Зависимость между скоростью
деформирования и критической темпе¬
ратурой хрупкости: испытание надре¬
занных образцов на динамическое рас¬
тяжение (Ф. Витман и В. Степанов).
Материал: углеродистая сталь (0,2% С).
Термическая обработка: отжиг при
1000°; размер образцов 11X9X70 мм,
глубина надреза 2 мм. Условные обо¬
значения:V—скорость ломающего ножа; О — об¬
разец не разрушился; X — хрупкор
разрушение
80МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИВлияние холодной деформации на критическую температуру хрупкости
стали (рис. 7, 8, 9, 10)s'~80
if-rn
& -120
£" -т
-160i§ -180| -200
SK|\о—оРастяжение
9—• Волочение\\}\V\SчЧ1*^0 20 40 60 80 fOO 1Z0 140 160 180 200 220Истинное удлинение Л, %Рис. 7. Влияние холодной деформации растяжением и
волочением на критическую температуру хрупкости
Давиденков и П. Сахаров). Материал: углеродис-
сталь (0,23°/i С). Термическая обработка: отжиг
1100°. Образцы: гладкие цилиндрические стержни
диаметром 8 мм и длиной 70 мм<НтаяприРис. 8. Влияние холодной деформации
сжатием на критическую температуру
хрупкости (Н. Давиденков и П. Саха¬
ров). Материал: углеродистая сталь
(0,20% С). Термическая обработка: от¬
жиг при 1200°. Образцы: гладкие, ци¬
линдрические диаметром 8 мм и дли¬
ной 70 ммПредварительной дефор¬
мация ipу %Рис. 9. Влияние предварительной деформации хо¬
лодной прокаткой на критическую температуру
хрупкости стали Ст. 3, определяемую при стати¬
ческом изгибе образцов с острым надрезом (Го-
рынин). За критическую температуру хрупкости
принималась наименьшая температура, при кото¬
рой срывы (резкое падение нагрузки) на конце¬
вой части диаграммы нагрузка — прогиб еще не
имеют места или не превышают одной трети
ординаты максимума нагрузки. Параллельно
критическая температура определялась по виду
излома:/ — продольные образцы; 2 — поперечные об¬
разцы-180 ~16р -140 -120 -100
Температура испытания\ а£Рис. 10. Влияние нагрева после холодной дефор¬
мации на критическую температуру хрупкости
(Н. Давиденков и П. Сахаров). Материал: угле¬
родистая сталь (0,2°/* С). Обработка: предвари¬
тельный наклеп образцов растяжением на 70%;
термическая обработка после наклепа — старе¬
ние при 200° в течение 2 час.Влияние величины зерна на хладноломкость (рис. 11, 12, 13)«**1I<8$Рис. 11. Влияние величины зерна
на критическую температуру хруп¬
кости при разрыве ненадрезанных
образцов котельного железа(Н. Да¬
виденков и Ф. Витман). Средний
размер зерна феррита:1	— после нормализации 0,041 мм;2	— после нагрева на 1100°—0,089 ммТемпература, °С
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ПОНИЖЕННЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ81Рис. 12. Влияние величины зерна на кри¬
тическую температуру хрупкости углеро¬
дистой стали с 0,025е/* С (Е. Шевандин)
Испытание на ударную вязкость образ¬
цов 10 X 10 X 60 мм с надрезом Менаже,
средний диаметр зерен (по микрострук¬
туре);1—0,060 ММ] II — 0,028 мм; III—0,016 ммРазмер зерна, миРис. 13. Зависимость сопротивления
отрыву от величины зерна феррита
(Я. Потак и В. Сачков). Испытания
ненадрезанных цилиндрических образ¬
цов армко-железа на статическое рас¬
тяжение при — 196°. Размеры зерен
от 25 до 175 мм получены путем хо¬
лодной деформации и различной сте¬
пени рекристаллизации (различные
точки отвечают различным плавкам)Влияние химического состава стали на хладноломкость
(рис. 14, 15, 16, 17)V8)0,0)ггап■»//0J21 "/0,31омfV/£1 1££■-т-73Температура, °Ст гвоРис. 14. Влияние содержания углерода на
температурный интервал перехода стали
от вязкого разрушения к хрупкому при
ударных испытаниях [516 Металловедение (справочник), т. I§ 4Q0I-<*>'1^'
ti¬
ll '60f| -20-
ОNi+ СиУчк“оо Сг"“*4Si... . |Мп1 2 3 4 5 6
Содержание легирующих элементов, %Рис. 15. Влияние легирующих элементов на
критическую температуру хрупкости низко¬
углеродистой стали (В. Делле, Л. Фрумер).
82МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИО 100 200 300 400" 500 ООО 700
Температура испытания, °СРис. 16. Влияние
содержания кислорода в железе
на хладноломкостьРис. 17. Зависимость критической тем¬
пературы хрупкости от содержания
фосфора (Загородских). Условия ис¬
пытания: ударный изгиб гладких
призматических образцов180W0UlO
120
ЮО
'80
-00
-40
20
О11ТПр нишupf ■ t/л_ )!Зона
^рассеян,■hp & ~РХ Н'1- 1t10 0J17 0,220,412О 0,10 0,20 0,30 ОАО 0,50 0,60
Содержание (россрора, %Влияние термической обработки стали на ее хладноломкость
(рис. 18, 19, 20, 21)Температура испытания, °СРис. 18. Влияние термической
обработки на хладноломкость
хромомолибденовой стали 0,31%
С; 0,34% Мо; 1,05% Сг (Глик-
ман и Шевандин):1 — закалка 850° и отпуск 650°;2 — отжиг при 850° С■ 1 -j	I	«	1	 п CL'200 -120 -40 О АОТемпература испытания; °ГРис. 19. Влияние продолжительности
отпуска при 650° закаленной углеро¬
дистой стали с 0,50% С на хладно¬
ломкость:/ — 5 сек.: 2— 1 час; 5 — 60 час.
(Либш)Температура испытания, °СРис. 20. Сравнение температурного порога
хладноломкости на образцах из стали 40Х
после высокочастотной поверхностной и
обычной сквозной закалки (Кидин):
а — поверхностная закалка с нагревом ТВЧ
на глубину 2,3 мм; б — сквозная закалка
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ПОНИЖЕННЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ83'2
10
8
в
4
2
О
12
S юI 2I °СIe2О121086П2NSLJг11"S*-4XАГвАИГ*N7/.*11<м>4Г о
о ■ИГXУ>N8<о»О Аw И)Е1Температура испытания, °С- 180-150-100-50 0+50+100+150+200
Температура испытания, °СРис. 21. Влияние скорости охлаждения после отпуска при 650° на хладноломкость
каленной стали различного химического состава (А. Завьялов, М. Сенченко):
" ~	охлаждение с печью1СплавХимический состав, %Сплав №Химический состав, %Другие! №1jССгNiМоССгNiМоWэлементы! 10,40		50,422, 92	1,0420,403, 03——60,403,03—0,46		з0,383, 142,60—70,392,87—0,41	0 , 09Р4[0,413, 082,080,4480,393, 102,0—0,97—ЛИТЕРА ТУРА1.	Н. Н. Давиденков. Динамические
испытания металлов, ОНТИ, 1936.2.	Н. Н. Давиденков. Проблема удара
в металловедении, АН СССР, 1938.3.	Н. Н. Давиденков. О хладноломкости
стали. Труды ЛПИ им. М. И. Калинина, 1947.4.	Е. Ш е в а н д и н. Склонность к хрупкости
низколегированных сталей, Металлургиздат, 1953.5.	I. A. Rinebolt and W. I. Harris. Trans.
Amer. Soc. Met., A. 3, 1951, p. 1175.6.	N. I. P e t с h. The Fracture of Metals «Рго-
gres in Metals Physics». 5. London. 1954. Русское
издание: Успехи физики металлов, Металлург¬
издат. 1958.6*7.	W. Rees, В. Hopkins, Journal of Iron
and Steel Institute, 1952, December, v. 172, part 4;
W. Rees, B. Hopkins, H. T i p 1 e r. Journal
of Iron and Steel Institute, 1951, October, v. 169,
p. 2.8.	Д. Л о у. Связь хрупкого разрушения с мик¬
роструктурой. Сб. «Структура металлов и свой¬
ства». Пер. с англ. Металлургиздат, 1957.9.	Я. М. П о т а к. Хрупкие разрушения стали
и стальных деталей. Оборонгиз, 1955.10.	Н. Н. Давиденков и Т. Н. Чучман.
Обзор современных теорий хладноломкости
«Исследования по жаропрочным сплавам».
Изд-во АН СССР, 1957.
84МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙГЛАВА 7ВОДОРОДНАЯ ХРУПКОСТЬ СТАЛИ1.	УСЛОВИЯ ВОДОРОДНОГО
ОХРУПЧИВАНИЯ СТАЛЬНЫХ
ИЗДЕЛИИВодородная хрупкость возникает при
многих технологических операциях переде¬
ла и обработки стали.Прежде всего наводороживание стали
происходит при плавке в мартеновских и
электрических печах. С охрупчивающим
влиянием поглощенного в процессе выплав¬
ки стали водорода, которое выражается в
резком снижении пластических свойств и
поражении металла флокенами, сталкива¬
ются многие ‘заводы-поставщики и потре¬
бители крупных локовок диаметром 600—
1200 мм.Другим технологическим процессом, вы¬
зывающим водородное охрупчивание стали,
является сварка. Водород, содержащийся
в электродных покрытиях в виде органи¬
ческих соединений или влаги, во время свар¬
ки диссоциирует и растворяется в расплав¬
ленном металле, частично диффундируя в
прилегающие зоны термического влияния
основного металла. Влияние водорода при
сварке проявляется в образовании холод¬
ных трещин в наплавленном и в основном
металле. Особенностью этих трещин являет¬
ся образование их не только непосредствен¬
но после окончания сварки, но и по исте¬
чении некоторого времени.Нанесение на сталь различных гальвани¬
ческих покрытий связано с опасностью во¬
дородного охрупчивания, так как при этом
поверхность изделий насыщается водоро¬
дом. Замедленное разрушение гальвани¬
чески обработанных деталей под действием
приложенных напряжений или напряже¬
ний, связанных с жесткостью конструк¬
ции, наблюдается достаточно часто [1].Поверхностное наводороживание стали
происходит так же и при травлении в кис¬
лотах, которое производят для очистки
поверхности изделий от окалины.Наводороживание и охрупчивание ме¬
талла происходит не только в результате
технологических операций передела и .об¬
работки. но и при эксплуатации аппарату¬
ры, особенно при наличии высокого давле¬
ния водорода. Так, при 500—600° и давле¬
нии 500—600 атм стальные трубы, стойкие
при работе в других газах, например в азо¬
те, под влиянием водорода в течение не¬
продолжительного периода работы претер¬
певают бездеформационное межкристал-
литное разрушение [2].2.	ФАКТОРЫ, ОПРЕДЕЛЯЮЩИЕ
РАСТВОРИМОСТЬ ВОДОРОДАВодород может проникать в сталь только
в диссоциированном, атомарном состоянии 11 Расплавленным металлом может поглощать¬
ся молекулярный водород, который затем диссо¬
циирует.Степень диссоциации молекулярного водо¬
рода при атмосферном давлении имеет за¬
метную величину только лри температурах
жидкой стали.Экспериментально установлено, что рас¬
творимость водорода в стали находится в
прямой зависимости от корня квадратного
из парциального давления молекулярного
водорода в газовой фазе [3].На стр. 456 приведена диаграмма со¬
стояния системы железо—водород, дающаяСодержание 5одорода,%(8ес)$ 1б й id is id 'Содержание Водорода 8100 г железа, см*Рис. 1. Кривые равновесной концентрации водо¬
рода в стали в зависимости от давления и тем*
пературы [4]приближенную зависимость равновесной
концентрации водорода в стали от давле¬
ния и температуры.При нормальных условиях растворимость
водорода в стали очень мала и с трудом
поддается точному определению. Значи¬
тельного увеличения растворимости водоро¬
да в стали можно достигнуть только при
повышенных давлениях (рис. 1).Из практики известно также, что процесс
наводороживания значительно активизи¬
руется в присутствии небольших количеств
влаги, которая, по-видимому, играет роль
катализатора [5].Катодное выделение водорода может
создать у поверхности стали «атмосферу»,
которая с точки зрения концентрации ато¬
марного водорода эквивалентна тысячам
атмосфер давления или очень высокой тем¬
пературе при нормальном давлении. Одна¬
ко для растворения этого водорода в ме¬
талле нужно время. Опыт показал, что при
электролизе в чистой кислоте на поверх¬
ности катода происходит мгновенная ре¬
комбинация выделяющихся атомов водоро¬
да в молекулы. В этом случае наводорожи¬
вание катода может не произойти. Если в
электролите присутствуют следы некоторых
элементов V и VI групп периодической
ВОДОРОДНАЯ ХРУПКОСТЬ СТАЛИ85системы: фосфора, серы, мышьяка, селена,
теллура, висмута, рекомбинация атомов
водорода замедляется, что создает необхо¬
димые условия для проникновения его
внутрь железного катода (рис. 2).Рис. 2. Изменение длины спи¬
рали из железной проволоки
диаметром 1 мм в процессе ка¬
тодного наводороживания в
1-н. растворе серной кислоты
с добавками различных коли¬
честв As?03. Плотность тока
0.018 а /ом2 [6]:1 — 0.0015 мг/л As203; 2 —
0,0030; 3 — 0.0045; 4 — 0,0060;5 — 3,04; 6 — 30,43.	СОСТОЯНИЕ ВОДОРОДА
В КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ РЕШЕТКЕВодород находится в кристаллической ре¬
шетке стали в атомарном состоянии, обра¬
зуя со сталью твердый раствор внедрения,
в молекулярном состоянии, а также в виде
заряженных частиц — протонов. Эти части¬
цы возникают в результате передачи ато¬
мами водорода своих электронов в коллек¬
тивизированный электронный газ кристалла
[7—11]. Об атомарной форме существова¬
ния водорода в стали свидетельствует не¬
большое увеличение периода решетки, на¬
пример при электролитическом наводоро-
живании.О присутствии водорода в виде заряжен¬
ных частиц протонов можно судить по то¬
му факту, что под действием постоянного
тока водород перемещается в направлении
тока [10, 11]. Это свидетельствует, по край¬
ней мере, о частичной ионизации водорода
в кристаллической решетке стали.Известны условия, при которых степень
ионизации атомов водорода в стали увели¬
чивается. Это происходит под влиянием
рентгеновых лучей [7], а также при очень
высоких внутренних давлениях водорода в
стали [9].Молекулярная форма существования во¬
дорода в стали подтверждается тем, что
максимальное количество адсорбированного
водорода увеличивается с возрастанием пор
в металле при холодной пластической де¬формации [12, 13, 14] или при переходе
к литому металлу [15].Примером может служить литой сплав
с 25% Ni; 3% Си и 57% Fe. Образцы этого
сплава толщиной 4,5 мм в результате
электролитического наводороживания со¬
держали 700 смг водорода на 100 г метал¬
ла. Такое насыщение могло произойти толь¬
ко вследствие собирания водорода под дав¬
лением в полостях в молекулярной форме,
так как измеренное изменение параметра
сплава оказалось ничтожным [15].Доказано [16], что трудно экстрагируемый
водород при длительном нагреве образцов
в вакууме содержится в порах металла
в молекулярной форме.Так как атомарный водород, выделяю¬
щийся в полости, немедленно превращается
в молекулярный, а степень диссоциации,
молекулярного водорода при обычных тем¬
пературах — величина бесконечно малая;
атомарный водород диффундирует и выде¬
ляется навстречу высокому давлению мо¬
лекулярного водорода до достижения равно¬
весия по уравнению:Неоднократно выводились условия термо¬
динамического равновесия между водоро¬
дом, растворенным в стали, и молекуляр¬
ным водородом, находящимся в порах.Согласно Фрагмену [17], между количе¬
ством растворенного водорода х (в см3) на
100 г стали, температурой Г°К и давлением
Рат имеется соотношение3000 — 0,062 РТ = 				.log Р — 2 log х + 360
Однако следует учитывать, что это уравне¬
ние и рис. 1 не могут претендовать на точ¬
ность, так как основываются на непрове¬
ренном при высоких давлениях законе Зи-
верса:1Н] =Кг/Р^~Высокие давления возникают под влия¬
нием молекулярного водорода, находяще¬
гося в порах металла. Об этом свиде¬
тельствуют многие явления, например об¬
разование трещин по границам зерен в
процессе электролитического наводорожи¬
вания отожженной низкоуглеродистой ста¬
ли [18], появление местных вспучиваний
на гладких образцах стали Ст. 3 (рис. 3),
а также значительное удлинение стальных
проволок и спиралей [6, 19] при наводоро-
живании (см, рис. 2).Наличие пластической деформации в ре¬
зультате наводороживания обнаружено
на трубчатых образцах со щелью (рис. 4).
Тот факт, что после удаления водорода
в процессе отжига при 50, 200 и 650° шири¬
на щели не уменьшается, свидетельствуето	пластической деформации (табл. 1).Имеются данные о неравномерном рас¬
пределении водорода в кристаллической ре¬
шетке стали и о тенденции его в ряде
случаев располагаться по границам зерен.
Об этом свидетельствует разрушение желе¬
86МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙза по границам зерен после высокотемпе¬
ратурного наводороживания при 1100—
1200° в среде влажного водорода [5].Разрушение труб из стали 20, находящих¬
ся под высоким внутренним давлением во-боты [25] £=20000 кал/моль, а по [26]
£=3050 кал/моль. Такое расхождение
связано, по-видимому, с влиянием усло¬
вий эксперимента на скорость диффузии
водорода в стали. Диффузионная подвиж-Рис. 3. Вид поверхности пластины из Ст. 3
после электролитического наводороживания в
течение 2 час.дорода при 500°, как уже указывалось, так¬
же происходит по границам зерен [2]. Диф¬
фузия водорода сквозь железо при давле¬
ниях ~4000—9000 ат частично происходит
по границам зерен, раздвигая их настолько
сильно, что после этого при более низких
давлениях через металл могут проникать
масло и ртуть [20].О	диффузионной подвижности атомов во-Рис. 4. Трубчатый образец
для измерения деформации
в процессе электролитическо¬
го наводороживания внутрен¬
ней поверхности.А — анод, а = 8 мм; б =
— 2 мм\ исходная ширина
щели с = 1,5 ммность атомов водорода в железе значитель¬
но возрастает под действием напряжений и
пластической деформации металла [27, 28].Таблица 1Деформация, мм, и количество водорода, выделившегося в результате вакуумного отжига
при 50, 200 и 650° из стальных образцов (рис. 5), подвергнутых электролитическомунасыщению водородомПродол¬
житель¬
ность на¬
водорожи¬
вания, час.Деформация, мм,
после наводорожи¬
ванияДеформация, мм, измеренная
после вакуумного отжига при
температуре, °СКоличество водорода, см*/\00 г
стали, выделившегося в резуль¬
тате вакуумного отжига при
температуре, °Счерез
5 мин.черезсутки50200650502006501+0,46+0,470,44+0,47+0,494118,42+0,88+0,90+0,87+0,87+0,971171,83,53+1,2+1,2+1,17+1,21,3413729,1дорода в кристаллической решетке стали
имеются следующие данные. Энергия ак¬
тивации диффузии (Е) водорода в железе
при высоких температурах, по различным
источникам, составляет, кал/моль: 9600
[21], 9400 [22], 11000 [23] и 8700 [24]. Одна¬
ко в последнее время появились работы, в
которых приводятся величины эксперимен¬
тально определенной энергии активации
диффузии водорода в железе, резко от¬
личные от указанных. Так, по данным ра-4.	ВЛИЯНИЕ ВОДОРОДА НА
МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИВодород оказывает слабое влияние на
предел текучести, предел прочности, твер-
дость [31, 32] и модуль нормальной упру¬
гости [33], т. е. на механические характери¬
стики, измеряемые до разрушения, и сильно
снижает предельную пластичность и проч¬
ность, определяемые при разрушении в про¬
цессе растяжения (рис. 5), изгиба, круче¬
ВОДОРОДНАЯ ХРУПКОСТЬ СТАЛИ870,1 0,2 0.3 С,<< CJ С,бРис. 5. Кривые деформации, наводороженных и
ненаводороженных образцов, подвергнутых от¬
дыху различной длительности от 1 часа до
21 дня. Сталь 0,26% С, 3,0% Сг, 0,4% Мо; терми¬
ческая обработка: закалка и отпуск при 650°
(Хобсон и Сайкс)ния и других способах деформации [1, 5,
29, 30, 34, 35, 36]. Водород также снижает
сопротивление отрыву и способствует пере¬
ходу стали из вязкого состояния в хрупкое
{37].Указанные данные получены при средних
концентрациях водорода (меньше 10 см3 на
100 г стали). При очень больших его кон-Рис. 6. Влияние времени электроли¬
тического наводороживания на плас¬
тичность стали (0,39% С, 1,8% Ni,0,75% Сг и 0,24% Мо), обработанной
на различную прочность [3!5]центрациях обнаруживается влияние водо¬
рода на твердость стали [37, 38].Чувствительность к водородной хруп¬
кости, т. е. относительная интенсивность
падения пластичности или прочности при
наводороживании, возрастает с увеличе¬
нием прочности стали (рис. 6).С увеличением скорости деформации
(рис. 7) образцов свыше 200 мм/мин
эффект охрупчивания, вызванный водородом,
уменьшается, и практически исчезает при
скоростях порядка 4м/сек [34, 35, 39—42].Установлено, что при растяжении образ¬
цов, подвергнутых интенсивному электроли¬Сморость деформации, мм]минРис. 7. Влияние скорости деформации на плас¬
тичность образцов армко-железа, подвергнутых
электролитическому (1) и высокотемпературному
(2) наводороживаниютическому наводороживанию, разрушение
начинается от трещины, образующейся в по¬
верхностном слое образца в начальной ста¬
дии деформации (рис. 8) независимо от ее
скорости. Однако при малых скоростях
деформации трещины распространяются
более глубоко.Хотя имеются различные точки зрения
относительно механизма охрупчивающего
действия водорода, все исследователи схо¬
дятся на том, что необходимым условием
для него является сегрегация водорода.Если концентрация водорода очень низ¬
ка, то для создания критической концент¬
рации у места образования трещины тре¬
буется определенное время. При малой
скорости деформации распространение тре¬
щины облегчается непрерывной ускоренной
под влиянием деформации, диффузией во¬
дорода к фронту растущей трещины. При
больших скоростях деформации водород
не успевает продиффундировать к местам
концентрации напряжений или локализа¬
ции деформации. Без притока водорода тре¬
щина перестает распространяться и раз¬
рушение совершается по обычной схеме,
причем исчерпывается вся пластичность
стали.В тех случаях, когда сталь чувствительна
к надрезу, увеличение скорости деформации
не приводит к полному восстановлению
пластичности, так как образовавшаяся на
поверхности образца трещина продолжает
распространяться, несмотря на то что при¬
ток водорода к ней прекращается (табл. 2).Образцы из стали, насыщенные водоро¬
дом, обнаруживают эффект замедленного
разрушения, т. к. склонность к разруше¬
нию под длительным действием статической
нагрузки, меньшей по величине, чем при
обычных кратковременных испытаниях,
рис. 9 [35, 43, 44, 45].Понижение температуры механических
испытаний оказывает такое же действие,
как и увеличение скорости деформации.
88МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИт. е. охрупчивающее действие водорода при
малых его концентрациях с понижением
температуры уменьшается.объясняет резким уменьшением скорости
диффузии водорода при низких темпера¬
турах.Рис. 8. Вид рабочей части га¬
гаринского образца из техни¬
ческого железа в результате
растяжения со скоростью
200 мм/мин после электролити¬
ческого наводороживания. X 422 5Н 1088
время действия на груз¬
ни, сек.Рис. 9. Изменение прочности
наводороженных пластин раз¬
мером 3X10X60 мм из зака«
ленной стали 5ХНМ в зависи¬
мости от длительности дейст¬
вия изгибающей нагрузки. Про¬
должительность электролити¬
ческого наводороживания 2
часа; отдых после наводорожи¬
вания 40 мин.Рис. 10. Вид рабочей части
гагаринского образца хро-
моникелемолибденовой ста¬
ли после испытания на рас¬
тяжение со скоростью
4 мм!м>ин при —196° после
электролитического наво¬
дороживания (2 часа)По данным [34], хрупкость, вызванная во¬
дородом, исчезает при температурах испы¬
тания ниже—110° и снова появляется при
нагревании образцов выше этой темпера¬
туры.Предполагается, что охрупчивающее дей¬
ствие водорода обязательно связано с диф¬
фузией его к очагам начала будущего раз¬
рушения или к фронту уже растущей тре¬
щины.Поэтому указанную выше взаимосвязь
между влиянием водорода и температурой
.испытания большинство исследователейТаблица 2Пластичность электролитически
наводороженных и ненаводороженных
образцов (0,16% С; 1 % Сг; 2,5% Ni;
0,2% Мо) при различных скоростях
растяжения чувствительнойОднако при достаточно интенсивном на-
водороживании образование трещин
нельзя предотвратить ни понижением тем¬
пературы, ни увеличением скорости дефор¬
мации (рис. 10).Таблица 3Пластичность закаленных образцов
хромоникелемолибденовой стали с 0,16% С.Испытание на растяжениек надрезусталиСостояниеПоперечное суже¬
ние, %. при скорости
растяжения4 мм/мин4 м/секНенаводороженноеНаводороженное62,0461.432.4Предел прочности ста¬
ли, кг/мм2МетоднаводороживанияПоперечное
сужение, %,
при темпера¬
туре испыта¬
ния, °С20— 19626,614,280Электролитическое71,3*5М100Высокотемператур¬2,21,6ное в среде влаж¬
ного водорода4236* В знаменателе приведенызначения по-перечного сужения для образцов, не подвер¬
гавшихся наводороживанию.
ВОДОРОДНАЯ ХРУПКОСТЬ СТАЛИ89Нельзя парализовать проявления водо¬
родной хрупкости понижением темпера¬
туры испытания и тогда, когда понижение
температуры вызывает резкое увеличение
чувствительности стали к надрезу. В этом
случае хрупкое разрушение происходит без
участия водорода, поскольку при низких
температурах диффузия его замедлена.
Иллюстрацией этого служат данные табл. 3.Из приведенных данных следует, что не¬
которые весьма распространенные и стан¬
дартные методы механических испытаний
не пригодны для установления водородной
хрупкости стали. К таким методам относит¬
ся испытание на ударную вязкость гладких
или надрезанных образцов, а также се¬
рийные испытания образцов на удар или
статический изгиб при различных темпера¬
турах с определением критической темпе¬
ратуры хрупкости.Существует много попыток объяснения
влияния водорода на механические свойствастали. Наибольшее распространение полу¬
чили две теории водородной хрупкости.Согласно первой теории, хрупкость вы¬
зывается давлением молекулярного водоро¬
да, выделяющегося в порах, трещинах и
других несплошностях металла в состоянии
равновесия, особенно в процессе пластиче¬
ского деформирования стали [28, 33, 34, 46,
47, 48]. Другая теория связывает охрупчи-
вающее влияние водорода с его действием
как поверхностно-активного вещества. По¬
нижение прочности, согласно этой теории*
является следствием понижения поверхност¬
ной энергии в результате адсорбции водо¬
рода на поверхностях типа трещин Гриф¬
фитса [1, 49, 50].Общим для обеих теорий является то,
что водород не вызывает хрупкости до тех
пор, пока не локализуется в небольших об¬
ластях решетки. Скорость перехода водо¬
рода к этим областям контролируется ско¬
ростью его диффузии в данных условиях.ЛИТЕРАТУРА1.	Я» М. П о т а к. Хрупкое разрушение стали
и стальных деталей, Оборонгиз, 1955, стр. 203.2.	Н. Н. К о л г а т и н, Л. А. Г л и к м а н.
В. П. Теодорович. Заводская лаборатория,
1957, № 9, стр. 1098.3.	К. С м и т е л л с. Г азы и металлы, Метал¬
лургиздат, 1940.4.	С. A. Z а р f f е. Metals Handbook, ASM,
1948, p. 1208.5.	J. K. Stanley. Trans. Amen. Soc. Metals,
v. 44, 1952, p. 1097.6.	М. Смяловский и 3. Шклярская-Смя-
ловская. Известия АН СССР, Отд. хим. наук,
1954, № 2, стр. 226.7.	И. А. Красников. Известия АН СС*^,
ОТН, 1946, № 1, стр. 133.8.	Н. А. Галактионова Известия АН
СССР, ОТН, 1949, № И, стр. 1666.9.	О. А. Есин, П. В. Г ель д. Успехи химии,
т. XXII, 1953, N° 1, стр. 62.10.	В. И. Явой ский и Д. Ф. Ч е р н е г а.
Сталь, 1956, № 9, стр. 790.11.	А. Н е г о 1 d. Comples des Seances de
Lacademie des scienced, v. 245, 1956, № 11, p. 806.12.	L. S. Darken and R. P. Smith. Cor¬
rosion, v. 5, 1948, № 1.13.	C. A. Z a p f f e and O. G. S о e с h t.
Trans. Amer. Soc. Metals, v. 39, 1947, p. 193.14.	D. J. Murph y. Metals Progress, v. 65,1954,	№ 1, p. 67.15.	H. А. Галактионова ДАН СССР,
т. XCIX, 1954, № 3, стр. 411.16.	Б. А. Шмеле в. Заводская лаборатория,
1957, № 3, стр. 263.17.	G. Phragmen. Jernkontorets
128, 1948, p. 537.18.	М. Смяловский и Ю. Ф о р н с т. Бюл¬
летень Польской академии наук, отд. III, т. 2,
№ 7, 1954, стр. 357.19.	А. Крупковский и М. Смяловс¬
кий, Archiwum Hutnictwa Polska AKademia
NauK, т. 1, 1956, № 2, стр. 101.20.	F. Kirchner. Z. Phys, Bd. 76, 1932, H.
1—2, S. 576, G. Thomson, N. Stuart and
G. Murisoei. The Proceedings of the Physical
Society, Sect. A, v. 45, 1933, p. 381.21.	C. Smith ells and С. E. Ba«isley. The
Proceedings of the Roy. Soc, Sect A, v. 150, 1935,
p. 172.22.	G. Borelius and S. L i n d b 1 о m. Ann
d. Physik. Bd. 82, 1927, S. 201.23.	Ryder, Sleet. Journal, v. 17, 1920. p. 161.24.	G. Post and N. Ham Journal Chemical
Physics, v. 5, 1937, p. 915.25.	Т. M. S t г о s s und F. С. T о m p h i n s.
Journal Chem. Soc. 1956, p. 230.26.	P. А. Рябов и П. В. Г е л ь д. Заводская
лаборатория, 1958, № 3, стр. 306.27.	F. К a z i п с z у. Jernkontorets am. v. 639,1955,	No. 11, p. 885.28.	С. Z a p f f e. Trans Amer. Soc. Met. v. 39,1947,	p. 19129.	P. В a s t i e n and P. A z о u. Comptes Ren-
dus, v. 228, 1949, April, p. 1337.30.	J. Seabrook, N. Grant and D.
G a r n e y. Trans. Amer. Inst. Min. a. Metal Eng.
v. 188, 1950, N 11, p. 1317.31 C. Z a p f f e and М. H a 1 s e m. Trans.
Amer. Inst. Min. a. Metal. Eng., v. 167, 1946,
p. 281.32.	C. Sims. G. Moore, D. Williams.
Trans. Amer. Inst. Min. a. Metal Eng., v. 176,1948,	p. 283.33.	P. В a s t i e n et P. A z о u. Revue de Me-
tallurgie, 1957, N. 2, p. 93.34.	P. В a s t i e n and P. A z о u. Proceedings of
the First World Metalurgical Congress, 1951,
p. 535.35.	P. Fromberg, W. Basnett and A.T г о i a n o. Trans. Amer. Soc. Metals. 47, 1955,
p. 892.36.	D. Perlmutter and B. Dodge.
Industrial and Engineering Chemistry, v. 48,1956,	No. 5, p. 885.37.	H. V a n g h a n and M. Morton. Journal
Iron and Steel Institute, v. 82, 1956, № 9, p. 389.39.	Y. Hobson and Y. Hewitt. Journal
Iron and Steel Institute, v. 173,^.1953, p. 131.40.	T. Brown, William. М. В a 1 d m i n.
Journal Metals, v. 6, Sect 2, 1954, № 2, p. 298.41.	P. В a stien, P. Azou. Ar. Acad Sci,241, 1955, No. 24.42.	Onisi, Kikuta, Kuvai, Kakuto.
Journal Japan of Weld. Soc., v. 25, 1956, № 3 and
№ 11.43.	A. Bell and A. Sully. J. Iron and Steel
Institute, v. 178, 1954, p. 15.44.	W. Barnett and A. T г о i a n o. Journal
Metals, v. 19, № 4, April, USA, 1957, p. 486.45.	E. К 11 e г, В. M u r d i and G. Sachs.
Journal Metals, v. 9, Section 2. 1957. № 1, p. 106.46.	P. В a s t i e n and P. Azou. Revue de
Metallurgie, v. 49, 1952, № 12, p. 837.47.	C. Sims. Gases in Metals, ASM, Symposi¬
um. 1952.48.	F. К a z i n с z y. Jernkontorets ann, v. 138,
1954, № 5, p. 27; J. Iron acid Steel Institute, v,
177, 1954, p. 85.49.	N. P e t с h and P. Stables. Nature, v,
169. 1952. No. 4307, p. 842.50.	H. П e т 4. сб. статей «Остаточные напря¬
жения», Изд-во иностр. лит., 1957, стр. 214.
90МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ЯТСЛЕДОВАНИИГЛАВ А 8М ЕХА Н И Ч ЕС КИЕ И СП ЫТАН ИЯ
ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХШирокое использование высоких темпе¬
ратур в различных отраслях новой техники
(ракеты, реактивные двигатели, газовые
турбины, современные котлы высокого и
сверхвысокого давления) привело к тому,
что механические испытания металлов при
высоких температурах (или, иначе горячие
механические испытания) за последние го¬
ды получили в лабораторной практике су¬
щественное развитие. Такие испытания,
применявшиеся ранее лишь в исследова¬
тельских работах, теперь в ряде случаев
приобретают контрольный характер и слу¬
жат для проверки соответствия жаропроч¬
ных свойств металла требованиям техниче¬
ских условий.1.	ОБЩЕМЕТОДИЧЕСКИЕ ВОПРОСЫМетоды нагрева образцовОсновным способом нагрева испытуемого
образца при горячих механических испыта¬
ниях является нагрев в электрических пе¬
чах, чаще всего в трубчатых. Обычно об¬
разец находится в атмосфере горячего воз¬
духа, заполняющего рабочее пространство
печи. Специальные газообразные среды це-8 сеть ve
рсэреоспн&сел?г> через
реоста/п8 сетьpgocman?гается тем, что витки нагревательной об¬
мотки распределяются наиболее густо в
нижней части трубчатого муфеля, более
редко в верхней и еше реже в средней его
части, соответствующей расчетной длине
образца (рис. 1, а). Иногда обмотка печи
составляется из нескольких (2—4) секций,
соединяемых между собой параллельно
(рис, 1, б) и регулируемых независимо друг
от друга. Если по условиям испытаний при¬
меняется горизонтальная трубчатая элек¬
тропечь, то витки располагаются одинаково
часто у обоих концов трубчатого муфеля
и более редко — в средней его части.Для равномерного прогрева образца дли¬
на печи должна быть в 3—5 раз больше
расчетной длины образца. Внутренний диа¬
метр муфеля печи D > 5d, где d — диаметр
образца.Трубчатые муфели печей изготовляют из
огнеупорной керамики или из нержавею¬
щей или жароупорной стали. Для предо¬
хранения керамического муфеля от повреж¬
дений при поломке образца в печь встав¬
ляют цилиндр из листового металла, слу¬
жащий защитным экраном.Печи следует систематически проверять
на равномерность распределения темпера-Рис. 1. Типы обмоток сопротивления
электропечейлесообразно применять: а) при большой
длительности испытания или при очень вы¬
соких температурах — для защиты поверх¬
ности образца от окисления; а) при необхо¬
димости изучения влияния той или иной
газовой среды на механические свойства
металла при высоких температурах.Нагрев образцов в жидких средах не по-
.лучил распространения из-за конструктив¬
ной сложности (необходимость герметиза¬
ции рабочего пространства), а также из-за
разъедающего действия расплавленных со¬
лей или металлов соприкасающихся с по¬
верхностью испытуемого образца.Равномерность температуры по длине
вертикальной трубчатой электропечи дости-Рис. 2. Схема непосредствен¬
ного нагрева образца электри¬
ческим токомтуры по длине муфеля, особенно в том
участке, в котором расположен испытуе¬
мый образец.Возможен также непосредственный на¬
грев образцов проходящим через них
электрическим током. Принципиальная схе¬
ма такого электронагрева приведена на
рис. 2.
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ91Вторичная обмотка трансформатора со¬
единена с зажимами испытательной маши¬
ны Л и В, в которые вставлен образец О.
Плотность тока, необходимая для нагрева
образца до 800—1000°, составляет 500—
750 а на 1 см2 площади образца при напря¬
жении 1—5 в.кающих к нагреваемому образцу или к на¬
гревающей обмотке.Наибольшей точностью отличаются тер¬
морегуляторы, основанные на дилатомет¬
рическом изменении, размеров металличе¬
ского муфеля печи в процессе его нагрева.
Эти регуляторы могут поддерживать тем-Таблица 1Допускаемые колебания температуры при горячих механических испытанияхГруппа испытанийКратковременные испытанияДопустимое колеба¬
ние температуры, °СДлительныеиспытанияДопустимое колеба¬
ние температуры, °СИспытания, не требующие
высокой точности под¬
держания температурыРастяже- J без определе¬
ние 1 ния малых де-
Кручение 1 формаций
Определение твердости
Ударный сгиб±5(±8)*Усталость
Термостойкость
Тепловая хруп¬
кость±5(±8)*Испытания.. требующие
высокой точности под¬
держания температурыРастяже- 1 с определением
ние 1 малых де-
Кручение J формаций±2,5(±4)*Длительная проч¬
ность±2,5(±4)*Испытания, требующие
особо высокой точно¬
сти поддержания тем¬
пературы* Для температур испытания свыше 800°.Ползучесть (при
растяжении, кру¬
чении, изгибе)
Релаксационные ис¬
пытания±1(±2)*В зависимости от допускаемых колеба¬
ний температуры горячие механические ис¬
пытания можно подразделить на три груп¬
пы (табл. 1).Методы регулирования и измерения
температурыАвтоматическое регулирование темпера¬
туры производится с помощью терморегу¬
ляторов, в основу работы которых положен
один из следующих принципов:1)	постоянство сопротивления нагрева¬
тельной обмотки печи;2)	тепловое расширение и сжатие испы
туемого образца;3)	тепловое расширение и сжатие метал¬
лического муфеля печи;4)	тепловое расширение и сжатие спе¬
циально помещаемого в печь металличе¬
ского стержня;5)	изменение э. д. с. термопар, примы-пературу испытания в течение очень дли¬
тельного времени с точностью ±(0,5-М)°.
Несколько менее высокую точность
при регулировании температуры, равную
±(1+3)°, дают термопары (п. 5).Недостатком регуляторов, основанных на
тепловом расширении и сжатии образца
или специально помещаемого в печь метал¬
лического стержня, является отставание
их температуры от действительной темпе¬
ратуры печи.При переменном токе использование по¬
стоянства сопротивления нагревательной оо-
мотки нельзя считать рациональным.Для измерения температуры образцов
при горячих механических испытаниях ча¬
ще всего применяют термоэлектрические
пирометры (термопары с милливольтмет
рами).Для измерения температур при кратко¬
временных испытаниях до 900—1000° и при
длительных — до 800° могут быть рекомен¬
92МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИдованы никель-нихромовые и хромель-алю-
мелевые термопары. Поверочную градуиров¬
ку термопар необходимо производить си¬
стематически через определенные сроки
(табл. 2). При температу¬
рах испытания свыше
800—900° следует приме¬
нять платина-платино-
родиевые термопары, хо¬
тя точность измерения
температуры при этом не¬
сколько снижается вслед¬
ствие относительно малойэ.	д. е. этих термопар.Горячий спай термопа¬
ры прикрепляют к испы¬
туемому образцу, обычно
посередине его расчетной
длины, при помощи ни-
хромовой проволоки и
шнурового асбеста. В
табл. 3 приведены вели¬
чины отклонений темпе¬
ратуры при различном
креплении термопар на
вертикально расположен¬
ном образце. За истин¬
ную принята температу¬
ра, измеренная по термо¬
паре, помещенной внутри
образца в специально вы¬
сверленном отверстии.
Очевидно, что при плот¬
ном прилегании спая тер¬
мопары к середине об¬
разца и при изоляции
спая (асбестом) от пря¬
мого действия лучистой
энергии термопара пока¬
зывает температуру об¬
разца с достаточной точностью. Разница
температур в точках С, Н, В внутри образ¬
ца и соответственно С0, Но, В0 на его поверх¬
ности (рис. 3) составляет всего 1—2°.Когда необходима высокая точность в из¬
мерении температуры (например, при испы¬
тании на ползучесть), прибегают к ком¬
пенсационному методу; обычно компенса¬
ционные установки (потенциометры) поз¬
воляют измерить температуру с точностью0,05—0,25° С.Таблица 2Рекомендуемые сроки поверочной
градуировки термопар из неблагородных
металловТемпература
испытания, °ССрок градуировки, час.,
при диаметре электродов ммот00ОоСО1ю100—45015001500500—8005001000850—1000100300Таблица 3Отклонения температуры при различном
креплении термопар на образце
	(*°исп = 550°)	Отклонение температуры, *С,
при горячем спаелн3открытомзакрытом асбестомсоо.Яя<и§5оQ.Сило.с.мXЯиЯ03оя1+8+3+1+10—22+'50*+1—1+1+13+5—1+1—10+14+5—2+1.+1—105+7— 1+1—200Точность отсчетов по милливольтметру
или потенциометру связана с температурой
испытания. Если при температурах испыта¬
ния до 600° допустимое колебание равно
±А°С, то при температурах 600—900° мож¬
но допустить ±2А°С.Измерение малых деформацийЗатруднения в измерении деформаций
при горячих испытаниях металлов связа¬
ны с тем, что образец закрыт нагреватель¬
ным прибором. Известны два способа из¬
мерения деформации:1)	непосредственное наблюдение за об¬
разцом через специальные окна в печи в
сочетании с пользованием катетометрами;2)	применение удлинительных планок,
закрепляемых на образце таким образом,
что концы их выведены из печи и соеди¬
нены с приборами, измеряющими взаимное
перемещение этих планок, соответствующее
деформации образца.Для измерения малых деформаций при¬
меняются катетометры, индикаторы и зер¬
кальные экстензометры. Наиболее удобны
в условиях горячих испытаний катетомет¬
ры и индикаторы. Чувствительность этих
приборов определяется пределами, указан¬
ными в табл. 4.Таблица 4
Чувствительность приборов
для измерения малых деформацийТип измерительного
прибораДеформация, отве¬
чающая наименьшему
делению шкалы, мммакси¬мальнаямини¬мальнаяКатетометрИндикаторЭкстензометр0,100,020,0050,00250,0010,001Рис. 3. Калибро¬
вочный разрывной
образец (буквами
обозначены точка
прикрепления го¬
рячих спаев тер¬
мопар)
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРА?932.	ИСПЫТАНИЕ НА РАСТЯЖЕНИЕ
ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХОбразцы для испытанийВ практике испытаний на растяжение при¬
меняются цилиндрические и плоские об¬
разцы: нормального типа (рис. 4, а), укоро¬
ченные (рис. 4, г) и уменьшенные (рис. 4, б,Нагружающие механизмы
и приспособленияКратковременные испытания на растяже¬
ние при высоких температурах можно про¬
изводить на обычных разрывных машинах —
рычажных и гидравлических. Для испыта¬
ний, сопровождающихся экстензометричес-
кими измерениями малых деформаций, це-2.5—»-<ол		7.5- Я55в>•поZLг—25-S	— т J	■	 	— 4.7"•	34—*■	 16 2 	1656/676-25-- 6й
С1А-25-Рис. 5. Схема иечи для раз-
Гывныа испытанийв)\ последние используются в тех случа¬
ях, когда не требуется установка экстен-
зометра. На головках образца делают на-
яезку, соответствующую гаечной резьбе в
удлинительных штангах, служащих для
закрепления образца в зажимах машины.
Квадратная ре1зьба более предпочтительна,
так как она не дает заеданий при окисле¬
нии.Плоские образцы изготовляют (из ли¬
стового материала) общепринятых размеров
(рис. 4, д), но в головках просверливают
по два отверстия для шпилек, которые
удерживают образец в прорези удлини¬
тельных штанг.Поверхность образцов шлифуют. Откло¬
нения диаметра образца от номинального
не должны превышать ±0,02 мм. Для изме¬
рения удлинений на образец наносят уз¬
кие и неглубокие риски.лесообразнее применять машины рычажноготипа небольшой мощности.Для горячих испытаний, в процессе кото¬
рых необходимо снять диаграмму растяже¬
ния, удобно использовать машины
ЦНИИТМАШ, ИМ-4Р, ИМ-12А или пресс
Гагарина. Машины ЦНИИТМАШ в отли¬
чие от пресса Гагарина не имеют реверсера,
который, нагреваясь, может исказить ре¬
зультаты испытаний.Образец 1 с нарезными головками ввин¬
чивают в удлинительные штанги (державки)2,	зажимаемые в захватах машины (рис. 5)
и располагают в муфеле 4 печи 3. Отноше¬
ние диаметров штанг к диаметру образца
должно быть не менее 4.Печи и терморегуляторыПечь, используеимая для нагрева образцов
при горячих испытаниях на растяжение
94МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИ(рис. 5), должна обеспечивать равномер¬
ность их температуры по всей длине. Разни¬
ца температур в отдельных точках образца
не должна превышать пределов, указанных
в табл. 5.Таблица 5Допустимый перепад температуры
по длине образца при испытаниях
на растяжениеПерепад температу¬
ры, °С, при темпе¬
ратурах испытанияХарактер испытаниядо 600ОО051оосовыше 900Без определения ма¬
лых деформаций±4±6±8С определением ма¬
лых деформаций±2±3±5При определении только ав колебания
температуры во время опыта могут состав¬
лять ±5° При определении cjs и <7Р ко¬
лебания температуры должны быть мень¬
ше— в пределах, указанных, в табл. 6.Таблица 6Допустимые колебания температуры
в процессе испытания на растяжениеТемпература
испытания °СКолебания температуры,
при определении•С,пределов текучести,пределов
пропорцио¬
нальности а°0, 2Ч1°0, 021 Q 1
°1 2До 600±з±3. ±2±2±2600—900 .±4±4±3±3±3Свыше 9001±6±6±5±5В соответствии с требованиями табл. 6
при определении gs, <?р и Е необходимо
обеспечить автоматическое регулирование
температуры печи.Температуру испытуемого образца изме¬
ряют различными способами:1)	горячий спай термопары плотно привя¬
зывают к поверхности образца при помощи
трудно окисляемой проволочки и шнурово¬
го асбеста, а концы выпускают наружу че¬
рез нижнее или верхнее отверстия печи;2)	в печи, .по высоте ее, в горизонтальной
плоскости, делают отверстия диам.
3—4 мм, через которые пропускают термо¬
пары до касания горячего спая с поверхнос¬
тью образца;3)	к удлинительным штангам приварива¬
ют специальные гнезда для кварцевой труб¬
ки, внутри которой может передвигаться
вдоль образца горячий спай термопары.Температуру разрывного образца следует,,
как правило, измерять не менее чем в двух
точках, лежащих в пределах расчетной дли¬
ны. При использовании образцов уменьшен¬
ного типа (см. рис. 4„ б, д), допустимо изме¬
рение температуры одной термопарой, горя¬
чий спай коггорой расположен посередине
расчетной длины образца.Измерение деформацийДля измерения деформаций с целью опре¬
деления пределов текучести и пропорци¬
ональности служат приборы, перечислен¬
ные в табл. 4. Применение индикаторов и
зеркальных экстензомегров возможно при
наличии специальных удлинителей, позволя¬
ющих выносить зеркальца или индикатор¬
ные головки за пределы печи. При кон¬
струировании таких удлинителей следует
обратить особое внимание на стабильность
их установки на образце. В условиях про¬
ведения испытаний на растяжение извест¬
но несколько вариантов крепления удлини¬
телей:1)	ножи удлинительных планок вводят
в специальные выточки на хомутиках, ко¬
торые в свою очередь закрепляются на об¬
разце (рис. 6, а);2)	удлинительные планки крепят к образ¬
цу при помощи заостренных болтоь, встав¬
ляемых в небольшие углубления, нанесен¬
ные керном на поверхность образца
(рис. 6, б)\3)	М-образные ножи удлинителя опира¬
ются на особые двугранные буртики, состав¬
ляющие одно целое с образцом и ограничи¬
вающие его расчетную длину (рис. 6, в)\4)	поперечные траверсы удлинителя на¬
винчивают на головки образца, снабженные
соответствующей нарезкой (рис. 61, г);5)	удлинители укрепляют на нарезных го¬
ловках образца при помощи разъемных за¬
жимов-гаек.Последние два варианта обеспечивают
наиболее надежное крепление экстензомет-
ра на образце.Проведение испытанийСкорость нагрева образца практически не
влияет на результаты испытания, если по
достижении заданной температуры дается
определенная выдержка, необходимая для
установления термического равновесия меж¬
ду образцом и рабочим пространством пе¬
чи.Обычно достаточна выдержка 30 мин. Ес¬
ли в процессе испытания на растяжение не¬
обходимо определить малые деформации, то
эту выдержку увеличивают до 1 часа.Чем выше температура испытания, тем
сильнее сказывается влияние скорости рас¬
тяжения на величины <?в, <?т и апц. С уве¬
личением скоюости растяжения (т. е. при
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ95I I
1-t1	гI	II	Iуп—гU8Рис. 6. Схемы удлинителей для установки экстекзометров при горячих ’испытанияхна растяжениеII60504030гою. Ш°чV.500*ч	-X1f ш1о ю го зо чо so боПродолжительность испытания, мин.Рис. 7. Зависимость предела прочности стали
от продолжительности растяженияуменьшении продолжительности испытания)
получаются завышенные значения напряже¬
нка (рис. 7).Скорость нагружения также существенна
сказывается на величине ст. Еще большее
влияние оказывает выдержка при нагруже¬
нии; при определении <?т выдержку на дан¬
ной ступени нагружения перед отсчетом
по экстензометру обычно принимают равной
30 сек.Таким образом, скоростной фактор в го¬
рячих разрывных испытаниях подлежит
обязательному учету. При этом могут быть
регламентированы скорость нагружения об¬
разца (кГ/мм21сек) или скорость его растя¬
жения, т. е. скорость движения головок
машины (мм/мин).Некоторые рекомендуемые нормы указаны
в табл. 7.7аблица 7Скорости деформации и скорости нагружения при испытаниях на растяжениеВид испы¬
танийСкорость растяжения
, мм/минСкорость нагружения
, кГ/мм2/секОбычноеПо нормам ГОСТ 1497—42
» » ASTM* . . .<4
. <2,5По нормам DIN
» » KWI	<1<0,5Высокотем¬пературное» СМИ-204* .
В машинах ИМ4Р-ИМ12Р
Оптимальные значения t»e4—5
1,2—2
1 — 1,5В обычных разрывных ма¬
шинахОптимальные значения vG0,5—10,25-0,3* Расчетная длина образца 50 мм.
96МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙОбработка результатов испытанийПредел текучести (^s), предел пропор¬
циональности (сг р) и модуль упругости
(Е) определяют, как обычно, графическим
способом по диаграмме напряжение — удли-Рис. 8. Схема графического опре¬
деления предела текучестинение (рис. 8), для построения которой ре¬
комендуется применять масштабы, указан¬
ные в табл. 8.Таблица 8Рекомендуемые масштабы для построения
диаграмм растяженияНапря¬
жение
<у , ак Г/мм2Масштаб для
напряжений
(ордината)Масштаб для
деформаций
(абсцисса)До 25
25—50
50—1001 см= 1 кГ/мм2
1 » =2 »1 » =5 »1 сл(=0,005 мм
1 »=0,010 »1 »=0,020 »Если пределы текучести Go,oi иао,2пРикомнатной температуре мало различаются
между собой, то с повышением температуры
разница между ними становится значитель¬
ной (табл. 9).Для наглядного представления о резуль¬
татах горячих испытаний на растяжение
строят сводные диаграм1мы, в которых тем¬
пературу наносят по оси абсцисс, механи¬
ческие свойства ь, сг5, Gpy Ъ, 9)—по
оси ординат (рис. 9).Таблица 9влияние температуры на предел текучести (а0,2 и <J0,oi) и предел пропорциональностиСтальТемператураиспытания,°СПредел те¬
кучести а Л
0,2кГ/мм2Предел теку¬
чести сг0,01кГ/мм2Предел про¬
порциональ¬
ности а
кГ/мм2СтальТемпература
испытани я.
°СПредел теку¬
чести акГ/мм2£ 5&н о
2 1 *
о. Н £Углеродистая2022,522,021,0Среднелегиро¬2051,241,60,15% С30019,015,116,8ванная Х6М2С051,034,540014,012,213,2(0,15% С;35049,634,95008,86,15,46% Сг;40048,036,66006,34,03,10,5% Мо)50042,031,97004,73,2—60026,412,365020,310,67С014,06,5
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ973.	ИСПЫТАНИЯ НА ПОЛЗУЧЕСТЬ
И ДЛИТЕЛЬНУЮ ПРОЧНОСТЬПолзучесть (к р и п) — свойство ме¬
талла медленно и непрерывно пластически
деформироваться под воздействием постоян¬
ной нагрузки (особенно при высоких темпе-Дилато.-метрический и р е л а к-
сацион н ы й методы принципиально от¬
личаются от изотермического: удлинение
образца от ползучести в них немедленно
компенсируется за счет изменения одного
из двух параметров — температуры в пер¬
вом случае и напряжения во втором, что-25 *4 15100-VW.-IT[К:::Рис. 10. Образцы для испытания на ползучесть и релаксацию:
а —для машины НП-2; б — для машины ВП-101; в — для ма¬
шины ЦКТИ-750; г — для испытания на релаксациюратурах). Эта деформация может постепен¬
но прекратиться или, наоборот, продолжать¬
ся вплоть до разрушения в зависимости от
величины нагрузки и температуры, а также
от степени сопротивления, которое данный
металл оказывает воздействию этих двух
факторов. Сопротивление материала меха¬
ническому разрушению под действием дли¬
тельно приложенной постоянной нагрузки
называют длительной прочностью.Различают ползучесть (а следовательно,
и длительную прочность) при растяжении,
кручении и изгибе, а также в сложнона¬
пряженном состоянии (например, растяже¬
ние и изгиб, растяжение и кручение).В зависимости от трех основных пара¬
метров, определяющих процесс ползучес¬
ти— температуры, напряжения и удлине¬
ния — методы испытания на ползучесть раз¬
деляют на дилатометрический, релаксаци¬
онный и изотермический (табл. 10).7	Металловедение (справочник), Iприостанавливает процесс ползучести. При
использовании этих двух методов о дефор¬
мации приходится судить косвенным обра¬
зом — по тепловому или упругому удлине¬
нию образца.Изотер м и ч е с к и й м е т о д в на¬
ибольшей степени воспроизводит действи¬
тельные условия службы деталей (постоян'
ство температуры и напряжения) и являет¬
ся наиболее распространенным.Важнейшие разновидности изотермичес'
кого метода:а)	определение напряжения, вызывающего
заданную скорость деформации при уста¬
новившемся процессе ползучести (условный
предел ползучести по скорости деформацииб)	определение напряжения, вызывающе¬
го за определенный промежуток времени об¬
щую деформацию обусловленной величины
98МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИТаблица 10Классификация методов изучения ползучестиМет'одПараметры процессаДифференциальноеуравнение*температура.напряжениедлин а сбргзцаИзотермическийДилатометрическийРелаксационный*■ а — коэффициент
s—удлинеки.е; т — врем:ПостояннаяПеременнаяПостояннаялинейного термин
и; v — скорость по.Постоянное»Переменноееского расширени
лзучести;^,,— мод:ПеременнаяПостояннаяя; t — температур
уль нормальной упdz—v-dz = 0
adt-{-v-dz = Qda4-vdz — 0t>a; <Г—напряжение;
ругости.)125 —►+ 1S+-т1-525-27,5т200 -
- 55-!1_ЖЩ*-52,5-1/45 	И 27,5Рис. 11. Образцы для испытания на длительную проч¬
ность:а — цилиндрический укороченный; б — цилиндрический
малый; в — с круговым надрезом: г — плоский; д — пло¬
ский малый(условный предел ползучести по
суммарной деформации сть);в) определение напряжения, ко¬
торое приводит к полному пре¬
кращению ползучести (физиче¬
ский предел ползучести ас)Образцы для испытанийИспытания на ползучесть и
длительную прочность лучше все¬
го проводить на «нормальных»
разрывных образцах (см. рис. 4,
а — д). Форма головок опреде¬
ляется конструкцией экстензомег-
ров и захватов машины.Для испытаний с экстензометри-
ческим измерением деформаций
ползучести применяются образцы*
приведенные на рис. 10.ГОСТ 3248-46 рекомендует для
испытаний на ползучесть образцы
двух основных типов: 1) нормаль¬
ный— диаметр 10 мм, расчетная
длина 100 мм\ 2) удлиненный —
диаметр 10 мм, расчетная длинаF- 200 мм.Иногда также применяют об-0	разцы расчетной длиной 150 лш.
Т* В соответствии с этим образцы1	для машины ИП-2 (рис. 10, а)
изготовляют с тремя градациями
расчетной длины. Образец фор¬
мы, приведенной на рис. 10, бу
применяемый для машины ВП-101,
имеет двугранные буртики, огра¬
ничивающие его расчетную длину.
На рис. 10, в показан уменьшен¬
ный образец, предназначенный для
испытания в машине ЦКТИ.Для испытаний я а релаксацию
можно применять те же образцы,
что и для испытаний на ползу¬
честь, но их расчетная длина дол¬
жна быть возможно большей; оп¬
тимальное отношение I d = 20
(см., например, образец, приведен¬
ный на рис. 10, г).
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ99Пр'И испытаниях на длительную проч¬
ность в наших лабораториях часто приме¬
няют разрывные образцы иной формы: ци¬
линдрические укороченные (рис. 11, а), ци¬
линдрические уменьшенные (рис. 11, б), ци¬
линдрические с круговым надрезом (рис.
11, в), плоские укороченные (рис. 11, г),
плоские уменьшенные (рис. 11, д). Образ¬
цы последних двух видов изготовляются из
листового материала, образцы с надрезом
служат для определения длительной проч¬
ности сталей, склонных к охрупчиванию при
высоких температурах (см. раздел IV).Чтобы увеличить пропускную способность
машин, можно изготовлять сложные образ¬
цы, состоящие из трех секций разного ди¬
аметра. При одинаковой общей нагрузке
фактическое напряжение в каждой секции
различно.Нагружающие механизмыНагружающие механизмы можно класси¬
фицировать следующим образом (рис. 12):
а — машины с нагружением непосредствен-Г-s-фоин.ий на ползучесть 3 г, на длительную проч¬
ность 5 т.Схема 5-т машины с двойным 'рычагом
(находящимся в верхнем положении) дана
на рис. 14. В этой ма¬
шине нагружающий
механизм состоит из
двух рычагов 5 и 6%
соединенных верти¬
кальной планкой 4.
Рычаг 5 с грузами 7
служит для предвари¬
тельного нагружения,
а рычаг 6 с грузами
» — для основной на-Ркс. 13. Схема хрип-машины с нижним поло¬
жением рычагаJTо
игрузки. Нижний захват машины соединен
с ходовым винтом 7, который приводитсяРис. 12. Схемы нагружения типовых
машин для испытаний на ползучесть•но грузами; б — рычажные машины с верх¬
ним положением рычага; в—рычажные ма¬
шины с нижиим положением -рычага; г —
рычажные машины с двойным рычагом.Наибольшее распространение получили ры¬
чажные нагружающие механизмы. Отноше¬
ние плеч рычага обычно колеблется от 1 10
до 1 50.На рис. 13 приведена схема 3-т машины
для испытания на ползучесть с нижним по¬
ложением рычага. В нагружении образца
участвуют: нижняя удлинительная штанга 1
и нижний захват 2, соединенный шарнир¬
но с неравноплечим рычагом 3. Образец 4
и удлинительные штанги 1 (верхняя и ниж¬
няя) окружены нагревательной печью 5.
Оптимальная мощность машин для июпыта-7*Ркс. 14. Схема крип-машины с двойным
(верхним) рычагомв действие от маховика 3. Для точной уста¬
новки нижнего захвата служит рукоятка 2.Часто конструируют машины значительно
меньшей мощности (0,5—1 т) и соответст¬
венно уменьшенных габаритов; такие ма-
100МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ЙССЛЕД ЗВАНИИшины, как правило, используют для испыта¬
ния на длительную прочность; на рис. 15
приведена принципиальная схема малога¬
баритной машины ВП-8 рычажного типа (с
верхним положением |рычага 1). Схема на¬
гружающего устройства (1—2—3) понятна
без особых пояснений.По числу одновременно испытуемых об¬
разцов и их расположению различают ин¬
дивидуальные, многосекционные и много-
образцовые установки.Многосекционные установки по существу
представляют собой несколько (4—8) ин¬
дивидуальных машин, соединенных вместе
в одной станине (рис. 16). Каждая секция
имеет нагревательную печь, в которой на¬
ходится один образец. В многообразцовых
установках все испытуемые образцы рас¬
положены в общей нагревательной камере
(печи), рассчитанной на 8—48 образцов.Рис. 15. Принципиальная
Таблица 11Основные технические характеристики отечественных машин для испытания металлов на ползучесть и длительную прочность при растяженииЦКТИ-750ВП-8ЯБ 1ЦКТИ-2ДКТИ 3ИП-2мисВП-101ВПК-11МП-4МГ1-3Тип машиныПредельная мощность, кг
Положение рычага
Отношение плеч рычага
Высота машины, см
Площадь в плане, смМалогаб750Нижнее1:514050X40аритные (i
ные)
8С0
Верхнее
1:6
60
86X30^столь-800Двойной1:306053x36Двухсек2000Нижнее1:10240110X110щионные3000Нижнее1:5017590X50Четыре?н3000Нижнее1:502761С6Х160ссекцион-[ыеЗОСОНижнее1:10230110X1205000Нижнее1:50300100X85Индивидуа.2500Верхнее1:2520086X43льные4000Нижнее1:5026298X6830001:5026298x68Размеры образцов, мм .
Схемы образцов (рис.)5X25
10, в5x25
11, б, д5X25
11, б10X200
10, аюхюо10, а10X200
10, а10X100
4,а, д10X100
10, б10X10010X1005x50Тип приборов для изме¬
рения деформацийЧувствительность прибо¬
ра, мм
Точность измерения де¬
формаций, ммИндика¬тор0,01±0,5%НетНет0,0010,001Индикатор0,0010,001)0,010,002Зеркалы0,0010,002*ый прибор0,0010,001V0,010,011ндикатор0,0020,0020,0020,002Максимальная рабочая
температура печи, °С
Тип терморегулятораЧувствительность термо¬
регулятора, °С
Перепад температуры на
образце, °С900Дилато1Уне±2,5±2,5900
1етрически
5ние стери±2±3900
й (удли-
спя)±2±3800Дилато±1±1800метричесюличес±1±1700
ли (сжатш
жого муф(±0,51—2800
5 — УДЛИН<*ля печи)
±1
3800
гние метал-±2±3900Удлинениестержня950СПЗ-Р±4±61250СПЗ-Р±6±6Назначение машиныДлительная прочностьПолзу¬честьПолзучесть и
длительная
прочностьПолзу¬честьПолзучесть,
длительный
и кратковре¬
менный
разрывДлительная прочность,
ползучестьИСПЫТАНИЯ ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
102МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙНа рис. 17 приведен схематический разрез
многообразцовой установки «карусельного»
типа с индивидуальным нагружением каж¬
дой пары образцов посредством системы
тяг и рычагов с отношением плеч 1 10. В
центре цилиндрической печи устроен цир¬
куляционный вентилятор, выравнивающий
температуру .в рабочем пространстве печи.Рис. 17. Схема установки «карусельного»
на 48 образцовВ табл. 11 приведены основные техничес¬
кие характеристики машин отечественных
конструкций, предназначаемых для испыта¬
ний металлов на ползучесть и длительную
прочность при растяжении.Печи и терморегуляторыОсновные требования, предъявляемые к
нагревательным печам установок для испы¬
тания на ползучесть и длительную проч¬
ность:1)	одинаковая температура образца по
расчетной длине;2)	постоянная температура во все время
опыта;3)	непрерывный нагрев в течение весьма
длительного времени.При испытаниях на ползучесть темпера¬
турный градиент (перепад температуры) по
расчетной длине образца допускается ГОСТ
3248—46 в пределах, указанных в табл. 12.Колебания температуры в любой точке
образца в пределах расчетной длины в тече¬
ние всего периода испытаний не должны
превышать половины отклонений, указан¬
ных в табл. 12.При испытаниях на длительную проч¬
ность допустимы несколько большие откло¬
нения от заданной температуры (см. табл.
1).В методике испытаний на ползучесть важ¬
нейшее значение имеет регулирование тем¬
пературы.Наибольшее применение получили термо¬
регуляторы, основанные на дилатометри¬
ческом изменении длины металлическогостержня, помещаемого в печь, или размеров
металлического муфеля самой печи.Схема регулятора, работающего по пер¬
вому принципу, показана выше, на рис. 15.
Один конец нихромового стержня 5, нахо¬
дящегося в печи 4, упирается ,в горизонталь¬
ную планку 6, связанную со стержнем из
изолятора 7; к другому концу стержня 5
крепится рычаг 8 с отношением плеч 1 : 100,
на конце которого находится контакт 9.Противоконтакт 11 связан со стержнем 7.
Точка опоры 10 рычажка фиксирована на
горизонтальной планке, также соединеннойРис. 18. Схема печи с дилато¬
метрическим терморегуляторомсо стержнем 7, который жестко закреплен
в металлическом кожухе печи 12 посредст¬
вом болта 13.Схема терморегулятора, работающего по
второму принципу, приведена на рис. 18.Таблица 12Допустимый перепад температуры (СС)
по длине образца при испытаниях
на ползучесть (по ГОСТ 3248—46)Температура
испытания, °СРасчетная длина образца, ммдо 100более 1001До 650±2±з650—900±3±4Более 900±5±61
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ103Изготовленный из аустенитной стали му¬
фель лечи имеет снаружи с обеих концов
кронштейны 1 и 2. На центрах 0, устанав¬
ливаемых на верхнем кронштейне, подвешенРис. 20. Схема удлини¬
телей индикаторного
экстензометра<3£0,2Рис. 19. Удли¬
нители зер¬
кального экс¬
тензометра,
навинченные
ка головки об¬
разца, со
смонтирован¬
ными на нем
термопарамиILIки опоры О. Вследствие этого нижний ко¬
нец рычага входит в соприкосновение с кон¬
тактом 7 и замыкает цепь тока, идущего че¬
рез контакт и электромагнит. Последний
приводит в действие ртутный выключатель,
направляющий ток через добавочные рео¬
статы, поглощающие около 30% тока.По этому 'Принципу устроены саморегули-
руемые печи во многих кшш-установках
(ИП-2, ВП-101, КЗ-A, ЦКТИ-3, ЛМЗ),
терморегуляторы которых работают с точ¬
ностью от ±0,5 до ±2°.Измерение деформацийСкорость ползучести колеблется обычно
в пределах от li}-3 до 10^%/час, что при
расчетной длине образца 100 мм составляет
lGH+lO-5 мм! мм* час. В соответствии с
этим применяют приборы, перечисленные
выше, в табл. 4.Для наиболее точных измерений исполь¬
зуют зеркальный экстензометр. Особеннос¬
ти его применения в условиях горячих ис¬
пытаний на растяжение указаны выше. На
рис. 19 показан (в собранном виде) экстен¬
зометр, удлинители которого составлены из
планок, соединенных гайками, что уменьша¬
ет теплопередачу к призмам зеркал. Попе¬
речины траверсы удлинителей навинчены
на головки образца, имеющие для этой це¬
ли соответствующую нарезку.Деформации ползучести можно опреде¬
лять также посредством индикаторов с це¬
ной деления 0,001—0,0025 мм\ эти же при¬
боры с ценой деления 0,01 пригодны толь¬
ко для- испытаний на ускоренную ползу-1!УС*-&гл.'о'0яУ®11...L1На груз наукГРис. 21. Сравнительная точность измерения деформаций
ползучести различными приборами (на машине ИП-2):
I — зеркальным экстензометром; 2 — индикаторами 0,01
и 0,001 мм\ 3 — индикатором 0,01 мм с увеличителемизогнутый 'рычаг 3; его короткое плечо опи¬
рается на кварцевый стержень 4, нижней
опорой которого служит микрометрический
винт 5 (в нижнем кронштейне); посредст¬
вом этого винта рычаг устанавливается в
исходное положение. При термическом уд¬
линении муфеля печи 6 длина кварцевого
стержня практически остается постоянной,
и изогнутый рычаг 3 вращается вокруг точ-честь. Простейшая схема применения инди¬
каторов в условиях растяжения приведена
на рис. 20. На рис. 21 графически сопостав¬
лены величины удлинений, определяемых
при пользовании 'различными приборами (в
установке ИП-2). Очевидно, что индикаторы
не улавливают некоторой доли истинной
деформации образца. Абсолютная ошибка
в измерении деформаций различными спо¬
104МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИИсобами растет с увеличением суммарной де¬
формации.Принципиальная схема автоматической
регистрации деформаций приведена на
рис. 22. Луч от источника света 1, проходяРис. 22. Принципиальная схема авто¬
матической регистрации деформаций
ползучести оптическим методомчерез диафрагму 2 и собирательную лин¬
зу 3, падает на зеркало 4, закрепленное на
испытуемом образце. От зеркала 4 луч от¬
ражается на зеркало 5 и. затем на барабан6,	обернутый светочувствительной бумагой
и вращающийся с постоянной скоростью.
Световой луч записывает на барабане кри¬
вую удлинения во времени.Проведение испытанийНа рис. 23 представлены типичные кривые
ползучести в координатах удлинение — вре¬
мя. На кривой В можно наметить следую¬
щие основные фазы ползучести: начальнаяе р Разрыве рРазрывВремя ЛРис. 23. Типичные кривые ползучестиупругая деформация, происходящая почта
мгновенно (участок ab); начальная ползу¬
честь, происходящая с уменьшающейся ско¬
ростью (Ьс); равномерная ползучесть, про¬
исходящая с болеё или менее постоянной
скоростью (cd)\ конечная ползучесть с
вновь увеличивающейся скоростью дефор¬
мации, приводящей к разрыву (de). Кривая
Б отображает постепенно уменьшающуюся
скорость деформации, приводящую к полно¬
му «затуханию» ползучести.До начала периода равномерной ползу¬
чести в большинстве случае® необходимы
очень длительные сроки (700—1000 час. ибольше); а сам этот период исчисляется ты¬
сячами часов. В связи с этим имеется тен¬
денция увеличивать продолжительность ис¬
пытаний на ползучесть с тем, чтобы охва¬
тить значительную часть II периода. Все
большее распространение приобретают опы¬
ты длительностью 10 тыс. час. и больше, а в
ряде отечественных лабораторий проведены
даже испытания продолжительностью 30
тыс. час. В практике зарубежных научно-ис¬
следовательских институтов длительность
опытов нередко приближается к реальным
срокам службы металла, которые для дета¬
лей энергетического оборудования составля¬
ют 50—100 тыс. час.Столь длительные испытания, естествен¬
но, не могут широко применяться в повсе¬
дневной лабораторной практике. Обычно
ограничиваются длительностью испытаний1,1 1ГГ"t1 \/fy гн/ч/егVяJ У L*Ws/W'*6 £* jбг Гв6Дt\Г\Г*ГfWk*лллДNW-*$-nJJJT-,время	ВремяРис. 24. Схемы «программных» испы¬
таний1000—2500 час. с последующей экстраполя¬
цией полученных данных к 'реальному сроку
службы детали. Экстраполяция осущест¬
вляется при продолжении прямой деформа¬
ция — время с постоянным углом .наклона
или проведением асимптоты к этой кривой.Общую деформацию ползучести за
время * определяют из уравнениягде 8i — удлинение к моменту перехода воII	(равномерный) иериод ползучести; vc—
равномерная скорость ползучести (во II
периоде).
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ105Испытание .на ползучесть предусматрива¬
ет скорости деформации в пределах от 10_3
до 10_6% /час. Определение длительной
прочности связано с приложением высоких		—	у//^ / ■	/	/' П) ) Г7/\Ш-Ь50и7i /|/|//i;//^-			~'7og°-^1О 200 Ш 60D 800 Z, часРис. 25. Кривые ползучести технически чисто¬
го железа при постоянной и переменной тем¬
пературахнагрузок, вызывающих значительно боль¬
шие деформации. Кривая деформация —
время идет круто вверх -и через некоторый,
относительно небольшой промежуток вре¬
мени фиксирует разрушение материала
(кривые Г ,и Д, рис. 23). Испытание на
длительную прочность позволяет также оп¬
ределять величину остаточного удлинения
и поперечного сужения при разрыве (см.
раздел 4).В реальных условиях работы энергети¬
ческого оборудования (наровьгх котлов и
турбин, газовых турбин) часто наблюдают¬
ся периодические колебания температуры(Б, Г, Е), а также (реже) при одновремен¬
но меняющихся температуре и напряжении
(Ж и 3) Такие «программные» испытания
могут проводиться по различным циклам
(рис. 24): прямоугольному (А, В), тре¬
угольному (В, Г) и синусоидальному (Д,
£)•На рис. 25 приведены кривые ползучести
технически чистого железа, испытанного
под постоянным напряжением (6 кг/мм2) при
постоянной (400 и 450°) и переменной тем¬
пературах. Температура циклического ис¬
пытания колебалась от 400 до 450°, причем
продолжительность одного цикла составля¬
ла 2,5 часа. Результаты представлены в
виде заштрихованной полосы: ограничиваю¬
щая ее верхняя кривая проведена по точ¬
кам, отвечающим максимальной температу¬
ре цикла (450°), нижняя — по точкам для
минимальной температуры (400°). Из ди¬
аграммы видно, что в условиях цикличес¬
кого испытания скорости ползучести значи¬
тельно больше, чем при постоянной темпе¬
ратуре, равной минимальной температуре
цикла, -но меньше, чем при постоянной тем¬
пературе, равной максимальной температуре
цикла. Аналогичное влияние циклические
колебания температуры оказывают и на
длительную прочность.Обработка результатов испытаний■Полученные при испытаниях на ползу¬
честь данные, характеризующие напряже¬
ние сг, удлинение &, время т и температуру
t сводят в ряд кривых (рис. 26): удлине¬
ние — время, напряжение — скорость у дли'ВремяСпорость ползучестиРис. 26. Обработка результатовиспытаний на ползучесть(в пределах ±25°, реже ±50°). Иногда так¬
же колеблется рабочее напряжение. В це¬
лях приближения условий испытаний на
ползучесть и длительную прочность к эк¬
сплуатационным эти испытания иногда про¬
водят при циклически изменяющейся темпе¬
ратуре (рис. 24, А, В, Д) или напряженийнения, напряжение — температура, ско¬
рость удлинения — время.Установившаяся скорость ползучести vc
связана с напряжением ст уравнениемvc = А ап,
где А и п — константы.
106МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИСледовательно, в логарифмической систе¬
ме координат эта зависимость выразится
прямой линией (рис. 27). По такой лога¬
рифмической диаграмме можно выбирать
напряжения, соответствующие любой ско¬
рости ползучести.Некоторые исследователи считают, что
взаимосвязь между vc и o’ более точноПри обработке и экстраполяции резуль¬
татов испытаний на длительную прочность
используют зависимости, связывающие вре¬
мя до разрыва т с напряжением о уравне¬
ниями— 171.q агде В, В', т, q — константы.0,0010,0} 0,1
Суммарная деформация, % Зй W00 часРис. 27 Логарифмическая диаграмма напряжение — скорость ползучестиотображается уравнением: vc = А'ера, где
А' и р— константы; в соответствии с та¬
кой зависимостью экспериментальные точ¬
ки рекомендуется наносить на полулогариф¬
мическую сетку.Вместо скорости ползучести по оси аб¬
сцисс иногда откладывают суммарную де¬
формацию (%) за определенное время (на¬
пример, за 1000 или за 10 000 час., рис. 27).По таким диаграммам определяют напря¬
жение, вызывающее заданную скоростьНекоторые экспериментальные данные
(относящиеся к сравнительно непродолжи¬
тельным испытаниям) лучше связываются
первой зависимостью, другие (относящиеся
з основном к длительным испытаниям) —
второй. Первая зависимость между напря¬
жением gD и временем до разрыва графи¬
чески выразится прямой линией в двойной
логарифмической системе координат
Р'ис- 28, б). Прямолиней¬
ная зависимость второго уравнения наолю-Рис. 28. Кривые напряжение — время до разрыва в декартовых (а), логарифми¬
ческих (б) и полулогарифмических (в) координатахдеформации в равномерном периоде (услов¬
ный предел ползучести по скорости дефор¬
мации gv) или напряжение, вызывающее за
определенный промежуток времени общую
деформацию обусловленной величины (ус¬
ловный предел ползучести по суммарной
леформации se).дается при нанесении экспериментальных
точек в полулогарифмической системе ко¬
ординат (сгD—lg^£>, рис. 28, в).Однако далеко не всегда эти зависимости
сохраняются прямолинейными в течение
всего периода испытаний. Для многих ста¬
лей прямая на логарифмической диаграм¬
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ107ме ломается, загибаясь книзу (пунктирная
.кривая на рис 28, б). Положение точки
перегиба на шкале времени различно
для разных сталей и температур, 'Причем
для данной стали время до перегиба умень¬
шается с повышением температуры испы¬
тания.Причину перелома логарифмической пря¬
мой обычно связывают со структурными
изменениями в металле, в результате кото¬
рых с течением времени излом из обычного
анутрикристаллическо-го (пологий участок
прямой В рис. 29) становится межкристал-Рис. 29. Логарифмическая и полулогарифми¬
ческая диаграмма длительной прочностилическим (второй, более наклонный учас¬
ток прямой В на рис. 29).Следует иметь в виду, что экстраполиро¬
ванные по кривым в координатах gd—Igfxзначения пределов длительной прочности
на весьма большие сроки (10—100 тыс. час.)
в большинстве случаев получаются зани¬
женными (сравни, например, кривые А или
Б на обоих графиках рис. 29). Отчасти по¬
этому /полулогарифмические диаграммы по¬
ка не получили широкого распространения.Приведенные выше уравнения устанавли¬
вают связь между напряжением и време¬
нем до разрыва или напряжением и скоро¬
стью ползучести (при £=eonst). Не мень¬
шее значение имеет установление зависи¬
мости между временем до разрыва и тем¬
пературой испытания (при сг = const).Большое распространение получила пред¬
ложенная Ларсоном и Мюллером парамет¬
рическая зависимостьТ (с + lg т) = const,где Т — абсолютная температура; с — кон¬
станта; т — время до разрыва.Так как для каждой температуры при сг=
=const параметр имеет постоянную вели¬
чину, то для любых двух температур спра¬
ведливо равенство(с + lg Ti) = Т2 (с + lg т2).Это уравнение позволяет определять для
данного напряжения эквивалентные темпе-Рис. 30. Зависимость параметра Т(с + lg")
от температуры и времени) до разрушения
(с = 20)ратуру и время до разрушения. Для облег¬
чения расчетов обычно пользуются графи¬
ком изменения параметра в зависимости от
температуры (рис. 30).Для примера в табл. 13 приводится (по
данным Л. Я. Либермана) соотношение
указанных величин для жаропрочных сталей.Таблица 13Соотношение времени до разрыва
при заданной (550°) и эквивалентной
температурах для некоторых
жаропрочных сталейСтальЭквивалент¬
ная темпе¬
ратураФактическое
время до
разрыва (час)
при эквива¬
лентной тем¬
пературеПодсчитанное
время до раз¬
рыва (час)
при заданной
температуре
(550°)ЭИ2576504810007551000020ХГМФА600161000145100001Х18Н9Т600451000410100003800100000ЭИ 123600550юоооТаким образом, по результатам испытаний
длительностью 100—1000 час. можно полу¬
чить ориентировочные значения разрушаю¬
щих напряжений на сроки 10—50 тыс. час.
при температуре на 50—100° ниже. Вычис¬
ленные по параметрической зависимости
значения предела длительности прочности
на срок 10—100 тыс. час. отличаются от эк¬
страполированных по опытным данным на
±10% и лишь в отдельных случаях на
±20%.
108МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙПараметрическая зависимость применима
также и при обработке данных испытаний
на ползучесть.Параметрические кривые в координатах
lg о — Т (с + lg т) могут служить критери¬
ем при сравнительной оценке жаропрочнос¬
ти серии сталей (рис. 31).Результативная диаграмма в координатах
<?D —t, служащая для определения на
различные сроки службы, дана на рис. 32.Установлено, что для данного сплава от¬
ношение gd на некоторый срок службы
т к gd для десятикратного срока службыг например, соответственно 1000 и 10 000
час.) близко к постоянному, отличаясь не
больше чем на 5°/о. Эта закономерность дает
возможность по величине cD gd для
двух относительно коротких сроков служ¬
бы (например, 500 и 5000 час.) определять
ориентировочно значение <5D на более дли¬
тельные сроки (например, 50 000 час.).Представляет также практический инте¬
рес отношение предела длительной проч¬
ности ^за определенный срок к пределу
ползучести <*с, отвечающему 1% деформа¬
ции за тот же срок (вр- <7С); в табл. 14приведены эти соотношения для некоторых
сплавов; они колеблются от 1 до 2,,5.При испытаниях на ползучесть следует
применять стандартную форму записей в
рабочем журнале (табл. 15).Таблица '14Пределы прочности и ползучести некоторых сплавовМатериалТемпера¬
тура ис¬
пытания
°СПредел проч¬
ностиПредел длительнойТпроч-
ности (Тр (кГ/мм2) за"времячасПредел пол¬
зучести аскГ/ям21001000кГ/мм2 (% за
1000 час.)асДюралюминий15034,026,822,814,81,525016,57,95,83,91,53505,22,21,90,92,1Латунь 60/4015036,533за14,22,125028,0И6,32,62,4Сталь 0,15% С500			7,0	54024I 8,65,01,7Хромомолибдено¬540281814,39,01,6вая сталь марки
Х5М60022118,05,51,5Жаропрочный700	2315,515,01,0сплав марки750—17,311,310,01,1хнюк800—11,67,57,31,0Аустенитная сталь70525	5,02,81,8марки Х18Н981512—3,01,81,7Константа с, но многочисленным экспе¬
риментальным данным, составляет 17—23;
обычно ее принимают равной 20. Подсчита-Рис. 31. Параметрические кривые для
трех марок низколегированной сталино, что при расчете предела длительной
прочности при с=20 возможная погреш¬
ность составляет ±10%.
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ109Таблица 15Форма журнала для записи результатов испытаний на ползучестьМатериал	Начальное напряжение	кГ/мм*Марка образца		Нагрузка общая	к ГДиаметр образца	мм Номинальная температура испытания	°СРасчетная длина	мм Общая длительность	час.ДатаВремя от¬
счетовПоказанияэкстензометраВычисленияудлиненийПоказания термо¬
парТемпера¬
тура по¬
мещения
°СПримеча¬отсчетамин.лев.прав.суммаV2IнизIIсере¬динаIIIверхние*В акте об испытаниях следует, кроме то¬
го, указывать дополнительные данные:
а) тип испытательной машины и ее чувстви¬
тельность; б) устройство .печи, перепад тем¬
пературы по длине образца, колебания тем-600	700Tennepamypat 9С800Рис. 32. Результативная диаграмма
разрушающее напряжение — темпера¬
тура для сроков службы от 10 до
1000 час.пературы зо время опыта; в) метод и точ¬
ность измерения температуры; г) описание
экстензометра ;и его чувствительность; д)
форму и 1размеры образца; е) состояние ме¬
талла (литой, прокатанный, кованый);
ж) его химический состав; з) режим тер¬
мической обработки; и) механические свой¬
ства материала; к) микроструктуру до и
после испытания.4.	ОПРЕДЕЛЕНИЕ
ДЛИТЕЛЬНОЙ ПЛАСТИЧНОСТИ
И ЧУВСТВИТЕЛЬНОСТИК КОНЦЕНТРАЦИИ НАПРЯЖЕНИЙДлительная пластичностьДостаточно длительное пребывание мно¬
гих сплавов в напряженном состоянии при
высокой температуре часто приводит к
уменьшению, иногда очень значительному,
остаточного удлинения и /поперечного су¬
жения при разрыве. В связи с этим при
установлении предела ползучести па опре-
деленый срок (например, 10000 час.) до¬
пускаемая деформация ползучести (на¬
пример, 1°/о) может превзойти фактическое
«разрушающее» удлинение материала до
истечения заданного срока службы. В ре¬
зультате материал досрочно разрушается
не из-за перенапряжения, а из-за того, что
его запас пластичности оказывается ис¬
черпанным.У большинства сталей проявляется тен¬
денция к снижению остаточного удлинения
и поперечного сужения с увеличением вре¬
мени до разрыва (см. например, рис. 33).
Однако попытки некоторых исследователей
установить общую закономерность измене¬
ния характеристик остаточной деформации
я зависимости от времени до разрыва пока
не увенчались успехом. Точно так же оста¬
лись безрезультатными поиски путей экстра¬
поляции значений удлинения и сужения на
сравнительно длительные сроки службы.
Только иногда при использовании двойной
логарифмической системы координат дефор>
мация — время до разрыва намечается не'
которая возможность графического опреде¬
ления удлинения или поперечного сужения
на различные сроки (аналогично установле¬
нию пределов длительной прочности), одна¬
ко в подавляющем большинстве случаев
такая экстраполяция невозможна (см.
рис. 33).Остаточное удлинение и поперечное cy-v
жение при длительном разрыве, которые
110МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИРис. 33. Кривые удлинение — время и разрушающее напряжение — время для низколе¬
гированной хромованадиевой стали (при 500й)часто отождествляют с «запасом пластич¬
ности» сплава, в действительности харак¬
теризуют длительную пластичность метал¬
лов и сплавов очень приближенно. В связи
с этим предложены более совершенные ме¬
тоды количественной оценки длительной
пластичности, которые могут быть поло¬
жены в основу конструкторских расчетов.
Такими критериями длительной пластично¬
сти являются: а) удлинение к началу III пе¬
риода ползучести; б) условное удлинение
по средней скорости ползучести; в) общее
удлинение, за вычетом начальной деформа¬
ции. Ниже рассматриваются эти критерии
(рис. 34).Удлинение за I-MI периоды ползучести
лучше всего характеризует длительную пла¬
стичность сплава, так как именно момент
перехода процесса ползучести из II в III
период предопределяет дальнейшее разру¬
шение материала (рис. 34, а).Удлинение за I + II периоды г" не нахо¬
дится в прямой зависимости от остаточно¬
го удлинения §[) и нельзя сказать, какие
доли этого удлинения приходятся на I, II
и III периоды ползучести. Накопленные экс¬
периментальные данные позволяют устано¬
вить лишь ориентировочное соотношение
между е" и Sf;'DПерлитные стали	2—8 (0,5—0,3; S9—23 (0,3—0,1) Ь
Аустенитные стали	1—10 (0,4—0,2) ЬЖаропрочные сплавы 0,5—3 (0,8—0-5) ЬАбсолютные значения удлинения е" колеб¬
лются обычно в пределах от 1 до 5%, при¬
чем для жаропрочных аустенитных сталей
величина е" нередко ниже 1%* Следова-Рис. 34. Методы оценки длительной
пластичности сталей:с — удлинение за I + II периоды*
б — «ресурс пластичности»; в — услов¬
ное удлинение
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ111тельно, удлинение к началу III периода
более строго характеризует пластичность
стали, чем остаточное удлинение при раз¬
рыве.Помимо е", следует учитывать продол¬
жительность каждого из трех периодов
ползучести и в особенности I + II периодов.
Время до начала III периода t" -\-z
отнесенное ко всему времени до разрыва
^D, дополнительно характеризует длитель¬
ную пластичность сплава.Представив продолжительность двух пер¬
вых периодов ползучести в функции от на¬
чального напряжения, получим кривую ги¬
перболического характера (рис. 35,6), ана-Рис. 35. Кривые:
а — напряжение — время до разрыва
(длительная прочность); б — напряже¬
ние — время до начала III периода пол¬
зучести; в — кривая «повреждаемости»логичную кривой напряжение — время до
разрыва (а), располагающуюся, естествен¬
но, ниже последней. На той же диаграмме
ориентировочно нанесена кривая (в), харак¬
теризующая начало интенсивного трещино-
образования (кривая «повреждаемости»).-п = Tj + тп = La S, где L и 5 — постоян¬
ные, зависящие от вида материала и от
температуры.Отмеченная закономерность дает возмож¬
ность в двойной логарифмической системе
координат (рис. 36) проводить графическую
экстраполяцию и определять ориентировоч¬
ное время до начала III 'периода ползучести
при данном напряжении (рис. 36, пунктир)
или, наоборот, находить по логарифмиче¬
ским прямым напряжение для заданного
времени td, аналогично тому, как экстра¬
полируют на определенный срок -службы
разрушающее напряжение.Точно так же можно ориентировочно
экстраполировать ожидаемую величину де¬
формации е, к началу III периода ползу¬
чести в тех случаях, когда заданные сро¬
ки службы больше максимально возможной
продолжительности опыта.Для этой цели используют уравнение
s" = е' + еп = е' + vn • тп.Удлинение за I период ползучести е'
(включающее в себя также начальную де¬
формацию Е0) определяют по первичной
кривой ползучести, полученной при зада?
ном постоянном напряжении.Средняя скорость ползучести во II пе¬
риоде Ujj определяется экспериментально
по той же кривой обычными методами; при
этом длина прямолинейного отрезка кривой
должна соответствовать не менее чем
500 час.Длительность II периода ползучести т
подсчитывается из уравнения41 = тэ т1>где т" —экстраполированное (по графи¬
ку р:ис. 36) время до начала III периода:11Д-t,Ljj~	St—— ." *—--тМ:=^=Г~к_ t4| 311Ю 20 30 W5C60Q0100 200 300 300 W00 2000 5000 1GQ00
Зремя доразрыва Щи л и до начала Ш периода (ZE)Рис. 36. Кривые напряжение—время до разрыва и напряжение —
время до начала III периода в логарифмической системе координатОтносительное время до начала III периода
у сплавов с малым запасом пластичности
обычно больше, а длительность III пе¬
риода — меньше.Зависимость между напряжением и вре¬
менем до начала III периода (см. рис. 35,6)
достаточно хорошо описывается уравнениемТ1 — фактическая продолжительность I пе¬
риода.Известны и другие методы экстраполяции
для определения удлинения к началу III
периода ползучести.Другим критерием длительной пластич¬
ности является условное удлинение sr, под¬
112МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИсчитываемое по средней скорости дефор¬
мации 80 Н периоде ползучести:= vnЗдесь время тсЛ включает в себя все3	периода ползучести (рис. 34, б). Величина
ег, которую Одинг и Иванова предлагают
называть «ресурсом пластичности», в не¬
которых случаях численно близка к удли¬
нению за I + II периоды ползучести г" (от¬
клонения в пределах ±30%); однако это
различие бывает и более значительным.Анализ многочисленных кривых ползуче¬
сти показывает, что в опытах длительностью
до 1000 час., когда не учитываемое при под¬
счете ресурса пластичности удлинение заI	период е' относительно велико, значение
ег чаще всего бывает меньше е" Если же
расчетное время до разрыва велико (10—
100 тыс. час.), то, наоборот, условный ре¬
сурс пластичности ег может быть больше
экстраполированного значения е".Еще один критерий длительной пластич¬
ности — условное удлинение, получаемое
Еычитанием из суммарного удлинения при
разрыве ек величины начальной (упругой -f
пластической) деформации е0 (рис. 34, в):8	— £к — £о-Конечное удлинение ек определяется по
показаниям экстензометра и, следовательно,
численно отличается от фактического удли-
некия Бq <разарвавшегося обр азц а (г к <^ £>) •
Получаемая разница зависит от промежутка
времени между последним отсчетом по
экстензометру и моментом разрыва образ¬
ца и, очевидно, больше у материалов с
большей длительной пластичностью.Для окончательного вывода о предпочти¬
тельности того или иного критерия длитель¬
ной пластичности необходимо дальнейшее
накопление опытных данных.Чувствительность к концентрации
напряженийИспытание на длительную прочность
обычных (гладких) образцов не всегда по¬
зволяет выявить склонность сплава к хруп¬
кому разрушению. Поэтому в ряде случаен
целесообразно испытывать параллельно
гладкие и надрезанные образцы, а затем
сопоставлять полученные характеристики.Формы надрезов показаны на рис. 37.
Наиболее часто применяются образцы 7 и 8.Чувствительность к надрезу данного спла¬
ва определяют как соотношение времени до
разрушения (при одинаковом напряже¬
нии) .надрезанного и гладкого образцов:Qh = тн : ^ •Коэффициентом прочности в надрезе на¬
зывают соответствующее отношение преде¬
лов длительной 'прочности:Rh = GK : Gq.Если величина этих отношений меньше1,	то материал чувствителен к надрезу, если
больше, то нечувствителен (по крайней ме¬
ре, для данного срока службы).При оценке чувствительности сплава к
концентрации напряжений необходимо учи¬
тывать влияние перекоса нагружающей це¬
почки, который способствует возникнове¬
нию в образце дополнительных изгибаю¬
щих напряжений и, следовательно, сниже¬
нию характеристик длительной прочности.Рис. 37. Формы надрезов на образцах для
испытания на длительную прочностьНадрез усугубляет вредное влияние пере¬
коса, особенно, если образец изготовлен из
материала, чувствительного к концентрации
напряжений. Таким образом, перекос на¬
гружающей цепочки приводит к заниже¬
нию значений коэффициента прочности в
надрезе.Характер влияния надреза на длительную
прочность может быть различен: он способ
ствует ее уменьшению, если .материалы отли¬
чаются относительно невысокой пластич¬
ностью и, наоборот, повышению, если от:
пластичны (рис. 38).Имеют значение геометрические факторы:
глубина надреза, его угол и радиус закруг¬
ления (заточки). Пр.А очень мелком и наи¬
более глубоком надрезах величины длитель¬
ной прочности гладких и надрезанных
образцов мало различаются; наибольшая
разница при d : D = 0,3—0,7 (рис. 38).Влияние радиуса закругления надреза на
длительную прочность иллюстрируется
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ113ч>•&§Ео»>сэ§■£5з2Го-е-d/DРис. 38. Зависимость чувствитель¬
ности к надрезу от глубины над¬
реза в аустенитной стали типа 19-9
(кривая /) и в жаропрочном FeCrNi-
Со сплаве после термообработки:
на НВ = 280 (кривая 2) и на НВ =
= 330 (кривая 3)V lY «й0,°1'Р'	vV \3/;/ /
/// 1Л \\ \
\\
V \\* ///// >
f // /[Ч'4чнV \\ 1//
н А
и А’// // ^//'s .
/ уijH	\ \\ 1
Ml/' / Уу//ГМ _0,2О,it 0,6
cf/D0.81,0Рис. 39. Коэффициент прочности в надрезе
аустенитной стали в зависимости от глубины
надреза и радиуса его закругления (при по¬
стоянных напряжении и температуре)Некоторые материалы приобретают чув¬
ствительность к надрезу лишь с течением
времени, т. е. в процессе испытания отно¬
шение gh: gd меняет свой знак — см.
рис. 40. При небольшой продолжительности
испытания образцы с надрезом отличаются
более высокой длительной прочностью, чемZ0 30 <*050 100 '200 500 1000 2000
Время до разрушения, час.Рис. 40. Логарифмическая диаграмма напря¬
жение — время до разрыва для гладких
(сплошная линия) и надрезанных (пунктир)
образцовгладкие, однако с увеличением времени по¬
ложение меняется; точка пересечения кри¬
вых отвечает 500 час. Характерно, что из¬
менение температуры испытания может при¬
вести к сохранению преимущества надре¬
занных (или гладких) образцов в течение
очень продолжительного времени.В последние годы наряду с испытаниями
надрезанных образцов на длительную проч¬
ность нашли применение длительные на¬
турные испытания под растягивающей на¬
грузкой небольших деталей. Разработана
методика испытаний турбинные лопаток.Для надежности результатов такого испы¬
тания решающую роль играет форма на¬
дрезанной хвостовой части («замка») ло¬
патки.Результаты испытаний лопаток могут не
совпадать с характеристиками, получаемы¬
ми при обычных испытаниях гладких обра-3ft"S ^ 5
^ V» 2L—			— 7У*’— -— -	1^25 fOz 2 5 10s 2 5 Ю4 2 5
Время до разрушения, час.10*Рис. 41. Логарифмические кривые напряжение
среза — время до разрыва. Температура испы¬
тания 710°:/ — наклепанный образец; 2 — отпущенный
образец; 3 — наклепанная лопатка; 4 — отпу¬
щенная лопаткарис. 39. Для пластичных материалов чувст¬
вительность к концентрации напряжений
при больших радиусах надреза, отвечающих
отношению г : D = 0,1—0,2, проявляется не¬
значительно.8 Металловедение (справочник), т. Iзцов. Это иллюстрирует диаграмма рис. 41,
из которой видно, что кривые длительной
прочности лопаток располагаются заметно
ниже аналогичных кривых, построенных по
данным испытания образцов.
114МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИ5.	ИСПЫТАНИЕ НА РЕЛАКСАЦИЮ
НАПРЯЖЕНИИПод релаксацией понимается самопроиз¬
вольное снижение напряжения <То в нагру¬
женном стержне (или детали) при неизмен¬
ной начальной деформации е0. При этом из¬
меняется соотношение величин упругой еу
и пластической еПл деформаций, из которых
складывается начальная деформация (е0=
еу + епл), так как в процессе релаксации
постепенно возрастает пластическая дефор¬
мация за счет упругой. В зависимости от
вида напряженного состояния различают
релаксацию при растяжении, кручении и
изгибе. Дифференциальное уравнение про¬
цесса релаксации приведено в табл. 10.Рассматривавшееся ранее как один из
методов изучения ползучести испытание на
релаксацию в настоящее время получило
самостоятельное значение как метод меха¬
нических испытаний, дающий необходимые
данные для расчета таких деталей, как бол¬
ты, шпильки, клиновые соединения, плоские
и винтовые пружины. Требования по релак¬
сационной стойкости теперь включаются в
технические условия на крепежные мате¬
риалы.Нагружающие механизмыПринципиальная схема, лежащая в осно¬
ве приборов для испытания металлов на
релаксацию, показана на рис. 42. В жесткойРис. 42. Прин¬
ципиальная
схема прибора
для испытания
на релакса¬
циюРис. 43. Схема
релаксационной
установки Кран
Ко (США)раме А с упругим натягом закреплены
образец В и звено Б\ последнее отображает
упругую деформацию реальных частей на¬
гружающей цепочки: тяг (захватов), пру¬
жин, эталонного стержня и др.Упругость всей системы, очевидно, скла¬
дывается из упругости образца В и упру¬
гости звена Б:и=ив+ иБ =			+			+ 1в	+ fsгде /в и lg —длина образца В и упругого
звена £; /в и fB —площадь поперечногосечения образца В и звена Б\ и ЕБ —
модули упругости образца В и звена Б.В реальных установках для испытания
на релаксацию предусматривается периоди¬
ческое уменьшение усилия, передаваемого
на образец, чтобы длина образца все время
оставалась постоянной.■На рис. 43 приведена схема одной из ре¬
лаксационных установок. Образец /, удер¬
живаемый захватами 2 и 5, укрепленными
в жесткой раме 4, помещен в печь 5 и
растягивается действием спиральной пружи¬
ны 6. Натяг пружины создается путем за¬
винчивания гайки 7.Многие релаксационные машины построе¬
ны по компенсационному принципу. Приме¬
ром может служить установка, показанная
на рис. 44. Когда образец 1 вследствие пол¬
зучести удлинится на определенную вели¬
чину, это удлинение улавливают индикато¬
ры 2, связанные с разгружающим устрой¬
ством 3. Последнее уменьшает нагрузку на
образец до тех пор, пока длина образца не
вернется к первоначальной.Наиболее совершенная компенсационная
схема, воспроизводящая релаксацию в чи¬
стом виде, положена в основу автоматиче¬
ской релаксационной машины фирмы Вес-
гингауз (рис. 45).Образец О, помещенный в печи, нагру¬
жается пружиной 1 через посредство верх¬
ней тяги 2 и рычага 3. На образце установ¬
лены ножи экстензометра 4, при помоши
которого (с точностью до 0,0002%) поддер¬
живается постоянной рас¬
четная длина образца. Это
достигается следующим об¬
разом: при удлинении об¬
разца на указанную величи¬
ну (0,0002%) замыкается
контакт 5, передается сиг¬
нал на электрическое реле 6,
которое приводит в дейст¬
вие мотор 7, ослабляющий
пружину 1. Напряжение в
образце при этом умень¬
шается, образец укорачи¬
вается и размыкает контакт5.	Величина нагрузки авто¬
матически регистрируется с
помощью электрических кон¬
тактов 8, реле 9, зубчатой
передачи 10, моторчика 11
и указателя 12.Слабым звеном всех ма¬
шин для испытаний на ре¬
лаксацию является нагружающая пружи¬
на, так как она сама релаксирует в про¬
цессе службы. В машинах некоторых -кон¬
струкций нагружение осуществляется с
помощью бункера, подвешиваемого к рычагу
и заполняемого жидкостью, дробью или
стальными шариками. Необходимое умень¬
шение нагрузки на образец осуществляется
периодически путем слива порций воды или
сбрасывания дроби; эти операции обычно
регулируются электромагнитными реле. По
такому принципу устроена отечественная
релаксационная машина УИМ-5, сконструи¬Рис. 44. Схема
релаксацион¬
ной установки,
работающей
по компенса¬
ционному
принципу
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ115рованная в ЦКТИ (рис. 46). Машина со¬
стоит из следующих основных узлов: нагру¬
жающей цепочки 1, шарнирного кольца 2,
станины 3, нижнего шарнира 4, рычага на¬
гружения 5, заполняемого стальными шари¬
ками бункера 6, контактора 7. ИзменениеРис. 45. Схема автоматической машины
для испытания на релаксациюнагрузки осуществляется ступенями: при
вращении двигателя <5 происходит выбра¬
сывание шариков из бункера по одному,
через равные промежутки времени. Кон¬
тактор служит для фиксации количества вы¬
павших из бункера шариков или застав¬
ляет срабатывать механизм записи авто¬
диаграммы изменения нагрузки во време¬
ни. Изменение деформаций производится
индикатором с ценой деления 1 мк.Основные характеристики машины УИМ-5:
максимальная нагрузка 4 т, отношение плеч
рычага 1 : 50, рабочая температура 400—
750°, возможная деформация образцов —
до 25 мм. Размеры машины: высота 200 см,
площадь в плане 50 • 85 см. Размеры образ¬
цов: диаметр 8—12 мм, длина 100—200 мм.
Постоянство длины образцов во время испы¬
тания поддерживается с точностью до
0,002 мм.Релаксационные установки в большин¬
стве случаев не воспроизводят явления ре¬
лаксации в чистом виде, но, как показал
И. А. Одинг, создают напряженное состоя¬
ние, являющееся промежуточным между
релаксацией и ползучестью, причем в ряде
случаев явление ползучести приобретает
решающее значение.Чем больше относительная упругость
звена Б (ом. схему на рис. 42), тем в боль¬
шей степени данная схема нагружения от¬
ходит от чистой релаксации и приближает¬
ся к ползучести. Для чистой релаксации в
первом приближении должно быть соблю¬
дено условиеиБ : U в < 1 •Между тем для большинства существую¬щих установок это отношение почти всегда
больше единицы. Исключением является
машина Вестингауз (см. рис. 45), для ко¬торой указанное отношение близко к еди¬
нице; однако и в этой машине фактически
г.оспроизводится не релаксация, а много¬
ступенчатая ползучесть.Проведение испытаний и обработка
результатовСхема испытания: образец, нагруженный
до некоторого напряжения а о, вследствие
ползучести начинает удлиняться. Так как
величина возможного приращения длины
As ограничена, при достижении этого до¬
пуска, усилие, передаваемое на образец,
автоматически (иногда вручную) умень¬
шается до тех пор, пока не восстановится
первоначальная длина образца. Затем об¬
разец вновь удлиняется на Ае и вновь
уменьшается усилие и т. д.Таким образом, образец периодически то
удлиняется на величину Ае, то вновь уко¬
рачивается до исходных размеров.Этот процесс схематически отображен
на рис. 47, а, где пунктиром показана
«идеальная» кривая. В соответствии с этим,
падение напряжения также происходит не
ло идеальной плавной кривой, а ступенями
(рис. 47, б).Испытание на релаксацию заключаетсяб	следующем. Серия образцов 1, 2, 3 на¬
гружается до напряжений соответственно*
ст0, cj0 , ог0	В процессе испытаниянаблюдается падение напряжения в тече*
ние некоторого времени до какого-то ко¬
нечного значения стт, а- ат
Затем рассчитывают величину падения на¬
пряжения Act за время т (рис. 48), являю¬
116МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИщуюся основной характеристикой релакса¬
ционной стойкости металла:И. А. Одинг показал, что для данного
времени % скорость релаксации vr прямо
пропорциональна разности между началь¬
ным и конечным напряжением (<т0 — <гт)Рис. 47. Схема «идеального» процесса релак¬
сации и действительного хода испытаний
в релаксационных установкахили разности между начальным напряже¬
нием и пределом релаксации (<70 — &г)>
понимая под последним максимальное на¬
пряжение, еще не вызывающее релаксации.Кривая релаксации в координатах напря¬
жение— время (рис. 49) отчетливо делится
на два участка, отвечающих двум перио¬
дам релаксации — начальному (аб) —■ в
большинстве случаев сравнительно коротко-I?'S-Ioта■ ■ 1 !I1!iKi*OOQ^1°ЧJL—11гт 11 ^чиии иииивремя, часРис. 49. Кривые релаксации в полулогарифмиче¬
ской системе координатму, характеризующемуся резким падением
напряжения, и второму (бв) — намного
более продолжительному, чем первый, и ха¬
рактеризующемуся умеренной скоростью па¬
дения напряжения. При большой длитель¬ности испытания релаксационная кривая
приближается к оси абсцисс, а в некото¬
рых случаях выходит на горизонтальный
участок, т. е. релаксация вообще затухает.При испытании образцов из сталей раз¬
ных марок при одинаковых температуре и
начальном напряжении может оказаться,
что через % часов во всех образцах будет
одинаковое по величине напряжение, од¬
нако закономерность процесса падения на¬
пряжения может быть совершенно различ¬
ной. Падение напряжения Аа лишь за
один отрезок времени не характеризует с
достаточной полнотой релаксационную
стойкость стали.При обработке результатов релаксацион¬
ных испытаний кривую релаксации целесо¬
образно строить в полулогарифмических
координатах 1п сг — т (рис. 49), как это
было предложено И. А. Одингом и В. 3.
Цейтлиным. При таком методе построения
второй период релаксации отображается
прямой линией бв, удовлетворяющей урав¬
нению In су = а — т т, где а и т — посто¬
янные коэффициенты.Это позволяет с большей достоверностью
экстраполировать кривую до сравнительно
большой длительности порядка 10000 час.
(участок вг). Кроме того, на кривой In а —
т более точно фиксируется начало второго
участка (точка б) и можно определить на¬
чальное напряжение второго периода ре¬
лаксации С7 q.6.	ИСПЫТАНИЕ НА КРУЧЕНИЕ
ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХОбразцы для испытанийДля испытания на кручение -применяют
цилиндрич!еские 'сплошные образцы раз¬
личных размеров (рис. 50, а, б, в). Для
испытаний на ползучесть при кручении час¬
то используют пустотелые (трубчатые)
тонкостенные образцы (рис. 50, г). Напря¬
жения среза, возникающие в таких образ¬
цах при их скручивании в условиях пол¬
зучести, соответствуют напряжениям в
стенках труб, испытывающих внутреннее
давление.Головки образцов для кручения делают
квадратными (рис. 50, б) или с канавками
для шпонок (рис. 50, в), скрепляющих их
с захватами испытательной машины. Об¬
разцы с нарезными головками применять
нецелесообразно.Нагружающие механизмыДля кратковременных испытаний при
высоких температурах пригодны обычные
машины с крутящим моментом. Захваты
этих машин должны быть снабжены спе¬
циальными удлинительными штангами или
образцы должны иметь достаточно длин¬
ные головки (рис. 50, а, б) для закрепле¬
ния их в захватах машины. Для длитель¬
ных испытаний машины обычного типа
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ11?Рис. 50. Образцы для горя¬
чих испытаний на кручение
с удлиненными головками:
а — цилиндрическими;
б — квадратными; в — го¬
ловками, закрепляемыми при
помощи шпонок; г — полый
трубчатый образец-ГС-178П4Jr—Т 250100ш23-- - ¥3=119 С0—	 114tL_rJA	eg' 1	 /и -188можно применять только при наличии до¬
полнительного приспособления, обеспечи¬
вающего постоянство крутящего момента.
Вообще же для испытаний на ползучесть
предпочтительнее простые конструкции, в
которых крутящий момент создается не¬
посредственным наложением гирь. По по¬
ложению образца такие машины можно
разделить на горизонтальные и вертикаль¬
ные. Машина горизонтального типа показа¬
на на рис. 51. Находящийся в печи 1 обра-Рис. 51. Горизонтальная машина для горя¬
чих испытаний на ползучесть при кручениизец закреплен одним концом в неподвиж¬
ном захвате 2, а другим в подвижном ва¬
лу 3, опирающемуся на шарикоподшипни¬
ки 4. На вал 3 насажен шкив 5 радиуса R
с подвешенным грузом 6.Печи и терморегуляторыРавномерность температуры по длине
образца легче достигается при горизон¬
тальном положении печи, поэтому предпо¬
чтительнее применение установок горизон¬
тального типа. Регулирование температу¬
ры при испытании на кручение может быть
менее точным, чем при испытании на рас¬
тяжение, так как на величину измеряемого
угла закручивания колебания температуры
влияют не столь значительно. Так, при
коэффициенте линейного расширения12,5 • 10_6, длине образца 200 мм, его диа¬
метре 15 мм и моменте кручения 300 кГ см
изменение температуры испытания (рав¬
ной 400°) на ± Г дает разницу в угле за¬
кручивания всего лишь около 5-10-5 ра¬
диан.Указанное обстоятельство является су¬
щественным методическим преимуществом
горячих испытаний металлов методом кру¬
чения.Измерение деформацийНаиболее простым способом измерения
угла закручивания является замер опуска¬
ния точки подвеса груза, действующего на
шкив. Измерение линейного вертикального
перемещения с точностью до 0,01—0,05 мм
при помощи катетометров или индикаторов
не вызывает затруднений. В установке,
показанной на рис. 51, на нагружающем
шкиве закрепляется тонкая стальная про¬
волока, на которой подвешен грузик ве¬
сом 50 г. На его полированной поверхнос¬
ти нанесена риска. Перемещение груза 6
измеряется посредством катетометра 7,
стоящего на специальном кронштейне 8.При необходимости измерения деформа¬
ций кручения с большей точностью приме¬
няют зеркальный экстензометр. Зеркала
зацепляются на длинных державках, вы¬
несенных из печи (рис. 52).Рис. 52. Схема крепления зеркал экстензомет-
ра в испытаниях на кручениеВ условиях длительных испытаний не¬
редко прибегают к автоматической записи
деформаций.
118МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИОбработка результатовПо результатам испытаний строят кри¬
вые угол закручивания — время (рис. 53).
Длительность испытаний на ползучесть
при кручении определяется теми же сооб-формы, тонкий листовой материал, про¬
волока, а также специально изготовляе¬
мые кольцевые образцы.Испытание брусков. Испытуемый
брусок нагружают двумя способами: или
помещают его на двух опорах и груз под-5 10 15 20 25 30 3 5 40 U5 50 55 60 65 10
Время, чаоРис. 53. Ступенчатые кривые деформация — времяражениями, что и в случае испытаний на
ползучесть при растяжении.По углу закручивания, определяемому
непосредственно из опыта, можно рассчи¬
тать относительные касательные деформа¬
ции у по формулеА0 г7	= ”—,1тгде 0 —угол закручивания, радианы; г —
радиус образца, мм; I — расчетная длина
образца, мм; т — время, часы.Логарифмическая диапрамма напряже¬
ние — скорость деформации (рис. 54) поз-вешивают посередине бруска или закреп¬
ляют консольно и грузы подвешивают к
свободному концу (рис. 55).При качественных пробах ограничива¬
ются измерением стрелы прогиба вынутых
из печи образцов. В некоторых установках1-Л -■ —^ 'h	i	13[iЖ9	Ю •	/О'*Скорость лолзуиести Уо/wcРис. 54. Логарифмическая диаграмма напряже-	 ние — скорость ползучести:при кручении, — — — —при растяженииволяет сопоставить ползучесть при круче*
нии с ползучестью при растяжении. Предел
ползучести при кручении (при скоростях
деформации 10™4 -*■ Ю-5 в час) приблизи¬
тельно на 40% ниже, чем при растяжении.7.	ИСПЫТАНИЕ НА ИЗГИБ
ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХОбъектом статического испытания на из¬
гиб при высоких температурах могут быть
массивные стержни (бруски) различнойРис. 55. Схема аппаратуры для горячего испы¬
тания на изгиб с измерением прогиба образца
при помощи катетометраимеются особые устройства, позволяющие
судить о прогрессирующем прогибе образ¬
цов во время испытания (рис. 55, а). При
этом способе температура вдоль образца
распределена весьма неравномерно. При
испытаниях на изгиб, связанных с опреде¬
лением малых деформаций, образцы долж¬
ны целиком находиться в зоне высоких
температур внутри печи (рис. 55, б). Для
наблюдения за их прогибом следует пре¬
дусмотреть в нагревательной печи гори¬
зонтальную прорезь, защищенную квар¬
цевым стеклом и приходящуюся против
торца испытуемого образца 1. Тросики гру¬
зов 2 пропускаются сквозь небольшие от¬
верстия 3 в поду печи. Установку целесо¬
образно рассчитывать на одновременное
испытание большого числа образцов (не
менее 10—12) и обслуживать одним кате¬
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ119тометром 4, скользящим по рельсу 5, ук¬
репленному горизонтально вдоль фронта
печи перед прорезью 6.Испытанию подвергают бруски круглого
или квадратного сечения длиной от 100 до
250 мм с поперечными размерами от 3 до
10 мм. Иногда испытывают бруски иных
сечений, например, прямоугольные, тавро¬
вые, двутавровые и др. Установлено, что
форма сечения бруска оказывает опреде¬
ленное влияние на сопротивление ползуче¬
сти при изгибе (рис. 56).Время, часРис. 56. Кривые деформация — время, по¬
лученные при испытании на изгиб при
одинаковых напряжении и температуре
брусков указанного сеченияИспытание кольцевых образ¬
цов. Своеобразная методика испытания
на ползучесть и релаксацию при из¬
гибе кольцевых образцов разработана
ЦНИИТМАШ. Образец (рис. 57) имеетРис. 57. Схема нагружения кольцевого
образца при испытании на ползучесть
при изгибе по методу ЦНИИТМАШформу кольца, прорезанного в одном се¬
чении, а его расчетная часть — форму бру¬
са равного сопротивления. Образцы поме¬
щают в горизонтальную нагревательную
яечь, рассчитанную для одновременного
испытания 20 образцов, и нагружают со¬гласно схеме рис. 57. Расхождение концов
тип образца измеряют при помощи ка¬
тетометра через продольное окно, проре¬
занное вдоль печи. Деформацию ползуче¬
сти подсчитывают по формуле
.—j-2Д С = 81/2 — e + re(i:-f2),
h„где с — раствор кольца, мм; е — относи¬
тельная деформация крайнего волокна; г —
радиус нейтрального волокна, мм; hQ — на¬
чальная толщина кольца.Испытание ленты и проволоки.
Жаропрочность тонкого листового мате¬
риала часто определяется путем естествен¬
ного провисания при высоких температурах
полос длиной 300 мм и толщиной 0,5—2 мм;
прочность проволоки при высокой темпе¬
ратуре определяют на отрезках расчетной
длиной 300—500 мм.Известен также метод, заключающийся
в изгибании отрезка плоской ленты толщи¬
ной 0,5 мм до определенного радиуса в
специальном приспособлении — матрице,
нагреве ленты вместе с матрицей в тече¬
ние 30—60 мин. при данной температуре
и в последующем измерении остаточной
кривизны.Оценка результатов. Горячие .ис¬
пытания на изгиб в простейшем варианте
являются качественной пробой для грубо¬
го отбора сплавов, обладающих лучшей
жаропрочностью.Испытания на ползучесть при изгибе с
определением скорости деформации в про¬
цессе испытания дают относительно более
надежные количественные результаты и
могут быть использованы для определе¬
ния условного предела ползучести, предела
релаксации и для расчетов некоторых де¬
талей и конструкций, работающих в усло¬
виях изгиба при высоких температурах. Ис¬
следования соотношений между характе¬
ристиками ползучести стали при изгибе и
при растяжении показали, что предел пол¬
зучести при изгибе (при относительно вы¬
соких скоростях деформации) приблизи¬
тельно на 40—50% выше, чем при растя¬
жении.8.	ИСПЫТАНИЕ НА УСТАЛОСТЬ
ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХМашины и образцы для испытанийРазнообразие в способах нагружения
при испытаниях на усталость (изгиб, рас*
тяжение — сжатие, кручение) вызвало при¬
менение многочисленных конструкций ма¬
шин и форм образцов.Различают машины с вращаю¬
щимся и неподвижным образца-
м и. Машины с неподвижно закрепленным
образцом для горячих испытаний наиболее
удобны. В них существенно облегчается
замер температуры испытания, поскольку
термопары можно прикреплять непосредст-
120МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙ-1002 001 ^<N»JiFIFF.—J R5~
%‘i	42 -Л*\*д*£51545,5 -7218865эе
22 64lJMT100I;-33,5Д(/43^ Со15,5-11+30 г§1<СЧ	£ .со11t№соi V	 721 			 1Э6 	-65Рис. 58. Образцы
для горячих ис¬
пытаний на уста¬
лость:
а — консольный
образец для ма¬
шины ВУ-8; б —
образец равного
сопротивления
изгибу (машина
ЯБ-2); в — кон¬
сольный образец
для вертикаль¬
ной машины Я-8;
г — образец для
машины Шенка;
д — укороченный
образец для ма¬
шины, б. ГИНИ-20-72венно к образцу, в то время как в уста¬
новках с вращающимся образцом прихо¬
дится прибегать к косвенным методам из¬
мерения температуры.Основные технические характеристикитипичных отечественных машин для горя¬
чих испытаний на усталость приведены в
табл. 16. Образцы, применяемые для испы¬
тания на этих машинах, приведены на
рис. 58.Таблица 16Основные технические характеристики машин для горячих испытаний металловна усталостьВУ-8ЯБ-2я-8УКТ-3000УКИТ-3000Положение образцаВращающийсяНеподвижныйВращающий¬сяЧисло циклов в минуту300030003000 |30006000До 3000Максимальное напряжение образ¬
ца, КГ/ММ2 ...Высота машины, см604050505011040150136130Площадь в плане, см . .100X50160X3080X50115X4081X85Размеры электропечи, см:
диаметр1525	18длина ...5035	—18Число одновременно испытывае¬
мых образцов ...22112Форма образцов (см. рис.) . .39, а39, б39, в——Максимальная рабочая температу¬
ра, °С 	900100070012001200Колебания температуры, °С±2±3±5±8±8
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ121Примером установки с вращающимся
консольным образцом может служить ма¬
шина ЯБ-2, схема которой приведена на
рис. 59. В кронштейне 1 установлен под¬
шипник основного вала 2, получающего
вращение от электродвигателя со скоро¬
стью 3000 об/мин. Червячная резьба 3 на
валу входит в зацепление с червячной ше¬
стерней 4, насаженной на валик 5, перпен¬
дикулярный плоскости чертежа. На удли¬
ненном (переднем) конце валика посаже¬
на на шпонке шестерня 6, сцепленная с
зубчатым колесом 7, ось которого соедине¬
на со счетчиком оборотов 8. На главномление приложенного усилия и придает ему
циклический характер.Температурный режим испытаний на ус¬
талость менее жесткий, чем при статичес¬
ких испытаниях. Допустимы колебания
температуры ±5°, а при более высоких
температурах (выше 800°) ±8°. Фактичес-Рис. 59. Схема машины ЯБ-2 с вращающимся
консольным образцомРис. 60. Схема машины
Я-8 с неподвижным кон¬
сольным образцомвалу 2 укреплен цанговый патрон 15, в ко¬
торый с противоположного конца вставля¬
ется образец 0. Другая головка образца
ввинчивается в штангу 16, связанную с на¬
гружающей кареткой 10, расположенной в
кронштейне 9. Тяга 11 связывает нагру¬
жающую каретку с рычажными весами 12.
Под действием груза 13 тяга перемещает
подвижную рамку каретки 10 вниз и тем
самым нагружает образец. На рычаг весов
12 слева надет противовес 14, уравновеши¬
вающий вес штанги 16, тяги 11 и подвиж¬
ной части каретки 10.На рис. 60 приведена принципиальная
схема машины Я-8 с неподвижным кон¬
сольным образцом. Верхняя головка об¬
разца 1 неподвижно зажата в захвате 2.
На нижнюю головку образца напрессована
обойма с радиальным подшипником 3. Че¬
рез обойму переброшен тросик 5, идущий
через ролик 4 к рамке девиатора 7. Концы
троса укреплены в траверсе тяги 6, ниж¬
ний конец которой соединен с подвеской 9
для грузов 10. Таким образом, передавае¬
мая через тягу 6 и трос 5 на подшипник 3
образца нагрузка действует перпендику¬
лярно оси образца и создает в нем изги¬
бающий момент. Вращение же девиатора
7 от мотора 8 все время изменяет направ-кая точность поддержания температуры в
установках, перечисленных в табл. 16, ко¬
леблется в пределах от ±2 до ±5°.Обработка и оценка результатовРезультаты испытаний на усталость на¬
носят на диаграмму в координатах напря¬
жение — число циклов до разрушения;
предпочтительно проводить графическую
обработку в полулогарифмических коорди¬
натах (рис. 61). Горизонтальный отрезок
кривой для 20° соответствует напряжению,,
не вызывающему разрушения образца
при неограниченном числе циклов (физи¬
ческий предел выносливости). Повышение
температуры испытания приводит к появ¬
лению наклона на втором участке. В этом
случае определяют напряжение, вызываю¬
щее разрушение через заданное количест¬
во циклов (условный предел выносливости
o'—i)* С увеличением числа циклов («базыиспытания») ст	j падает тем больше, чемвыше температура испытания (см. рис. 61)»
Поэтому для получения достоверных дан¬
ных горячие испытания на усталость сле¬
дует проводить на базе 107 циклов и бо¬
лее.
122МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИХарактер нагружения существенно влия¬
ет на величину <т	j.На рис. 62 сопоставлены в функции отВ табл. 17 приведены пределы выносли¬
вости, полученные при пульсирующей и
вибрирующей нагрузках.Рис. 61. Типичные
кривые напряже-,
ние — число цик^
лов до разруше-
нияРис. 62. Изменение пределов выносливо¬
сти о__ь текучести	прочности as
и пропорциональности ^ нержавеющей
аустенитной стали в зависимости от тем¬
пературыТаблица 17Сопротивление усталости стали, содержащей
0,17% С, при пульсирующей
и вибрирующей нагрузкеТемпература испы¬
тания, °СПредел прочности
а^кГ/мм*Предел вы¬
носливостиОтношениепри пульса¬
ции ап
„ Ps
кГ /мм 2Якя ^
a 5*
о
skis .О,С С°ps°ЬggV2044,834,619,60,770,4410047,933,019,30,680,4320059,036,119,30,610,3830053,947,125,20,870,4740043,640,926,40,930,6150030,526,713,40,870,61температуры пределы выносливости (от	j)tпрочности ((?£>), текучести (as) и пропор¬
циональности (ср) нержавеющей стали
типа 18-8. Очевидно, что сг—i стали, так
же как и (оь), повышается в интервале
200—400° и падает после 400°. Кривые .сгъ
и a_j имеют тенденцию к сближению с по¬
вышением температуры.Для сопоставления циклической и стати¬
ческой «длительной прочности» различных
материалов могут служить данные, 'приве¬
денные в табл. 18.В координатах напряжение — время кри¬
вые статического разрушения gd при отно¬
сительно низких температурах располага¬
ются выше кривых циклического разруше¬
ния сг	2 (-рис. 63); при повышении темпе¬
ратуры наблюдается обратное соотноше¬
ние. Таким образом, повышение темпера¬
туры испытания (а также уменьшение ча¬
стоты перемен нагрузки) уменьшает воз¬
можность усталостного разрушения.Рис. 63. Сопоставление пределов вынос,
ливости и длительной прочности на
сроки от 10 до 10 000 час. при различ¬
ных температурах
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ123Таблица 18Предел выносливости	при растяжении — сжатии в сопоставлении с пределамидлительной прочности (gd ) и ползучести (сс ) некоторых жаропрочных сплавовМатериаля11Длительность
испытания 300 час.Длительность
испытания 1000 час.О. л
а н
в з£ S«иО
Н Soа-1° Dст-1° DCr - Ni - Со сталь 14-14-10 с Nb, W
и Мо70075080020,916,413,219.0
14,210.18.55.5
5,7—17,011,38,87,55,8Сг Ni Со сплав с Nb, V и Мо75081525,721,125,518,017,213,422*22,714,615,110,4Cr - Ni Mo-Cu сталь с Ti70016,423,615,013,8*20,19,9Cr - Ni сплав 20-75 с Ti, А170075029,423,128,218,422,012,625,519,225,514,817,69,3* Длительность испытания 2000 час.9.	ОПРЕДЕЛЕНИЕ ГОРЯЧЕЙ
ТВЕРДОСТИМетоды испытанийИзвестные в настоящее время методы го¬
рячих испытаний твердости могут быть си¬
стематизированы следующим образом.А. Статические испытания:1)	метод отпечатка;2)	метод сдавливания (сплющива¬
ния) ;3)	метод длительной твердости.Б. Динамические испытания:1)	метод отпечатка,2)	метод отскакивания;3)	метод маятника.Как статические, так и динамические ис¬
пытания твердости при высоких темпера¬
турах чаще всего производят методом от¬
печатка. Метод отскакивания и метод ма¬
ятника в условиях высоких температур
почти не применяются. Методы взаимного
и одностороннего сдавливания (сплющива¬
ния), а также длительной твердости, спе¬
цифичные для высоких температур, приме¬
няют в особых случаях.При испытании методом взаимного сдав¬
ливания два цилиндрических образца рас¬
полагают вплотную параллельно один дру¬
гому (рис. 64, а)\ нагрузку к ним прила¬
гают в направлении, перпендикулярном
их осям. Критерием твердости служит от¬
ношение величины нагрузки к площадиaXl, отпечатавшейся по образующей ци¬
линдрического образца (рис. 64, б).Способ одностороннего сплющивания со¬
стоит в следующем. Испытуемый образец,
изготовленный в форме конуса с угломРис. 64. Схема определения твердости
методами взаимного вдавливания (а) и
одностороннего сплющивания (в) (б и
г — испытанные образцы)при вершине 120°, устанавливают вершиной
на наковальне (рис. 64, в), а на основание
конуса действует постоянная нагрузка Р.
Наковальня сделана из жаропрочного
сплава, твердость которого при температу¬
ре испытания заведомо выше, чем испы¬
туемого образца. При испытании происхо¬
124МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИдит постепенное расплющивание вершины
образца (рис. 64, г).Наряду с обычным (кратковременным)
испытанием твердости практикуется опре¬
деление твердости металла в периоде ста¬
билизировавшейся пластической деформа¬
ции («длительная твердость»). Этот метод,
разработанный В. П. Шишокиным (1937 г.)
и А. А. Бочваром (1947 г.), используют
преимущественно при исследовании цвет¬
ных металлов и сплавов.АппаратураПри горячих испытаниях на твердость со
статическим приложением нагрузки поль¬
зуются обычными приборами — прессом
Бринеля, прибором Викерса, дюрометром
Роквела, снабженным печью (рис. 65).Форма индентора (шарик или конус) не
имеет принципиального значения. Шарик
(диам. 5 или 10 мм) изготовляют из леги-мико-термической обработке, не дают за¬
метной деформации до 1000°. При более
высоких температурах хорошие результаты
дает термокорунд.Разработаны методы испытания на твер¬
дость при высоких температурах в вакууме,
при которых практически устраняется по¬
верхностное окисление испытуемого об¬
разца.Общий вид одного из таких приборов,
сконструированного М. Г. Лозинским, по¬
казан на рис. 66. Образец 4 помещен в ва¬
куумной камере в пространстве между
стальной плитой 1 и пришлифованным к
ней стеклянным колпаком 2; образец на¬
гревается током, для чего служат полые
водоохлаждаемые электроды 3, изолиро¬
ванные от плиты 1 и присоединенные к об¬
разцу 4. Чтобы при нагреве образец сво¬
бодно расширялся, один из проводниковРис. 65. Схема аппаратуры для
определения твердости при высоких
температурах на прессе Бринеля:
1 — плунжер; 2 — индентор; 3 — под¬
ставка для образца; 4 — державка
индентора; 5 — обмотка печи;
6 — хвостовик плунжера; 7 — при¬
жимной болт; 8 — трубка для тер¬
мопарыРис. 66. Прибор для испытания металлов на твердость
при температурах, до 1000° в вакууме (М. Г. Лозинский)рованной стали для испытаний при темпе¬
ратурах до 600—650° и из металлокерами¬
ческих сплавов или алмаза для испытаний
при 600—1000°. Алмазные шарики и кону¬
сы хрупки и часто растрескиваются при
резких изменениях температуры. Шарики
из победита, подвергнутые специальной хи-тока (5) гибкий. Интенсивность нагрева
соразца регулируют изменением силы тока,
подводимого от вторичной обмотки низко¬
вольтного трансформатора мощностью
6 кет.При испытании в нагретую поверхность
образца вдавливается алмазный индентор
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ1256 пирамидальной формы. Вертикальный
шток 7 соединяет индентор с грузом 8.Внутри рабочей камеры создается оста¬
точное давление от 10-4 до Ю-5 мм рт. ст.
Прибор позволяет измерять твердость ме¬
таллических сплавов без окисления их по¬
верхности при температурах до 1100°. Тем¬
пература образца контролируется тремя
термопарами 9, горячие спаи которых при¬
варены к образцу.Последняя, усовершенствованная конст¬
рукция такого прибора (ВИМ-1) имеет
шесть нагружающих штоков и позволяет
испытывать одновременно шесть образцов,
имеющих форму шайб (15X5 мм).При определении твердости допустимы
температурные колебания ±5°. Спай тер¬
мопары должен касаться образца, а еще
лучше — входить внутрь него. Индентор,
вводимый в печь перед самым испытанием,
без предварительного подогрева, вызывает
в месте вдавливания падение температуры
образца, что искажает истинные результа¬
ты по измерению твердости. Поэтому при
статических испытаниях необходимо преду¬
сматривать предварительный подогрев ин-
дентора.При динамических испытаниях твердости
нагреву можно подвергать только образец,Рис. 67. Схема динамиче¬
ского (ударного) испытания
на твердостьтак как индентор соприкасается с образ¬
цом очень короткое время и не успевает
его охладить.Принципиальная схема прибора для ди¬
намических испытаний на твердость с из¬
меряемой величиной ударной работы пока¬
зана на рис. 67. В некоторых конструкци¬
ях свободное падение груза Р с высоты h
заменено действием пружины.Проведение испытанийОсновными параметрами испытания «го¬
рячей твердости» являются температура,
продолжительность нагружения и величи¬
на нагрузки. Так как при высоких темпе¬
ратурах металлы становятся пластичны¬
ми, то фактор времени при испытании твер¬
дости получает большое значение; на
рис. 68 видно, что наиболее быстрое сни-Рис. 68. Зависимость числа твердости
НВ малоуглеродистой стали и диа¬
метра отпечатка от длительности вы¬
держки л од нагрузкой (при 500е)Таблица 19Величина нагрузки при испытании
на твердость в зависимости
от температуры1Испытуемый металлТемпературный
интервал испыта¬
ния, *СВеличина нагруз¬
ки, кГПродолжитель¬
ность нагруже¬
ния, сек.Красная медь20—300
>300700400Подшипниковыесплавы20—2001005-10Низколегирован¬
ные стали20—400400—6003000100010Быстрорежущаясталь20-60075010Высоколегирован¬
ные теплоустой¬
чивые стали20—700>70010005005-101 Диаметр шарика во всех случаях 10 мм.
126МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИжение твердости мягкой стали наблюдает¬
ся в начальном периоде. Аналогичный ха¬
рактер изменения твердости наблюдается
и при испытании высоколегированной ста¬
ли с той разницей, что температура ее
разупрочнения более высока. Продолжи¬
тельность выдержки под нагрузкой зави¬
сит от жаропрочных свойств данного ме¬
талла или сплава и от температуры испы¬
тания. Обычно выдержка составляет 30—
60 сек. При определении «длительной
твердости» выдержку доводят до несколь¬
ких часов. Для испытания жаропрочных
сплавов предложен метод «трех горячих
проб», при котором продолжительность вы¬
держки в каждом опыте увеличивается по
сравнению с предыдущим в 10 раз (ЗОсек.,5	мин. и 60 мин.).В зависимости от температуры испыта¬
ния выбирают различную нагрузку на ин-
дентор (табл. 19).Оценка результатовВеличины статической и динамической
твердости металлов при высоких темпера¬
турах связаны между собой переводными
формулами эмпирического характера. Та*
ковы, например, формулыd = Cw0’25; НВ = 7455 D3,где d — диаметр отпечатка при статичес¬
ком испытании; w — энергия удара; С —
константа; D — диаметр отпечатка при
динамическом испытании при до—0,7.Подсчитанные по этим формулам для
данного сплава при некоторой температу¬
ре переводные коэффициенты не могут
быть распространены на другие (более вы¬
сокие или низкие) температуры.Зависимость между кратковременной
(статической) и длительной твердостью
определяется индивидуальной жаропрочно¬
стью материала. Как правило, по кратко¬
временной твердости сплава нельзя судитьо	его длительной твердости. Сплав, обла¬
дающий относительно высокой кратковре¬
менной твердостью, может показать низ¬
кую твердость при длительных выдержках.10.	ИСПЫТАНИЯ
НА ТЕРМОСТОЙКОСТЬПод, термической усталостью
понимается склонность металла к образо¬
ванию трещин в результате чередования
нагревов и охлаждений. Сопротивление
металла термической усталости называется
термостойкостью (или устойчиво¬
стью против теплосмен) и обычно выража¬
ется числом циклов (нагрев + охлажде¬
ние) до появления трещин. Испытанию на
термостойкость подвергают преимущест¬
венно листовые материалы и реже массив¬
ные образцы.Схема установки для испытаний на тер¬
мостойкость листовых материалов приведе¬
на на рис. 69. На станине с горизонтальноперемещающимся ползуном 2, закреплены
в зажимных устройствах две пары испы¬
туемых образцов 1. Ползун 2 вместе с об¬
разцами перемещается при помощи ревер¬
сивного пневматического поршневого уст-г/ Д1	£7]\Р/з/7 'Г Г1 [1Рис. 69. Схема
установки дл'я
испытания на тер-
мостойкость плос¬
ких образцовройства 3, управление которым осуществи
ляется посредством двухходового клапа¬
на 4 с соленоидным приводом; период пе¬
ремещения— примерно 1 мин. В крайнем
левом положении ползуна оба правых об¬
разца нагреваются пламенем газовой го¬
релки 5, а после перемещения шатуна
вправо охлаждаются сжатым воздухом,
причем в это же время нагревается левая
пара образцов. Температуру регулируют
изменением подачи газа и воздуха к го¬
релке.Образцы для этих испытаний, квадрат¬
ные, размером 100 X 100 мм, вырезают уз¬
листа и в центре их пробивают отверстия
диаметром 15 мм, чтобы приблизить усло¬
вия испытания к условиям работы листо¬
вых материалов в изделиях.Недостаток рассмотренной установки, как
и некоторых других (например, установки
ВИАМ), — отсутствие жесткого крепления
плоских образцов по периметру, что отра¬
жается на характере их остаточной дефор¬
мации. Этого недостатка нет в установке
ЦНИИЧМ карусельного типа (рис. 70).Образцы периодически, через заданное
время, перемещаются электродвигателем 2
с реверсом 3 и шатунно-кулачковым уст¬
ройством 4. Листовые образцы 1 размером
120 X 120 мм с пятью отверстиями в цент¬
ре жестко закреплены (четырьмя болтами)
по углам в массивной двойной раме 5Г
прикрепленной траверсой 6 к ведущему ва¬
лу 7. Одновременно можно испытывать
шесть образцов, три из которых нагрева¬
ются, а три других — охлаждаются.Газовой стеклодувной горелкой 8 образ¬
цы нагреваются до заданной температуры
в течение 1 мин., после чего рама передви¬
гается в следующее положение и нагретые
образцы охлаждаются струей воздуха 9 до
заданной температуры также и течение-
1 мин.
ИСПЫТАНИЯ ПРИ ВЫСОКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ127Циклы повторяют до появления трещин
между центральными и боковыми отвер¬
стиями, что можно наблюдать под лупой
в процессе самого испытания.Температуру замеряют закрепленной в
образце гибкой хромель-алюмелевой термо¬
парой (нагрев до 950°), соединенной с ре-Рис. 70. Схема карусельной
установки с жестким креплением
плоских образцовгистрирующим самопишущим прибором
типа БГ1Л-09 или оптическим пирометром
(нагрев выше 900°). Разброс температуры
при нагреве и? охлаждении при испытании
параллельных образцов обычно не превы¬
шает ±2,5%.Другой способ испытаний на термостой¬
кость заключается в следующем.Из отрезков листов толщиной 0,6—1,6 мм
(площадью 150 X 150 мм) посредством гиб¬
ки и точечной сварки изготовляют пустоте¬
лые цилиндры с внутренним диаметром
50 мм и .монтируют их на вращающихся
шпинделях. Местный нагрев ведут при по¬
мощи восьми радиально расположенных
кислородно-ацетиленовых горелок. Пламя
ударяет о внутреннюю поверхность цилинд¬
ра на «расстоянии 'примерно 40 мм от тор¬
ца. Цилиндр вращается со скоростью1	об/мин, что предупреждает местный пере¬
грев. Температура нагрева регулируется в
пределах 800—1100°. Нагрев продолжает¬ся 5 мин., после чего следует охлаждение
на воздухе в течение 1 мин. Нагревы и
охлаждения повторяются до появления пер¬
вых видимых трещин. Таким образом, в ла¬
боратории испытывают листы толщиной0,6—1,6 ммтДля определения термостойкости прутко¬
вого материала обычно изготовляют куби¬
ческие или трехгранные образцы с заост¬
ренной кромкой и подвергают их много¬
кратным нагревам до высокой температуры,
чередующимся с быстрым охлаждением в
воде.В результате на кромках образцов воз¬
никают трещины, распространяющиеся в
глубь металла. Кроме того, образцы дефор¬
мируются, причем в случае перлитной, фер-
ритной и мартенситной стали кромки ку¬
бика выгибаются наружу, а в случае аусте-
нитной стали, наоборот, загибаются внутрь
Как и при испытании листового материа¬
ла, учитывают число циклов до появления
первых трещин.Экспериментальные данные наносят на
полулогарифмические графики в координа¬
тах t — IgN (рис. 71). По ординате чаще
всего откладывают максимальную темпера-Рис. 71. Результативный график темпе-
ратура -цикла — число циклов до разру¬
шениятуру цикла тмакс> а в некоторых случаях —
величину температурной разности At. В
обоих случаях при использовании полуло¬
гарифмических координат наблюдается пря¬
молинейная зависимость.При изучении влияния на термостойкость
различных факторов (толщина листового
образца, величина зерна и т. д.) строят
кривые зависимости числа циклов от дан¬
ного фактора.
128МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИГЛАВА 9МАКРО- И МИКРОАНАЛИЗ1.	МАКРОСКОПИЧЕСКИЙ АНАЛИЗ
(МАКРОАНАЛИЗ)Макроанализ заключается в определении
строения металла путем просмотра его по¬
верхности невооруженным глазом или под
лупой при небольших увеличениях — до
30 раз.Этот анализ не определяет подробностей
строения и часто является предваритель¬
ным видом исследования; однако он позво¬
ляет выбрать те участки, которые требуют
дальнейшего микроскопического исследова¬
ния. С помощью макроанализа можно опре¬
делить:1)	нарушение сплошности металла: уса¬
дочную рыхлость; газовые пузыри и рако¬
вины; трещины; пустоты, образовавшиеся в
литом металле; трещины, возникшие при
горячей механической или термической об¬
работке; флокены; пороки сварки (в виде
непровара, газовых пузырей, пустот);2)	дендритное строение и зону транскри¬
сталлизации в литом металле;3)	химическую неоднородность сплава
(ликвацию);4)	неоднородность строения сплава, выз¬
ванную обработкой давлением: полосча¬
тость, а также линии скольжения (сдвигов)
в наклепанном металле;5)	неоднородность, созданную термиче¬
ской или химикотермической обработкой.Поверхность, подлежащую макроанали¬
зу, изучают непосредственно (по виду из¬
лома) или шлифуют и подвергают травле¬
нию специальными реактивами. На шлифо¬
ванной поверхности не должно быть загряз¬
нений, следов масла и т. п., поэтому ее пе¬
ред травлением протирают ватой, смочен¬
ной в спирте. Подготовленный образец на¬
зывают макрошлифом.Большое значение для успешного выпол*
нения макроанализа имеет правильный вы¬
бор наиболее характерного для изучаемой
детали сечения или излома (см. ниже).Способы макроанализа различны в зави¬
симости от состава сплава и задач, стоя¬
щих перед исследователем.1.	Выявление дефектов, нарушающих
сплошность металла, флокенов, строения
литой и катаной стали. Для этой цели по¬
перечные макрошлифы (темплеты) подвер¬
гают глубокому и поверхностному травле¬
нию.Операцию выполняют в вытяжном шка¬
фу; макрошлифы вынимают из реактива
щипцами или рукой, защищенной резиновой
перчаткой.Для глубокого травления наиболее ши¬
роко применяют реактивы, приведенные в
табл. 1.После травления макрошлиф приобретает
рельефную поверхность с отчетливо види¬
мыми осями дендритов (литая сталь), лик-
вационной зоной и трещинами (если они
были в изломе или если в металле обнару¬
живались флокены).Для поверхностного травления чаще все¬
го применяют реактив Гейна, содержащий
(на 1000 мл воды) 53 г хлористого аммо¬
ния (NH4C1) и 85 г хлористой меди
(СиС12).При погружении макрошлифа в реактив
(на 30—60 сек.) происходит обменная реак¬
ция: железо вытесняет медь из водного ра¬
створа, и она оседает на поверхности шли¬
фа; на участках, недостаточно защищенных
медью (поры, трещины, неметаллические
включения), происходит травление. Затем
макрошлиф вынимают, слой осевшей меди
снимают ватой под струей воды и проти-Таблица 1Некоторые применяемые реактивы для глубокого травленияСоставреактиваСтальНС1(УД. В.
1,19), млHNO,
(УД. в.
1,48), млдвухромо¬вокислыйкалийвода, млРежимтравленияУглеродистая, марганцо¬
вистая, хромистая,
хромомолибденовая,
хромованадиевая5050оО1ОСО15—25 мин.Остальные легированные
конструкционные и ин¬
струментальные стали5050оО1"-*1S25—35 мин.Ферритная и аустенит-
ная стали, устойчивые
против коррозии10001002501000СП01Оо30—40 мин.
МАКРО- И МИКРОАНАЛИЗ129рают микрошлиф досуха, чтобы предохра¬
нить его от быстрого окисления на воздухе.Этот реактив хорошо выявляет характер
ликвации и полосчатость деформированной
стали, хуже структуру литого металла и
трещины, особенно вызванные флокенами.
Для последних целей более пригодны реак¬
тивы глубокого травления.2.	Определение химической неоднородно¬
сти. Для этой цели макрошлиф вырезают из
катаной или кованой стали в продольном
направлении.Распределение серы определяют
следующим образом (способ Баумана).
Фотографическую (бромосеребряную) оу-
магу на свету смачивают или выдерживают
5—10 мин. в 5%-ном водном растворе сер¬
ной кислоты и слегка просушивают между
листами фильтровальной бумаги для уда¬
ления излишнего раствора. После этого на
приготовленный макрошлиф укладывают
фотобумагу и осторожно, не допуская ее
смещения, проглаживают рукой или рези¬
новым валиком для удаления оставшихся
между бумагой и макрошлифом пузырьков
воздуха (пузырьки оставляют белые пятна
и маскируют результаты анализа). Фото¬
бумагу выдерживают на макрошлифе
2—3 мин.Сернистые включения (FeS, MnS), имею¬
щиеся в поверхностных участках металла,
реагируют с серной кислотой, оставшейся
на фотобумаге:MnS (FeS) + H2S04 H2S + MnS04 (FeS04).Образующийся сероводород непосредст¬
венно против очагов своего выделения воз¬
действует на кристаллики бромистого сереб¬
ра фотоэмульсии:H2S + 2 AgBr Ag2S +:2 НВг.Темные участки сернистого серебра, обра¬
зующиеся на фотобумаге, показывают фор¬
му и характер распределения сульфидов.Снятую с макрошлифа фотобумагу про¬
мывают под струей воды, фиксируют 20—
30 мин. в растворе гипосульфита, после че¬
го промывают примерно 10 мин. в воде и
просушивают.Если в стали и чугуне содержится повы¬
шенное количество фосфора, то он в от¬
дельных участках вследствие значительной
ликвации может также участвовать в реак¬
ции с бромистым серебром, образуя фосфи¬
ды серебра темного цвета.Определение ликвации углеро¬
да и фосфора. Для этой цели исполь¬
зуют указанный выше реактив: 85 г СиС12
и 53 г NH4CI (на 1000 мл воды).Способ определения ликвации фосфора и
углерода основан на неодинаковой трави-
мости участков с различным содержанием
зтих элементов. Участки, обогащенные уг¬
леродом и фосфором, окрашиваются в бо¬
лее темный цвет. Лучшие результаты до¬
стигаются для стали, содержащей до0,6% С. В стали с более высоким содержа¬
нием углерода осадок меди, выделяющийся
при травлении, плохо смывается с поверх*
ности шлифа.9	Металловедение (справочник), т. I3.	Определение неоднородности строения,
созданной обработкой давлением (полосча¬
тость). Направление волокон, созданное об¬
работкой давлением, хорошо выявляется
реактивом состава: 85 г СиС12 и 58 г NH4CI
(на 1000 мл воды), так как волокна метал¬
ла и особенно их пограничные участки, от-
личаюшиеся по структуре и содержанию
примесей, обладают неодинаковой трави-
мостъю.4.	Определение неоднородности в струк¬
туре, созданной термической и химико-тер¬
мической обработкой. Толщину закален¬
ного слоя устанавливают по виду изло¬
ма: он более мелкозернистый, а при закал¬
ке без перегрева — фарфоровидный. Чтобы
более точно установить толщину этого
слоя, образец шлифуют по излому (перпен¬
дикулярно оси) и травят в течение 3 мин.
в 50%-ном растворе соляной кислоты при
80°. Закаленный слой приобретает более
темную окраску.Наружный цементованный и за¬
калившийся слой также имеет в изломе
более мелкое зерно, а при выполнении це¬
ментации и закалки без перегрева — мато¬
вый фарфоровидный (шелковистый). По
толщине этого слоя судят о глубине цемен¬
тации.Более точно толщину цементованного слоя
можно определить шлифованием места
излома (перпендикулярно оси) и травлени¬
ем в реактиве состава 2 г C11CI2 2Н20 и1	мл НС1 на 100 мл спирта в течение 1—2	мин. Мягкая нецементованная сердцеви¬
на покрывается красноватым налетом ме¬
ди вследствие вытеснения ее железом из
реактива, а цементованный слой остается
нетронутым.Последовательность операции
макроанализа. При необходимости
полного макроскопического исследования, а
также определения нарушений сплошности
металла и дефектов строения целесообраз¬
но придерживаться следующей последова¬
тельности: сначала травить образец реакти¬
вом состава: 85 г СиС12 и 53 г NH4C1 (на
1000 мл воды) и полученные результаты
зарисовывать или фотографировать, а затем
снова шлифовать и определять распределе¬
ние серы по отпечатку на фотобумаге. По¬
сле этого производят глубокое травление
для определения нарушений сплошности и
флокенов.2.	МИКРОСКОПИЧЕСКИЙ АНАЛИЗ
(МИКРОАНАЛИЗ)В настоящем разделе рассматривается
анализ с помощью оптического микроскопа
(электронно-микроскопический анализ, см.
стр. 165).Область использования
микроанализаПри микроанализе однофазных спла¬
вов (обычно твердых растворов) и чи¬
стых металлов определяют величину зе¬
рен, их ориентацию, распределение дисло¬
130МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИкаций, а также выявляют признаки ден¬
дритного строения.Если однофазные сплавы состоят из впол¬
не однородных по составу зерен, то это
указывает на достижение равновесного со¬
стояния.Ориентировку кристаллов устанавлива¬
ют по так называемым фигурам травле¬
ния — геометрически правильным углубле*
ниям или выступам, ограненным кристалло¬
графическими плоскостями. Измеряя углы
между гранями или определяя направления
ребер, на фигурах травления можно уста¬
новить ориентировку каждого кристал¬
лита.Дислокации, представляющие особый вид
линейных дефектов кристалла (см. стр.
363), выявляются по специальным фигурам
травления — группировкам пятен травления.
Эти пятна связаны с более сильной трави-
мостью металла в области выхода скопле¬
ний дислокаций на поверхность, а также со
скоплением примесей, окружающих дисло¬
кацию. Для выявления пятен травления
применяются различные методы, зависящие
от природы металла и требующие особенно
тщательной подготовки поверхности микро¬
шлифа, исключающей механическое воздей¬
ствие. По расположению пятен травления
можно определить особенности тонкого
строения кристалла — размеры блоков и
степень их дезориентации. По числу пятен
можно в ряде случаев вычислить плот¬
ность дислокаций 1.В многофазных сплавах с помо¬
щью микроанализа можно установить не
только количество, форму и размеры вклю¬
чений отдельных фаз, но и их взаимное рас¬
пределение.Однако микроанализ не позволяет харак¬
теризовать структуру сплава, если избыточ¬
ные фазы еще не отделились от матрицы
или настолько мелки (субмикроскопиче-
ские), что не могут быть обнаружены с по¬
мощью оптического микроскопа. Именно
поэтому при использовании оптического
микроскопа нельзя, например, определить
строение стали после низкого отпуска или
дисперсионно-твердеющих сплавов, в кото¬
рых прошли только начальные стадии рас¬
пада.По площади, занимаемой каждой фазой
или структурной составляющей в поле зре¬
ния микроскопа, можно в ряде случаев оп¬
ределить весовое или объемное количество
этих фаз, если известен их удельный вес
(или удельный объем). Кроме того, если из¬
вестен состав каждой из фаз, можно при¬
близительно определить и состав изучаемо¬
го сплава. Такие расчеты только в том спу-
чае будут достаточно точными, если при¬1 Надо учитывать, что далеко не все пятна
травления являются следами выхода дислокаций.
Если пятно является выходом дислокаций, то
после электролитической переполировки шлифа
оно должно выявляться в том же месте. В ре¬
зультате пластической деформации или нагрева
пятна, выявляемые на поверхности шлифа пос¬
ле переполировки, должны изменить свое поло¬
жение.сутствующие фазы не слишком дисперсны и
находятся в значительном количестве.С помощью микроанализа можно устано¬
вить предшествующую обработку сплава
(находится ли он в литом состоянии или
подвергался пластической деформации и
термической обработке).Приготовление микрошлифовПод микроскопом рассматривают микро-
шлифы — специальные образцы металла,
имеющие шлифованную и полированную
гладкую поверхность, отражающую свето¬
вые лучи.Вырезка образцов. Если размеры детали
значительны' или трудно получить на ней
плоскую поверхность, необходимо вырезать
специальные образцы (темплеты).Выбор места вырезки образца и поверх¬
ности, по которой надо приготовить микро
шлиф, зависит от цели исследования и фор¬
мы детали.Микроструктуру литых металлов и
сплавов (в фасонных отливках) проверя¬
ют в различных сечениях — от самых боль¬
ших до минимальных, так как различные
участки обычно охлаждаются с различной
скоростью, а структура многих литейных
сплавав сильно зависит не только от соста¬
ва, но и от скорости охлаждения. В этих
случаях важно определить также направле¬
ние, по которому следует изготовлять мик¬
рошлиф. Часто выбирают плоскость, пер¬
пендикулярную поверхности отвода тепла,
чтобы можно было определить структуру в
периферийных и срединных слоях металла.Для изучения микроструктуры слитка
вырезают несколько образцов (темплетов)
таким образом, чтобы можно было опреде¬
лить изменение структуры по ряду попереч¬
ных сечений.При исследовании пластически де¬
формированного металла место
вырезки образца определяют по данным
макроанализа, с помощью которого выявля¬
ют направление течения металла и наибо¬
лее характерные участки детали. Если изде¬
лие подвергалось ковке или штамповке,
важно изучить участки наиболее сложной
гибки или большой вытяжки, а также объе¬
мы металла, на которые не распространя¬
лась деформация. Во всех этих случаях
микроструктуру исследуют главным обра¬
зом в направлении течения- металла, ре¬
же— и в перпендикулярном направлении.
Для изучения структуры крупных деталей
вырезают несколько образцов из разных
участков, что позволяет характеризовать
однородность строения металла.Структуру сплавов, прошедших терми¬
ческую обработку, проверяют в по¬
верхностных и в более глубоких слоях. При
оценке свойств сплавов, находящихся в не¬
равновесном состоянии, необходимо наряду
с микроанализом использовать и другие
методы исследования — прежде всего изме¬
рение твердости.
МАКРО- И МИКРОАНАЛИЗ131При исследовании причин разрушения
различных деталей в процессе эксплуатации
образцы для анализа вырезают вблизи ме¬
ста разрушения и в отдалении от него, что¬
бы определить отклонения в строении ме¬
талла. Кроме того, изучают структуру в
продольном и поперечном направлениях.Подготовка поверхности. Прежде всего
получают приблизительно плоскую поверх¬
ность (опиловкой, обработкой абразивами и
др.). Для удобства выполнения этой опера¬
ции образцы или помещают в специальный
зажим, состоящий обычно из двух пластин,
которые можно сдвигать и раздвигать, или
заливают в специальные легкоплавкие спла¬
вы, серу и т. п.1.Заливку производят следующим образом:
на металлическую или керамическую пла¬
стинку устанавливают круглую или квад¬
ратную оправку (из стали или латуни) и
внутрь оправки помещают образец таким
образом, чтобы подготавливаемая поверх¬
ность опиралась на пластинку. Затем жид¬
кую легкоплавкую массу заливают в оправ¬
ку.В настоящее время в лабораторной прак^
тике широко применяют более удобную,
чем заливка, запрессовку образцов в пласт¬
массу (полистирол, бакелит и т. п.).Шлифование. После получения приблизи¬
тельно плоской поверхности образец шли¬
фуют наждачной бумагой, которую- для
этой цели помещают на плоское основание
(обычно на стекло), или закрепляют с по¬
мощью зажимных колец, или наклеивают на
вращающийся круг.Шлифование проводят последовательно
наждачной бумагой различного сорта —
сначала крупнозернистой, а затем мелко¬
зернистой (табл. 2).При смене сорта бумаги изменяют (на
90°) направление движения образца по
наждачной бумаге или положение образца
относительно направления круга. Благода¬
ря этому лучше удаляются гребешки и ри¬
ски предыдущего шлифования. Частицы аб¬
разивного материала с поверхности образ¬
ца после шлифования удаляют обдуванием
воздухом или, лучше, (промывкой водой.При шлифовании очень мягких металлов
наждачную бумагу предварительно смачи¬
вают в керосине или натирают парафинОхМ
(например, при изготовлении микрошлифов
из алюминия), так как абразивные части¬
цы и металлические опилки могут легко
вдавливаться в поверхность шлифов.Вместо шлифовальных шкурок применя¬
ют также диски, на которые наносят абра¬
зивные порошки в виде водной суспензии.
Для крупнозернистого порошка используют
чугунные диски, для более тонкого — диски1 Для заливки используют\ наиболее легко¬
плавкие сплавы, так как многие изучаемые
сплавы изменяют структуру при нагреве. По
этой же причине при обработке микрошлифа,
например абразивным кругом, необходимо пре¬
дохранить его от излишне высокого нагрева,
для чего образец охлаждают специальными
жидкостями или периодически на воздухе или в
воде.из свинца или его сплавов и, наконец, из
канифоли и воска. На соответствующие ди¬
ски можно наносить микронные абразивные
порошки, позволяющие* резко сократить
продолжительность последующего полиро¬
вания, которое также можно вести на ди¬
сках.Таблица 2Характеристика и маркировка абразивных
материаловПринятые
обозначения*
по ГОСТПрежниеобозначенияРазмерабразивногозернамкШлифовальные порошки и шкурки1002150—12°1201125—10“1500105— 7°1800084- 6322000075- 53240000063- 42280—53— 2°320—42— 2°Микро порошкиМ2815 мин.28—20М2030 мин.20—14М1460 мин.14—10М10120 мин.10— 7М7240 мин.7— 5М5—5— 3,5* Для зеленых карборундовых бумажныхшкурок перед цифровым обозначениемуказываются буквы КЗ.Таблица 3Состав шлифовальных пастНаименование пастыОкись хромаОкись алюминияеЗО.(ЯСКчккЯСите0J Sн кОлеиновая кислотаКеросинСодаГОИ:грубая.86122средняя76—201,820,2тонкая72—241,820,2Хромоалюминие¬вая:грубая.373720321средняя353524321тонкая323230321
132МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙСуществуют также химико-механические
способы шлифования. Для этой дели слу¬
жат специальные пасты, в состав которых
(табл. 3), кроме абразивных материалов
(окись хрома и окись алюминия), входят
химически активные вещества, ускоряющие
процессы снятия и возобновления окиснои
пленки. Однако эти пасты следует приме¬
нять после грубого механического шлифова¬
ния образца на шкурках.Полирование. Оставшиеся после шлифова¬
ния мелкие риски удаляют полированием.
Применяют механический, химико-механиче¬
ский и электрохимический способы.1.	Механическое полирование производят
а а вращающемся круге 1 с натянутым или
наклеенным полировальным материалом
(фетр, бархат или тонкое сукно), на кото¬
рый непрерывно или периодически наносят
абразивное вещество с частицами очень ма¬
лых размеров (окись алюминия, окись же¬
леза, окись хрома и т. д.). Эти абразивные
вещества предварительно взмучивают в
воде, а затем поливают ими круг.Полировальный круг должен быть влаж¬
ным, а нажим образца на него незначитель¬
ным. Скорость вращения круга диаметром
250 мм 400—600 обу'мин.Микрошлифы из сплавов, имеющих тон¬
кие слои поверхностных гальванических по¬
крытий, диффузионные слои или твердые
включения различных фаз, рекомендуется
полировать алмазным порошком (размер
частиц ~2 мк), который наносят на диск,
покрытый тонким сукном, смазанным пара¬
фином.Полирование считается законченным, ког¬
да поверхность образца приобретает зер¬
кальный блеск и даже под микроскопом не
видны риски или царапины.2.	Химико-механическое полирование
производят полировальным кругом, на ко¬
торый вместе с абразивом наносят химиче¬
ские вещества, способствующие более бы¬
строй обработке.Для полирования черных металлов при¬
меняют также тонкие сорта шлифовальных
паст, а для полирования цветных и некото¬
рых редких металлов — травящие химиче¬
ски активные реактивы (например, раствор
желтой кровяной соли), которые ускоряют
процесс полирования, а в некоторых слу¬
чаях выявляют также микроструктуру без
специального последующего травления.3.	Электрохимическое полирование произ¬
водят, помещая образцы в электролитиче¬
скую ванну и присоединяя их к положи¬
тельному полюсу. Катодом обычно служит
пластинка из нержавеющей стали. Шлифо¬
ванную поверхность образца располагают
против катода. Примерные составы электро¬
лита, а также плотность тока на аноде ука¬
заны в табл. 4.Этот способ является наиболее быстрым и
совершенным, позволяет полностью избе¬
жать изменения структуры в поверхностном1 Интересный вибрационный метод ускоренного
полирования шлифов предложен в [1].слое образца и, кроме того, иногда выявляет
особенности микроструктуры, не обнаружи¬
ваемые после полирования механическим
способом и химического травления. Важное
преимущество электролитического полиро¬
вания — устранение наклепа поверхностных
слоев, который может образоваться при
шлифовании или механическом полирова¬
нии металлов (особенно при изготовлении
шлифов металлов невысокой твердости).Для сплавов, имеющих в структуре фазы,
не растворяющиеся в электролите при элек¬
трополировании, применяют комбинирован¬
ный метод, заключающийся в попеременном
электролитическом и механическом полиро¬
вании.Кроме того, при этом методе исключается
возможность выкрошивания хрупких твер¬
дых включений.После полирования, независимо от спосо¬
ба его выполнения, микрошлиф промывают
водой, затем, если сплавы окисляются, —
спиртом и просушивают фильтровальной
бумагой.Изучение микроструктурыИзучение микроструктуры начинают с
рассмотрения шлифа в нетравленом виде,
т. е. после полирования и промывки. В этом
случае в поле зрения микроскопа можно
заметить отдельные, обычно небольшие
темные участки. Это могут быть неметал¬
лические включения или мелкие поры.Неметаллические включения в стали и
чугуне вследствие их большой хрупкости,
могут частично или полностью выкроши-
ваться при шлифовании и полировании1.
Кроме того, эти включения обладают мень¬
шей отражающей способностью, чем метал¬
лы, и потому участки оксидов, сульфидов
и силикатов кажутся темными в поле зре¬
ния микроскопа.Количество и характер распределения не¬
металлических включений определяют срав¬
нением вида поверхности микрошлифа
(обычно при увеличении в 100 раз) со спе¬
циально разработанными шкалами вклю¬
чений (ГОСТ 1778—57).Природу включений устанавливают:1)	специальным травлением, вызывающим
растворение или окрашивание включений
(табл. 5);2)	по оптическим и другим свойствам
(табл. 6 и 7).Микропоры, представляющие собой углуб¬
ления в микрошлифе, также обнаружива¬
ются в виде темных участков. Чтобы отли¬
чить микропоры от включений, шлиф слегка
выводят из фокуса, поворачивая микромет¬
рический винт микроскопа, и снова наводят
на фокус; при этом края микропор в отли
чие от краев неметаллических включений то
сходятся, то расходятся.После просмотра шлиф подвергают трав¬
лению для выявления микроструктуры.1 Во избежание выкрошивания включений об¬
разцы часто подвергают предварительной за¬
калке.
МАКРО- И МИКРОАНАЛИЗ133Таблица 4Рекомендуемые составы электролитов и условия электролитического полированияооРежимМеталлСостав ванныса&н«вСиVс2й>нплотность
тока
а/дм2£SО)*ко,ссак чоМатериалкатодаВремяУглеродис¬
тая или низ¬
колегиро¬
ванная
стальХлорная кислота,мл	Уксусный ангид¬
рид, мл
Вода, мл .18576550304—750Железо или
алюминий4—10 мин .Доэвтек-тоиднаястальХлорная кислота,
мл . . .
Этиловый спирт,
мл .Вода, мл.7080013035250-40035—70Нержаве¬
ющая сталь15—30 сек.Заэвтек-тоиднаястальХлорная кислота,
мл . . .Этиловый спирт,
мл .2080035400-500110То же10—15 сек.Сталь
мартенситно-
го классаЛедяная уксусная
кислота, мл
Хромовый ангид-1351890-250204—6 мин.Быстроре¬
жущая стальРид, г
Вода, мл. . .
Хлорная кислота,
мл .257200Углероди¬
стая и ле¬
гированная
сталь
Нержаве¬
ющая стальЭтиловый спирт,
г мл .70016—3250—2205-15Нержаве¬
ющая сталь0,5-—1,5 сек.
10—15 »
20—30 »Нержаве¬
ющая сталь
типа 18-8Хлорная кислота,
мл .Этиловый спирт,
мл .Вода, мл.85800115■ 25-30150—600—То же—Ортофосфорная
кислота, мл
Глицерин, мл.
Вода, мл.42047015010015-20—8—15 мин.Жаропроч¬
ная сталь
типа
14-14-2Ледяная уксусная
кислота, мл
Хромовый ангид¬
рид, г
Вода, мл. .
Серная кислота
(уд. в. 1,84), %
Ортофосфорная
кислота, %
Хромовый ангид¬
рид, %Вода, %13325743403131870—80090-25040—50208—12►4—6 »
10
134МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИИПродолжение табл. 4ОоРежимМеталлСостав ванныТемпература,плотность
тока, а/дм2напряжение,
вМатериалкатодаВремяВысокохро¬мистаястальХлорная кислота,МЛ ,Ледяная уксусная
кислота, мл
Вода, мл.3010001020-3015-2024—26——БелыйчугунХлорная кислота,
млЭтиловый спирт,МЛВода, мл.8580011520-3050—600110—15—20 сек.Серый чугун
с шаровид¬
ным
графитомХлорная кислота,МЛЭтиловый спирт,МЛВода, мл.7080013020—3060—10010—15—15—20Серый чугунХлорная кислота,
млЭтиловый спирт,
млГлицерин, мл.Щавелевая кисло¬
та, % (вес.)70700100320—3030-401,5Кремнистиежелезо(выявлениедислокаций)Уксусная кислота,
млХромовый ангид¬
рид, г1332517—19Устанавливают¬
ся опытным
путем——Вода, мл.7НикельСерная кислота,
(конц.), мл.Вода, мл.39029035400—Никель4—6 мин.Хлорная кислота,
ч.1182030Нержаве¬
ющая сталь1 мин.Уксусная кислота,
ч.2Молибден
(спеченный,
литой или
сплавы
молибдена)Серная кислота,
(конц.), мл .Метиловый спирт,
мл1007002420—5012—18Нержаве¬
ющая сталь
или платина30—90 сек.Примечание. Электролиты,
нельзя повышать температуру ванны
в пластмассу.содержащие хлорную кислоту, взрывоопасны, поэтому
, энергично ее перемешивать, а также монтировать шлифы
МАКРО- И МИКРОАНАЛИЗ135Таблица 5Схема последовательного травления неметаллических включений [3, 16]Группа IСерые, очень темные или стекловидные включения
Травить 10 сек. в 10%-ном спиртовом растворе HN03
136МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙПродолжение табл. 5Группа IIЖелтые, рыжевато-коричневые и очень светлые включенияТравить 2 мкн. в щелочном растворе перманганата калия
(0,6 г перманганата калия, 20 г едкого натра, 100 мл воды)
МАКРО- И МИКРОАНАЛИЗ137Таблица 6Схема систематического определения включений под металломинроскопомНаблюдение не травленого
шли<ра 0 темной полеПрозрачные(просвечивают)Непрозрачные(темные)feO TlOt, ГеО МпО, reO Cq 03 ■ MnO;CrtOs;ГеО/ПД -,^ 03; Si02;^ тонких слоях	'силикатыFеО; FeO V2 03; FeSMnS;Humpudb/ и /yj Окрашенные ]уЗелеЬые красныеСлабо Докрашенные или	бесцветныевледнв-желтые Т 7^
или серо-зеленые БесцветныеНаблюдение в поляризованном |
едете I
	^		•иурме	у		или серо-зеленые оесцоетные / \™п°*\ \кмсгго,\ \ммпОМСгд\ \щ/1ожд\	\%eSiАнизотропные\розеткамиНаблюдение О
поляризованном
светеЛнизотрслмы* Изотропные
j	АнизотропныеНаблюдение
о светлом поле
(травление)МпОНаблюдение
б светлом
полеНаблюдение
в поляризо¬
ванном светеЙнизотроп-
■ые_Lп,о,ИзотропныеНаблюдение в
поляризован¬
ном светеЖелтые ,
до коричневыхНаблюдение в
светлом полеWa.$rcmeFeO.FeSMnS.
нитриды и
нарбонитридыНаблюдение в
светлом полеАнизотропные V-._LС тандартные
реактивы не
действуют гНаблюдение в
светлом полеЩ-кварц,flSOySLOi.rnijO^ZSiOzВытрадлива_-Нзотропные
глооули
шй кат, Правильные нрис- .* ЖДЪТ- ctpoWХимический,
темный крест nempozpatpu-
I	чески и ана-I карбонитриды\Розовые N. белые с
разных от- I розовым
' тенхов if оттенком
' Лимонно-, ль-
Гые крис¬
таллы
светло-се¬
рые с ро¬
зовым
оттенкомСерые мо¬
дули с ко¬
ричневым1 Проверка	I	Г	*щш\ %№° fcdbsi ев»Применяют следующие методы травле¬
ния, различающиеся по своему воздействию
на поверхность металла.Избирательное растворение металличе¬
ских или других фаз, а также их погранич¬
ных участков вследствие различия физи¬
ко-химических свойств. В результате обра¬
зуется рельеф и при наблюдении под мик¬
роскопом более сильно растворившиеся уча¬
стки из-за тени или более низкого коэффи¬
циента отражения (из-за растравленной, ше¬
роховатой поверхности) представляются бо¬
лее темными, а нерастворившиеся — более
светлыми.Для травления по этому способу шлиф
погружают полированной поверхностью в
растворы кислот, солей или щелочей
(табл. 8) на определенное время, продол¬
жительность которого устанавливается экс¬
периментально. Действие этих хим,ических
реагентов усиливается в условиях прило¬
женного электрического тока (электролити¬
ческое травление), что позволяет ускоренно
и более контрастно выявлять структуру
сплавов. Составы реактивов для электроли¬
тического травления даны в табл. 9.Травление реактивами, образующими на
поверхности шлифа осадки вследствие об¬
менных реакций между компонентами, вхо¬
дящими в состав фаз, и компонентами реак¬
тива. Толщина слоя осадков зависит от со¬
става или строения фаз, что позволяет
вследствие интерференции получить разную
их окраску при наблюдении под микроско¬
пом. Это особенно существенно при изуче¬
нии структуры многофазных сплавов, когда
обычные методы химического травления
недостаточно чувствительны.Для изучения структуры сплавов железа
рекомендуется применять насыщенные рас¬
творы надсерноватистых, кислосернокислых
и кислосернистокислых солей натрия или
калия. При использовании кислосернисто¬
кислого натрия на поверхности шлифа в за¬
висимости от концентрации раствора :и про-коричнебая коррозионные коричневая
пленка фигуры*	пленка\О U 20 30 ьо 50 6D 7Л 30 дп Юд
Растворение, % [объем н), 35 %
Насыщенного раствора бисульфатаРис. 1. График зависимости времени
травления от концентрации раствора
бисульфата с указанием оптимальных
условий травлениядолжительности травления либо образуется
коричневая пленка, либо на одних фазах
возникает темный налет, а другие остаются
светлыми (рис. 1). Этот метод травления
за счет обменных реакций позволяет выяс¬
нить: величину и ориентацию зерен; двой¬
ников; линий скольжений; карбидных вклю¬
чений и т. п.
138МЕТОДЫ ИТЯТЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙХарактерные признакиНазваниевключенияХимичес¬каяформулаКристаллическая
система и форма
выделения в
сталиРасположениеПолируе-мостьПластич¬ностьТвер¬достьHV1.ПростыеЗакись же¬
лезаДвуокиськремния:FeOКристаллическая
система—куби¬
ческая, в боль¬
шинстве случаев
в виде глобулей
(капель), после
деформации с
незначительным
оваломВ большин¬
стве случаев
беспорядочное,
иногда по
границам зе¬
рен; встреча¬
ется эвтекти¬
ческое
строениеХорошаяДефор¬мируют¬сяслабо430кварцSi02Кристаллическая
система гексаго¬
нальная, моди¬
фикации аирПлохая,выкра¬шивают¬сяНе де¬
форми¬
руютсяВысокаятридимитSi02Кристаллическая
система ромби¬
ческая, модифи¬
кации а, р, Y
Кристаллическая
система
а-кубическаяр-тетрагональнаяКристобаллитSi02БеспорядочноеСтеклоSi02Наблюдаются в
виде глобулей
(капель) различ¬
ных размеровХорошаяНе де¬
форми¬
руются700Окись алюми¬
ния (корунд,
глинозем)A1203Кристаллическая
система триго-
нальная. Наб¬
людаются в боль¬
шинстве случаев
в виде мелких,
редко в виде
крупных зерен
неправильной
формы
Кристаллическая
система, куби¬
ческая, обычно
в виде октаэдров.Наблюдаются
в виде кристал¬
лов неправиль¬
ной формыВ большинстве
случаев
группами,
после дефор¬
мации строч¬
камиПлохая,
выкра¬
шивают¬
ся, ос¬
тавляя
хвостыТо жеИсклю¬
читель¬
но вы¬
сокаяЗакисьмарганцаMnOРасполагают¬
ся группамиХорошаяДефор¬мируют¬сяслабо280
МАКРО- И МИКРОАНАЛИЗ13ЭТаблица 7включений [16, 21]Оптические свойстваОтража¬тельнаяспособ¬при обыкновенном
светепри поляризо¬
ванном светепри прохожденииностьв светлом
полев темном
полесвета после
выделенияХимическиесвойстваокислыСредняяОченьнизкаяТо жеНизкаяНизкаяЦвет
серый со
слабо-ко¬
ричневым
оттенкомЦвет тем¬
но-серыйЦветтемныйЦвет тем¬
но-серыйТемно-се¬
рые шарики
с блестя¬
щей точ¬
кой в цен¬
тре и
кольцевым
отсветомЦвет
темно-серый
с фиолето¬
вым оттен¬
комЦвет
темно-се¬
рый, иногда
заметны
внутренние
изумрудно¬
зеленые
отсветыСовершенно
непрозрач¬
ны (обычно
темнее, чем
основной
фон). Ок¬
ружены
тонкой све¬
тящейся
линиейПрозрачны,бесцветныПрозрачны,бесцветныИзотропныПрозрачны,бледнова¬то-желтогоцветаВ тонких
слоях проз¬
рачны,
собствен¬
ный цвет
изумруд¬
но-зеленыйЯрко анизо¬
тропныАнизотроп¬ныИзотропныАнизотропныИзотропны,
показывают
резко выра¬
женное харак¬
терное явление
темного
крестаПрозрачны,
анизотропны.
Эффект ани¬
зотропии про¬
является сла¬
бо, особенно
у мелких
включенийИзотропны-,
в тонких
слоях прозрач¬
ны, цвет
зеленыйНепрозрачны,
лаблюдаются в
виде темных
шариковБесцветны, ани¬
зотропны;Nl = 1,5442
N g= 1,5533
Бесцветны;N а=\ ,481;
1,479;=1,478Бесцветны;
N= 1,486
Бесцветны:N 0=\,487
Ne=\ ,484
Бесцветные ша¬
рики; при нали¬
чии примесей
других окислов
цвет может быть
различный.
N=1,458 (изме¬
няется в зависи¬
мости от примеси
других окислов)
Прозрачны,
бесцветны. В за¬
висимости от
примесей приоб¬
ретают цвет от
светло-желтого
до серо-голубого.
N0=1,7681*
А^=1,7599В тонких слоях
прозрачны, цвет
изумрудно-зеле-
ный. N=2,19Вытравливаются;
3%-ной H2S04
насыщенным
раствором SnCl2
в спирте; 10%-ной
НС1; кипящим
раствором КМп04
в 10%-ной H2S04
и 5% -ной CuS04Вытравливаются
20%-ным спирто¬
вым раствором
HF; 5%-ным
раствором CuS04Стандартные
реактивы не ра¬
ботаютВытравливается:
насыщенным
раствором SnCl2
в спирте;
20%-ным раст¬
вором HF в
спирте;100/-ной НС1;
140МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИНазваниевключенияХимичес¬каяформулаКристаллическая
система и форма
выделения в
сталиРасположениеПолируе-мостьПластич¬ностьТвер¬
дость
Н УОкисьхромаСГ2О3Алюминат-герцинитжелезнаяшпинель)Твердый
раствор
окислов
железа и
марганцаFeO-MnOХромитыВанадитыFe0-Cr203FeO« V203Кристаллическая
система ром¬
бическая в виде
шестигранников,
треугольниковБеспорядоч¬ноеПлохаяНе де¬
форми¬
руютсяF еО • AI2O31500КристаллическаяВ большинст¬Плохая,Не де¬система—кубичес¬ве случаевлегкоформи¬кая, в большин¬группами ивыкро-руются,стве случаевв видешивают-хрупконаблюдаются встрочексяразру¬виде мелкихшаютсязерен неправиль¬ной формыКристаллическаяВ большинст¬Хоро¬То жесистема—куби¬ве случаевшая, неческая. Обычногруппамивыкро-наблюдаются вшивают-виде октаэдров;сяпри большомсодержании МпОкристаллы непра¬вильной формы.При большемсодержании FeOможет встречатьсяв виде глобулей(капель)КристаллическаяПреимущест¬ХорошаяСлабосистема—куби¬венно группа¬дефор¬ческая, наблюда¬ми и в видемиру¬ются в видестрочекютсякристаллов пра¬вильной формы:шестигранников,треугольников,квадратов, ром¬бов и т. д.КристаллическаяПреимущест¬ПлохаяНе де¬система—куби¬венноформи¬ческая, наблю¬группамируютсядаются в видекристалловправильнойформы2. СложныеОчень
высокая440568930
МАКРО- И МИКРОАНАЛИЗ141Продолжение табл. 7Оптические свойстваОтража¬тельнаяспособ¬при обыкновенном
светепри поляризо¬
ванном светепри прохожденииХимическиесвойстваностьв светлом
полев темном
полесвета после
выделения20%-ным NaOH
при длительном
травлении раст¬
вором КМп04 в
H2S04—Цвет серыйНепрозрач¬Анизотропны;Прозрачные.Стандартныес фиолето¬
вым
оттенкомны; в очень
тонких
слоях име¬
ют зеленую
окраскув очень тон¬
ких слоях
имеют зеленую
окраскуN0=2,5реактивы
не действуютокислыЦвет тем-В тонкихИзотропны,В тонких слояхСтандартныено-серыйслоях про¬
зрачны,
цвет серо¬
зеленыйпрозрачны,
цвет серо¬
зеленыйпрозрачны,
цвет зеленоватый;
N=1,8реактивы не
действуюткСО*5соЦвет изме¬
няется с
повышением
содержания
МпО от
серого до
серо-фио-
летового с
красным
отсветом в
ценгре
включенияПрозрачны;
прозрач¬
ность уве¬
личивается
с увеличе¬
нием содер-
жения МпО.
Собствен¬
ный цвет
кроваво-
красный
с различ¬
ными от¬
тенкамиИзотропны,
прозрачны:
цвет оранже¬
во-красный с
различными
оттенкамиВытравливаются:
3%-ной H2S04;насыщенным
спиртовым раст¬
вором SnCl2;
10-ной НС1;
20-ным спиртовым
раствором HF;
раствором КМп04
в 10%-ной H2S04
Щелочный пик-
рат натрия и
20%-ный NaOH
окрашивают
включенияЯDCЦвет серый
со слабым
фиолето¬
вым оттен¬
комВ очень
тонких сло¬
ях прозрач¬
ны, цвет
красный,
красно-ко¬
ричневый
до темного
в толстых
слояхИзотропныВ тонких слоях
прозрачны.
Цвет от красного
до коричневого;
N=2,12Вытравливаются:
раствором 1 г
КМп04 в 100 см2
10%-ной H4S04.
Остальные стан¬
дартные
реактивы не
действуютЦвет
светло-се¬
рый с ро¬
зовым
оттенкомНепрозрач¬
ны, по кра¬
ям окай¬
млены
светящей¬
ся линиейИзотропныВытравливаются:
2%-ным NH4C03;
5%-ным Сг203
(при длительном
травлении),
10%-ным раство¬
ром хромовой
кислоты
142МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИИНазваниевключенияХимическаяформулаКристаллическая
система и форма
выделения в сталиРасполо¬жениеПолируе-мостьПластич¬ностьТвер¬достьHVИльменит(криптонит)Fe0-Ti02Кристаллическая
система — квадрат¬
ная. Наблюдаются
в виде мелких
кристаллов непра¬
вильной формыГруппами или
по одиночкеХорошаяТо же6303. СилиСиликаты2Fe0-Si02КристаллическаяСлучайнаяХорошаяДеформи¬—железа —система — ромби¬руютсяфайялитческая. В кристал¬слаболической формевстречаются редко,главным образомв виде стеклаглобулярнойформыСиликатымарганца:тефроит2Mn0-Si02КристаллическаяДеформи¬—система — ромби¬руютсяческая. Встречает¬хорошося главным обра¬зом в глобулярнойформеМетасили¬Mn0*Si02КристаллическаяТо же—кат—родо¬система —триклин-нитная, встречаетсяглавным образомв глобулярнойформе в видестеклаСложныеnFeO*В большинствеСлучайныеХорошаяДефор¬—силикаты• mMnO*случаев в видемируютсяжелеза и• pSi02стекла глобуляр¬хорошомарганцаной формы.Алюмоси¬ликаты;муллит3Al203-2Si02КристаллическаяВ большинствеПлохаяНе де¬—система—ромбиче¬случаев груп¬форми¬ская, кристалли¬памируютсязуется часто в ви¬де призм и игл* Твердость не определялась.
МАКРО- И МИКРОАНАЛИЗ143Продолжение табл. 7Оптические свойстваОтража¬тельнаяспособ¬ностьпри обыкновенном
светесветломполев темном
полепри поляри¬
зованном светепри прохождении
света после
выделенияХимическиесвойстваНизкаяЦвет серый
с фиолето¬
вым оттен-В тонких
слоях про¬
зрачны, раз¬
личного цве¬
та: розового,
бурогоАнизотропныВ тонких слоях
прозрачны, раз¬
личного цвета; бу¬
рого, желтого,
фиолетового;
N0=2,567;
N*=2,8415Вытравливается
5%-ным водным
раствором CuSOjкатьгСредняяНизкаяЦвет темно¬
серый; гло¬
булярные
с кольцевым
отсветом и
блестящей
точкой
в центреЦвет темно¬
серыйТо жеЦвет темно¬
серый с
кольцевым
отсветом и
блестящей
точкой в
центре. При
большом со¬
держании Si
и Мп видны
«розетки»
темного
цветаЦвет темно¬
серыйПрозрачны,
цвет от
светло-жел¬
того до ко¬
ричневогоПрозрачны,
цвет от ро¬
зового до
коричневогоПрозрачны,
цвет от ро¬
зового до
бесцветногоПрозрачны,
цвет янтар-
но-желтый,
«розетки»
кажутся вы¬
пуклымиПрозрачны,бесцветныАнизотропны,
прозрачны. В
форме стекла
изотропныАнизотропны,
в форме стекла
изотропныВ форме стекла
изотропныВ форме стекла
изотропны, на
некоторых
включениях с
большим* содер¬
жанием Si на¬
блюдается тем¬
ный крестАнизотропны,прозрачны,бесцветныПрозрачны, цвет
от светло-желтого
до коричневого;
Nd = 1,886;
Nm= 1,887;Np = 1,835Прозрачны, цвет
от розового до
коричневого;
Nd = 1,785;
Nm = 1,807;Np = 1,820
Nd= 1,739;Np = 1,733Прозрачны, бес¬
цветны; Л^=1,654;
Nm=1,644;
Np = 1,642Вытравливаются:
щелочным пикра-
том натрия; спир¬
товым раствором
плавиковой кис¬
лотыНикакие кислоты
не действуют
144МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИНазваниевключенияХимическаяформулаКристаллическая
система и форма
выделения в сталиРасположениеПолируе¬
мо стьПластич¬ностьТвер¬достьHVСилиманитAl2OSiOaКристаллическая
система — ромби¬
ческая, кристал¬
лизуется часто в
виде призм и иглВ большинстве
случаев груп¬
памиПлохаяНе де¬
форми¬
руются—СпессартинЗМпО-
• А120з-
•2Si02Кристаллическая
система — куби¬
ческаяАльманлин3Fe0-Al203-
• 2SiOsТо же4. СулъСульфидFeSКристаллическаяСлучайное какХорошаяЛегко де¬—железасистема — гекса¬внутри, так иформиру¬гональная, встре¬по границамются, вы¬чаются обычно взерен в видетягивают¬виде глобулейсеткися в нап¬(капель) илиравленииэвтектикидеформа¬цииСульфидMnSКристаллическаяСлучайноеТо же—марганцасистема — кубиче¬ская, встречаютсяглавным образомв виде кристалловпрямоугольнойформыСульфидFeS-MnSВстречаются глав¬Случайное как—железа иным образом ввнутри, так имарганцавиде глобулей илипо границам(твердыйэвтектикизерен металлараствор)5. HumНитридTiNКристаллическаяРасполагаютсяПлохаяНе де¬Высо¬титанасистема—кубиче¬
ская. Наблюда¬
ются в виде кри¬
сталлов правиль¬
ной формы: квад¬
ратов, прямо¬одиночно,
группами или
цепочкойформи¬руетсякаяугольниковТо жеТо жеТо жеКарбонит-Ti (CN);То же»риды титана(TiC-TiN);(цианонит-[Ti2(CN2)]риды)♦ Твердость не определялась.
МАКРО- И МИКРОАНАЛИЗ145Продолжение табл. 7Оптические свойстваОтража¬тельнаяспособ¬ностьпри обыкновенном
светепри поляри¬при прохождениив светломв темномзованномсветесвета после
выделенияполеполеХимическиесвойстваНизкаяЦветтемно¬серыйТо жеПрозрачны,бесцветныАнизотропны,прозрачны,бесцветныИзотропныNd= 1,677;Nm = 1,670;Np = 1,657-r 1,661Цвет бледно-
зеленый;N = 1,800
Цвет темно-крас¬
ный до коричне¬
вого; N = 1,830Никакие кислоты
не действуютТо же(pudu*Средняя !Цвет светло-
желтый; пос-
че длитель¬
ного пребы¬
вания на
воздухе мо¬
жет изме¬
няться доНепрозрач¬
ны, окаймле¬
ны тонкой
светящейся
линиейЯрко анизо¬
тропны, непро¬
зрачны, бледно-
желтого цветаНепрозрачны,анизотропныВытравливаются
3%-ной H2SO1;
10%-ной НС1;
раствором КМп04
в 10%-ной H2SO4коричневого
Цвет серо¬
голубойПрозрачны,
цвет серо¬
зеленыйИзотропны,прозрачныПрозрачны, цвет
серо-зеленыйВытравливается
слабыми кисло¬
тами
(5—10%-ными)Цвет изме¬
няется в за¬
висимости
от содержа¬
ния MnS—от
серо-голубо¬
го до светло-
желтогоНепрозрач¬ныИзотропны,непрозрачныНепрозрачныВытравливаются:
3%-ной H2S04;
10%-ной НС1;
20%-ным раство¬
ром хромовой
кислотыридыВысокаяЦвет от
светло-
желтого до
розовогоНепроз¬рачныI Изотропны,
непрозрачныНепрозрачныСтандартные
реактивы
не действуютЦвет—от ро¬
зового с фи¬
олетовым
оттенком дс
фиолетово¬
сиреневого
в зависимо¬
сти от содер
жания угле
родаТо же>То жеТо же1То же10 Металловедение (справочник), т. I
146МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙНазваниевключенияХимическаяформулаКристаллическая
система и форма
сталиРасположениеПолируе-мостьПластич¬ностьТвер¬достьНУНитридцирконияZrNКристаллическая
система — куби¬
ческая. Наблю¬
даются в виде
кристаллов пра¬
вильной формы:
квадратов, пря¬
моугольниковРасполагаются
одиночно, груп¬
пами или
цепочкойХорошаяНе де¬
форми¬
руется280НитридванадияVNКристаллическая
система — куби¬
ческая. Наблю¬
даются в виде кри¬
сталлов правиль¬
ной формыРасполагаются
поодиночно
или группами>То жеПри травлении в насыщенном растворе
надсернокислого натрия (гипосульфита),
которое можно ускорить, добавив на по¬
верхность шлифа кристаллик кислосерно¬
кислого калия, четко выявляется карбидная
фаза в виде светлых участков, тогда как
a-фаза покрывается слоем сернистого желе¬
за и поэтому имеет темный цвет.Травление методом окисления, или теп¬
ловое травление. При травлении по этому
методу полностью подготовленный шлиф на¬
гревают в окислительной атмосфере. Вслед¬
ствие образования различной по толщине
или составу окисной пленки разные фазы
приобретают под микроскопом различную
окраску (интерференционный эффект). Тем
пература нагрева шлифов зависит от соста¬
ва сплава. Так, высокохромистые сплавы
нагревают примерно до 500°, быстрорежу¬
щие стали — до синего цвета побежалости
В последнем случае шлиф перед нагревом
рекомендуется протравить в растворе: 25 мл
HN03 (уд. в. 1,48), 50 мл НС1 (уд. в. 1,19),
12 г К2СГ2О7 и 25 мл воды. Реактив выдер¬
живают 24—48 час.; продолжительность
травления — 1—2 сек.Тепловое травление позволяет дифферен¬
цированно определять присутствующие фа¬
зы, которые не выявляются обычными мето¬
дами химического травления.Методом окисления также устанавливают
размеры зерна аустенита в стали после на¬
грева шлифа в электрической печи в тече¬
ние 3 час. при 950° и последующего охлаж¬
дения (лучше в воде). В результате легкой
шлифовки и полировки с поверхности зерен,
выходящих на плоскость шлифа, снимается
слой окислов, тогда как по границам быв¬
ших зерен аустенита из-за более сильного
окисления сохраняется сетка окислов.Травление методом избирательного испа¬
рения фаз в вакууме. При нагреве в высо-Рис. 2. Схема установки для исследования струк¬
туры в вакууме [21]:I	— образец; 2 — неподвижный контакт; 3 — под¬
вижный контакт; 4 — водоохлаждаемые электро¬
ды; 5 — термопара; 6 — милливольтметр; 7 — пли¬
та; 8 — стенки вакуумной камеры; 9 — шторка для
защиты смотрового стекла; 10 — смотровое стекло;II	— рукоятка для поворота шторки; 12 — транс¬
форматор накала; 13 — осветитель микроскопа;
14 — коллектор; 15 — диафрагма; 16 — плоско-на-
раллельная пластинка; 17 — объектив; 18 — микро¬
скоп; 19 — окуляр; 20 — призма; 21 — окуляр ви¬
зуального наблюдения; 22 — фотокамера
МАКРО- И МИКРОАНАЛИЗ147Продолжение табл. 7Оптические свойстваОтража¬тельнаяспособ¬при обыкновенном
светеприпри прохожденииХимическиесвойстваностьв светлом
полев темном
полеполяризованномсветесвета после
выделенияВысокаяЦвет—
лимонно¬
желтыйНепроз¬рачныИзотропны,непрозрачныНепрозрачныВытравливается:
20%-ным NaOH;
щелочным раство¬
ром пикрата нат¬
рия; 20%-ным
раствором HFОченьвысокаяЦвет—
белый с
Зледно-ро-
зовым от¬
тенкомТо жеТо жеТо жеком вакууме (10~5 мм рт. ст.) происходит
избирательное испарение и возникает рель¬
еф, который позволяет без дополнительного
травления наблюдать структуру металла
или непосредственно при температуре нагре¬
ва, или после нагрева и охлаждения.Избирательное испарение является след¬
ствием различного физико-химического со¬
стояния разных фаз и границ зерен. Более
интенсивное испарение по границам зерен
объясняется наличием примесей, иным атом¬
ным строением и действием пограничных на¬
пряжений.Для наблюдения структурных изменений
* вакууме Н. Т. Гудцов и М. Г. Лозинский
разработали соответствующую методику ис¬
следования и оригинальную аппаратуру.С помощью установки конструкции
Л. Г. Лозинского (рис. 2) можно успешно
наблюдать рекристаллизацию непосредст¬
венно в процессе нагрева, а, кроме того,
при некотором видоизменении схемы
(рис. 3), также структурные изменения в
процессе пластической деформации образца
при нагреве под действием нагрузки, прило¬
женной извне.Для этих опытов используют образцы
плоской формы, боковая поверхность кото
Заранее" отполирована. Если в спреде-
ленных местах шлифа нанести отметки (н
пример, отпечатки от алмазной пирамиды от
прибора микротвердость), то можно изучать
локальный характер процесса
например в объеме зерна или на границазерен.Катодное травление. Образец устанавли¬
вают в специальной герметически закрытойкамере (рис. 4) и подвергают бомбарди¬
ровке положительно заряженными иона“и
тяжелых инертных газов. При бомбарди
ровке происходит очистка поверхности об¬разца, который является катодом, и изби¬
рательная возгонка различных фаз. После
катодного травления на поверхности шлифа
не образуется никаких поверхностных пле¬
нок, поэтому указанный метод можно при¬
менять для металлографического и особен¬
но электронномикроскопического исследова¬
ния сплавов.Методом катодного травления изучались
структурные изменения ряда сплавов на ни¬
келевой и медной основе на ранних стадиях,
процесса старения.Осаждение магнитного порошка. Метод
основан на притягивании частиц ферромаг¬
нитного порошка (в виде коллоида) к полям-
рассеяния, создаваемым доменами ферро¬
магнитной фазы сплава. Таким образом,
оказывается возможным разделять участки
ферромагнитной и пара- или диамагнитной
фаз. Это особенно важно в тех случаях,
когда химические свойства указанных фаз
из-за близкого (или равного) химического
состава практически одинаковы и обычные
методы травления неэффективны. Важная
область использования магнитного метода —
исследование структуры аустенитных спла¬
вов, где возможно выделение ферритной фа¬
зы, а также изучение структуры закален¬
ной и отпущенной стали, когда наряду с
a-твердым раствором может быть и аусте-
нит. При небольших количествах ферромаг¬
нитной фазы этот метод более чувствителен,
чем измерение намагниченности насыще¬
ния.Ферромагнитный порошок, обычно магне¬
тит, наносят на поверхность шлифа в соста¬
ве магнитной пасты высокой чувствительно¬
сти, изготовляемой по рецепту, разработан¬
ному Н. И. Ереминым. Кроме магнетита,
паста содержит канифольный олеат калия,
а также персиковое масло и черную тушь.
148 -МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИТаблица 8Реактивы для микроисследования структуры стали и чугуна [3—7, 14, 17—19]Наименование реактиваСостав реактиваНазначение п особенностипримененияДля травления углеродистых, низколегированных сталей и чугунаСпиртовой раствор
азотной кислоты (реак¬
тив Ржешотарского)Спиртовой раствор
пикриновой кислоты (ре¬
актив Ижевского)Раствор соляной и пи¬
криновой кислотСпиртовой раствор
азотной кислоты и орто¬
нитрофенолаРаствор цефиранхло-
ридаРаствор пикриновой
кислоты в эфиреРаствор азотной
ляной кислоти со-Азотная кислота (уд. в.1,42), мл 	I—5Этиловый или метиловыйспирт, мл 	ЮОПикриновая кислота (крис¬
таллическая)» г 	4Этиловый или метиловый
спирт, мл	ЮОСоляная кислота (уд. в.1.19),	мл 	 3Пикриновая кислота, г	4Вода, мл 	 100После травления осветлениеповерхности шлифа пленкой
ацетата целлюлозы
Азотная кислота (4%-ный
раствор в этиловом спир¬
те) 	1ч.Ортонитрофенол (насыщен
ный раствор в этиловом спир¬
те) 	3 ч.Пикриновая кислота, г	50Этиловый спирт, мл	250Алкилдиметилбензиламмоний
хлорид	(цефиранхлориц),мл 	10Вода, мл 	240Пикриновая кислота, г	25Эфир, мл	200Вода, мл	 100После взбалтывания и вы¬
держки в течение суток, трав¬
ление 5 мин. Отбеливание в
5%-ном растворе целлюлозы в
ацетоне; снятие целлюлозной
пленки через 5—15 мин.
Азотная кислота (уд. в.1,48), мл 	 25Соляная кислота (уд. в.1.19),	мл 	 50Двухромовокислый калийг 	12Вода, мл 	25Реактивы окрашивают пер¬
лит в темный цвет, выявляют
границы зерен феррита, струк¬
туру мартенсита и продуктов
отпуска. Применяются также
для выявления структуры азо¬
тированной и цементованной
стали. С увеличением количест¬
ва азотной кислоты возрастает
скорость травления. Продолжи¬
тельность травления от не¬
скольких секунд до минуты
Для выявления границ зерен
в закаленной сталиДля раздельного выяснения
структурных составляющих за¬
каленной стали: мартенсита,
троостита, остаточного аусте¬
нита и карбидов	]Для выявления пограничных1
изменений, например при от-|
пускной хрупкости. Шлифы |
ДОЛЖНЫ быть свободны ОТ По' !
верхностного наклепа и дефек¬
тов
То жеПогружать только поверхность.
Температура не выше 20°; ис¬
пользование не более чем че¬
рез 24 часа после приготовле¬
нияДля выявления величины
зерна в закаленной стали. Трав¬
ление в реактиве, выдержанном
24—48 час; время травления —1—2 сек.Раствор азотной и со¬
ляной кислот в глицери¬
неДля травления высоколегированных сталейАзотная кислота (уд.1,42), млСоляная кислота (уд. в.1,19), мл 	20—30Глицерин, мл 			30в. | Для выявления структуры
10 высокохромистой, быстрорежу
щей и аустенитной марганцови*
стой стали в закаленном состо¬
янии рекомендуется произво¬
дить попеременное травление и
полирование
МАКРО- И МИКРОАНАЛИЗПродолженнд табл. 8Наименование реактиваСостав реактиваНазначение и особенностипримененияЦарская водкаРаствор щавелевой
кислотыСолянокислый раствор
хлорного железаРаствор хромовой и
соляной кислотСолянокислый раствор
медного купоросаРаствор хромпика в
соляной и азотной кис¬
лотеСоляная кислота (уд. в.1,19) 	 3 ч.Азотная кислота (уд. в.
1,48)	1 ч.Щавелевая кислота, г	10Вода, мл 	100Хлорное железо, г5Соляная кислота(уд.в.1,19),. «ил	.50Вода, мл 		100Соляная кислота(уд.в.1,19), мл	.50Хромовая кислота (10%-ная).50Сернокислая медь,г ....10Соляная кислота(уд-0.1,19), мл50Вода, мл .,	.50Соляная кислота(уд.в.1,19), мл 	. 45Азотная кислота(уд-в.1,56), мл 		. 5Двухромовокислый\гкалий,1Для выявления структуры
нержавеющих сталей и спла¬
вов. Перед употреблением ре¬
актив надо выдержать 20-
30 час.Для выявления карбидов и
основной структуры аустенит-
ной нержавеющей стали. Трав¬
ление производится электроли¬
тическим методом; анодом яв¬
ляется шлиф, а катодом плас¬
тинка нержавеющей стали. На¬
пряжение 3—6 вДля исследования структуры
высоконикелевой нержавеющей
аустенитной сталиДля выявления структуры
термически обработанной аус¬
тенитной сталиДля выявления структуры
сложнолегированной аустенит¬
ной сталиДля выявления структуры
сплавов типа нимоникДля выявления карбидов фосфидов, вольфрамидовЩелочной раствор пи-
крата натрияЩелочной раствор
красной кровяной солиПикриновая кислота, г	2Едкий натр, г		25Вода, мл		100Красная кровяная соль,г 	10Едкое кали, г 	10Воца, мл	100Для выявления цементита,
который окрашивается в тем¬
ный цвет; карбиды хрома и
вольфрама не окрашиваются.
Реактив применяется в кипя¬
щем состоянии
Применяется в горячем со¬
стоянии для выявления хроми¬
стых карбидов, вольфрамидов
в быстрорежущей и других
сталях. Этот же реактив вы¬
являет фосфиды в фосфидной
эвтектике. Фосфид окрашива¬
ется в темный цветДля выявления линий напряженийСолянокислый раствор
хлорной медиСоляная кислота, мл	40Хлорная медь, г 	5Вода, мл 	30Этиловый спирт, мл 	25Для выявления напряжений
и дисперсионного твердения
стали. Реактик применяется на
холоду. Время травления до
10 сек.
150МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИТаблица 9Реактивы для электролитического травления шлифов [2, 3, 4, 5, 6, 7, 14, 15]Наименование реактиваСостав реактиваНазначение и особенностипримененияЩелочной раствор пи¬
криновой кислотыСолянокислый раствор
хлорного железаРаствор щавелевой ки¬
слотыРаствор хромовой ки¬
слотыРаствор азотной ки¬
слотыРаствор едкого натраРаствор азотной и ук¬
сусной кислотПикриновая кислота, г	2Едкий натр, г 	20Воца, мл	100Хлорное железо	0,5Соляная кислота (уд. в.1,19), г	 1Метиловый спирт, % (вес)	98,5Щавелевая кислота, г. .2—10
Вода, мл 	10010%-ная хромовая кислотаАзотная кислота 	1 ч.Вода 	1 ч.Раствор едкого натра, 400 г/лАзотная1,56) 	Ледянаята 	Вода 	кислотауксусная(уд- в.
— 2 ч.
кисло-
... 1 ч.
,...17 ч.Для углеродистой и низко¬
легированной стали; окрашива¬
ет карбидную фазу. Условия
травления: температура 240°;
напряжение 6 в; время 20 сек.
Катод из нержавеющей сталиДля углеродистой стали. Ус¬
ловия травления: плотность то¬
ка 5 а/дм2; температура 20—
30°. Катод из нержавеющей
сталиДля выявления карбидов и
основной структуры нержавею¬
щей стали и никелевых спла¬
йнов. Условия травления: темпе¬
ратура 20—30°; напряжение 3—
б в* Катод — нержавеющая
стальДля выявления карбидов и
a-фазы в аустенитной или фер-
ритной нержавеющей стали.
Условия травления: температу¬
ра 20—30°; напряжение 3 в.
Катод —нержавеющая стальДля выявления границ зерен
в аустенитной нержавеющей
стали. Условия травления: тем¬
пература 20—30°; напряжение
1,5 в; время травления до
2 мин. Катод — нержавеющая
стальДля нержавеющей стали. Ок¬
рашивает о-фазу и карбиды,
но не вытравливает феррит.
Условия травления: темпера
тура 20—30°; напряжение 1,5—
2 в. Катод —нержавеющая
стальДля никелевых сплавов, осо¬
бенно пригоден для выявления
зерна. Условия травления: тем¬
пература 20—30°; напряжение
1,2 в; время травления 20—
60 сек.Магнетит приготовляют путем осаждения из
раствора двойной аммонийсернокислой соли
закиси железа (соль Мора) щелочью в при¬
сутствии окислителя. С этой целью в нагре¬
тый раствор 2,6 г NaOH и 2 г KN03 в
350 мл воды вливают раствор 12,7 г соли
Мора в 60 мл воды. После кипячения в те¬
чение 45 мин. раствор, сливают, а осадок
промывают горячей водой. Во избежание
роста частиц магнетита и их окисления к
осадку добавляют 0,72 г натровой соли
сульфожирной кислоты.Для приготовления жидкого раствора ка¬
нифольного олеата калия в нагретый до
60—70° раствор канифоли (28 г) в олеино¬вой кислоте (28 мл) вливают 200 мл нагре¬
того до 60—70° ii-н. раствора едкого натра.
Образующаяся пастообразная масса долж¬
на быть нейтральной. Магнетит в количест¬
ве 5 г смешивают с 1,5 иа канифольного
олеата калия (который способствует получе¬
нию коллоида), а :;атем добавляют 1 мл
персикового масла и 1 мл черной туши (для
усиления контраста изображения). Всю эту
пасту выпаривают до получения негустой
мази, а затем быстро охлаждают до +5
—0.После охлаждения пасту можно хранить
длительное время при нормальной темпе¬
ратуре.
МАКРО- И МИКРОАНАЛИЗ151Рис* 3. Схема устройства для наблюдения за изменением микроструктуры
образца при нагреве в вакууме и растяжении [21]:. 1 — образец; 2 и 3 — захваты; 4 — шарнирное соединение; 5 — корпус вакуум-
ной камеры; 6 — тяга; 7 — мембрана; 8 — гайка; 9 — шайба; 10 — патрубок;I 11 — кольцо; 12 — кронштейн; 13 — ролик; 14 —. тросс; 15 — скоба; 16 и 17 —
патрубки для подачи воды; 13 — нагреватель С-образного сечения; 19 — плос¬
кая крышка нагревателя; 20 и 21 — медные колодки: 22 и 23 — накладки;24 и 25 — водоохлаждаемые электроды; 26 — плита вакуумной камеры; 27,28 и 29 — экраны; 3d? — шторка из молибдена; 31 — крышка; Л2 — манометри¬
ческие лампы ЛТ2 и ЛМ2; 33 — патрубок, соединяющий вакуумную камеру
с корпусом пароструйного насоса: 34 — пароструйный насос ЦВЛ-100,35 — кварцевое смотровое стекло; 36 — термопарамагнитной и парамагнитной фаз, так как
коллоидные частицы ферромагнитного маг¬
нетита могут удерживаться, правда, слабо
и на парамагнитной фазе. Удаляют эти ча¬
стицы, отмывая поверхность шлифа (с на¬
несенной пастой) пузырьками мыльной пены
(из пипетки), полученной из жидкого олеата
калия 1. После отмывки на поверхности шли¬
фа сохраняется узор из ферромагнитных ча¬
стиц, соответствующий расположению фер-
ро- и пара- (или диа-) магнитных фаз в
сплаве.Контрастность изображения можно повы¬
сить приложением к изучаемому шлифу
внешнего постоянного магнитного поля, ко¬
торое создается соленоидом, окружающим
шлиф, или постоянным магнитом, приложен¬
ным к шлифу.Методы световой микроскопииЭти методы основаны на использовании
обычного белого света или лучей ультра¬
фиолетовой области спектра (ультрафиоле¬
товая микроскопия).1 Для получения жидкого олеата калия 10 г
канифольного олеата калия растворяют в 300 мл
дистиллированной воды и после выдержки в те¬
чение одних суток добавляют 50 мл х. ч. гли¬
церина. После смешивания раствор выдержива¬
ют в закрытом сосуде семь суток и затем сли¬
вают в делительную воронку. После выдержки
сливают нижний слой олеата калия. К этому
раствору добавляют 3—4 капли аммиака. Жид¬
кий олеат калия хранят в закрытом сосуде в
темном месте.На поверхность шлифа пасту наносят мяг¬
ким птичьим пером, получая картину струк¬
туры металла. Однако эта картина не отра¬
жает действительного распределения ферро-Рис. 4. Установка для катодного трав¬
ления:1 — стеклянный колпак: 2 — клемма
высокого напряжения; 3 — образец;
4 — алюминиевый анод: 5 — патрубок
к насосу; 6 — трубка для подачи инерт¬
ного газа; 7 — клемма высокого напря¬
жения: 8 — трубка к манометру
152МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИМикроскопия с использованием белого
света. Оптические микроскопы имеют срав¬
нительно небольшую разрешающую способ¬
ность. Максимальное полезное увеличение в
них не превышает 1500, что позволяет на¬
блюдать детали структуры минимальным
размером 0,2 мк.Полезное увеличение микроскопов опреде¬
ляется величиной их числовой апертуры
объектива А и находится в пределах до
~1000Л.Объектив выбирают исходя из величины
требуемой числовой апертуры. Величину
апертуры в свою очередь выбирают в зави-
сймости от размеров частиц, которые иссле¬
дователь предполагает обнаружить:л = _м_1000 d ’где d — минимальная величина частиц, мм;0,3 — разрешаемое расстояние для глаза
наблюдателя, мм.Затем берут объектив с апертурой, наи¬
более близкой по величине к вычисленной,
и по таблицам определяют его общее уве¬
личение (Уоб) и фокусное расстояние(/об) * Уоб = 1 */ббгде I — длина тубуса.Увеличение окуляра (Уок) должно быть
достаточным для того, чтобы укрупнить
изображение частиц, полученное в фокаль¬
ной плоскости объектива, до размеров, ко¬
торые может различить человеческий глаз.
Следует учитывать, что контрастность изо*
бражения растет до тех пор, пока общее
увеличение микроскопа (У0бщ = УобХ V0K)
не превзойдет полезного увеличения. Поэто¬
му увеличение окуляра не должно быть из¬
лишне высоким, так как с ростом укрупне¬
ния частиц будет возрастать размытие изо¬
бражения.При выборе окуляра руководствуются
также дополнительными оптическими харак¬
теристиками, так как окуляр исправляет не¬
желательные оптические эффекты, возника¬
ющие в линзах объектива. Наиболее высо¬
кой степенью коррекции обладают компен¬
сационные окуляры.Для четкого наблюдения микрострукту¬
ры важно создать определенные условия
освещения шлифа.Контрастность изображения возрастает с
увеличением интенсивности освещения.
С этой целью используют дуговые лампы
или, что более целесообразно, мощные ртут¬
ные лампы высокого давления яркостью до
25000 стильбов. Яркость изображения мож¬
но повысить также, применяя «просветлен¬
ную оптику», уменьшающую отражение све¬
та от поверхности различных стеклянных оп¬
тических элементов.Для дополнительного повышения конт¬
растности применяют косое освещение при
наблюдении в светлом поле, т. е. освещение,
при котором в создании изображения
участвуют лучи, непараллельные оси опти¬
ческой системы. Однако в этом случае не¬обходимо, чтобы рельеф поверхности шлифа
был достаточно резким, так как только при
этом условии выступающие участки будут
отбрасывать тень на остальную поверх¬
ность, которая даст меньшее отражение лу¬
чей. Косое освещение достигается обычно с
помощью плоско-параллельной стеклянной
пластинки Бека при суженной и смешанной
по отношению к оптической оси системы
апертурной диафрагме, вращением кото¬
рой изменяется плоскость падения света
на объект. Наибольшую контрастность изо¬
бражения в случае косого освещения полу¬
чают при использовании конического косого
освещения, когда падающий на шлиф свето¬
вой поток образует полый конус. Это дости¬
гается введением кольцевой апертурной диа¬
фрагмы. При коническом косом освещении
полностью используется апертура объек¬
тива.При резком рельефе поверхности микро¬
шлифа высококонтрастное изображение по¬
лучается при применении освещения в тем¬
ном поле, когда на поверхность шлифа на¬
правляют только косые лучи, охватывающие
наблюдаемый участок со всех сторон. Эти
косые лучи падают на поверхность шлифа
не через объектив, а отражаются от спе¬
циального параболического конденсора, рас¬
положенного вокруг объектива или жестко
соединенного с оправой объектива (эпи¬
объектив). Такими эпиобъективами снабже¬
ны лучшие отечественные микроскопы
МИМ-7 и МИМ-8 (или МИМ-8М). Посколь¬
ку в данном случае для создания изобра¬
жения используется вся апертура объекти¬
ва и получается большая контрастность, то
при микроанализе можно выявить частицы
весьма малых размеров, которые нельзя
четко наблюдать при освещении в светлом
поле (при одинаково большом полезном
увеличении оптической системы).Контрастность изображения рельефных
структур может быть дополнительно повы¬
шена при использовании фазовоконтрастно¬
го микроскопа или фазовоконтрастной при¬
ставки к обычному металлографическому ми¬
кроскопу. В этом случае вследствие различия
свойств фаз или областей зерна, линий сдви¬
гов или блоков мозаичной структуры метал¬
лического сплава создается небольшое раз¬
личие в фазе отраженных световых лучей.
Это различие искусственно увеличивается в7Гпредельном случае до — с помощью такназываемой фазовой пластинки, которая ус
танавливается в фокальной плоскости
объектива. В этой фазовой пластинке лучи,
отраженные от нижележащих участков рель
ефа структуры, т. е. проходящие больший7Zпуть, изменяют разность фаз до —, тогдакак лучи, рассеянные от выступающих ча
стей, сохраняют без изменений свою фазу
колебаний. Таким образом, возникает рез¬
кий контраст.Однако в том случае, когда отдельные
составляющие сплава обладают сильно
МАКРО- И МИКРОАНАЛИЗ153различной отражательной способностью или
по разному окрашиваются в результате
травления, метод фазового контраста не
имеет существенных преимуществ.Небольшие изменения микрорельефа по¬
верхности, полученные в результате травле¬
ния или деформации, можно обнаружить с
помощью интерференционного микроскопа
или микроинтерферометра. Последний при¬
бор позволяет, кроме того, количественно
оценивать изучаемый рельеф, что особенно
важно для исследования структурного ме¬
ханизма пластической деформации.Необходимо указать, что применение ме¬
тодов темного поля и фазового контраста, а
также использование интерференционного
микроскопа требуют тщательной электропо¬
лировки и электротравления шлифов. Пред¬
варительного травления не требуется, если
структура сплава состоит из фаз с разным
коэффициентом отражения, а также если
имеются различия фаз в таких оптических
свойствах, как способность к поляризации.
Это свойство можно выявить при наблюде¬
нии в современных металломикроскопах со
специальными полярофильтрами (или поля¬
ризаторами). Создающийся в них плоскопо-
ляризованный свет после отражения от объ¬
екта проходит через анализатор, располо¬
женный между объективом и окуляром или
над окуляром. Если объект оптически изо¬
тропен, то при соответствующем взаимном
положении поляризатора и анализатора (по¬
ложение скрещенных николей) можно до¬
биться полного погашения света. Однако,
если кристаллиты одной или разных фаз оп¬
тически анизотропны, то при скрещенных
николях полного погашения не происходит и
отдельные кристаллиты оказываются свет¬
лыми, т. е. получается видимое контрастное
изображение. Эта преимущественная осве¬
щенность отдельных кристаллитов объяс¬
няется эффектами эллиптической поляриза¬
ции и вращением плоскости поляризации.
С помощью поляризованного света изучают
сплавы, состоящие из фаз некубической сис¬
темы, а также неметаллические включения.
Если включения прозрачны, отраженный
свет частично преломляется на их внешней
и внутренней поверхностях и не поляри¬
зуется. Поэтому при скрещенных николях
включение кажется светлым пятном (или
окрашенным в результате интерференции).
В этом «светлом пятне могут наблюдаться
кольца интерференции, а при скрещенных
николях — темный крест. По прозрачности
включения, его окрашиванию или анизотроп¬
ности можно судить о его природе (см.
табл. 6).Для изучения структуры металлов и при¬
роды неметаллических включений в поля¬
ризованном свете требуется высокое качест¬
во поверхности шлифа (например, после
электролитической полировки), отсутствие
заметного рельефа и поверхностного накле¬
па.Металлографические микроскопы. По кон¬
структивному выполнению различают ми¬кроскопы двух типов: вертикальные и гори¬
зонтальные.Вертикальный микроскоп МИМ-6
(рис. 5 и 6). Микроскопы этого типа приРис. 5. Микроскоп МИМ-6:\ — лампа; 2 — кронштейн; 3 — светофильтры;4 — иллюминатор; 5 — тубус визуального на¬
блюдения; 6 — столик микроскопа; 7 — объек¬
тивная головка; 8 — микрометрический винт;9 — макрометрический винт? 10 — штатив; 11—
фотокамера; 12 — рукоятка для выдвижения
призмы; 13 — фотозатвор; 14 — основание
микроскопа; 15 — винты столиказрительном наблюдении или фотографирова¬
нии дают увеличение от 63 до 600 при су¬
хих объективах и от 665 до 1425 — при им¬
мерсионных.Источником света служит электрическая
лампа накаливания, работающая при на¬
пряжении 6 в (мощность 30 вт) и включаю¬
щаяся через трансформатор с первичным на¬
пряжением 120 в.Вертикальный микроскоп МИМ-7
(рис. 7). С его помощью можно вести ис¬
следования в темном или светлом поле, при
вертикальном или косом освещении, а также
в поляризованном свете. Увеличение микро¬
скопа МИМ-7 от 60 до 1440.Свет от мощной лампы типа К-30 напря¬
жением 17 в мощностью 170 вт, включае¬
мый через понижающий трансформатор
ТР-17*, проходит через коллектор 2, попа¬
дает на зеркало 3 и через апертурную
диафрагму 5, линзу 6, призму 7 и линзу 8
поступает на плоско-параллельную отража-*	Трансформатор — секционный, что позволяет
регулировать яркость накала лампы.
154МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИтельную пластинку 9, отражающую около
V3 всего светового потока, а затем через
объектив 10 на шлиф 11. Отразившись от
шлифа, расположенного в фокальной плос¬
кости объектива, лучи вновь попадают в
объектив, проходят параллельным пучком
через плоско-параллельную пластинку 9 и
далее в ахроматическую линзу 12 и, отра-тические и апохроматические объективы,
сухие и иммерсионные, обычные окуляры
для ахроматических объективов и компенса¬
ционные окуляры для апохроматических.Источником света является лампа накали¬
вания.Рис. 6. Оптическая схема микроскопа МИМ-6:
1 — лампа; 2 — коллектор; 3 — светофильтр;
4 — полуматовая пластинка: 5 — апертурная
диафрагма; 6, 8 и 9 — линзы; 7 — полевая
диафрагма; 10 — плоскопараллельная пластин¬
ка; 11 — отражательная призма; 12 — окуляр;
13 —. объектив; 14 — фотоокуляр; 15 — зеркало;16 — матовое стекло
зившись от зеркала 14, поступают в оку¬
ляр 13.Для фотографирования зеркало 14 выдви¬
гают вместе с тубусом визуального наблю¬
дения, и лучи проходят через один из трех
фотоокуляров 15, которые находятся в од¬
ном поворачивающемся диске. От¬
ражаясь от зеркала 16, лучи попадают на
матовое стекло или на фотопластинку 17.Для фотографирования используют фото¬
затвор 19.Если наблюдение производят в косом ос¬
вещении, то с оптической оси смещают апер¬
турную диафрагму и лампу. Для иссле¬
дования в темном поле вместо линзы 8
включают линзу 20, <в центре которой имеет¬
ся черный кружок. Краевые лучи попадают
на кольцевое зеркало 21 (пластинка 9 за¬
крывается экраном 23), отразившись от ко¬
торого они концентрируются параболиче¬
ским зеркалом 22, расположенным вокруг
объектива и представляющим с ним одно
целое (эпиобъектив). От зеркала 22 лучи
падают на шлиф, но отражаются только от
отдельных фаз.Для наблюдения в поляризованном свете
на оправу линзы 6 помещают поляризатор
24, а на оправу линзы 12 — анализатор 25.Горизонтальный микроскоп
МИМ-8. Микроскоп дает увеличение до
1300 при зрительном наблюдении и до 2000
при фотографировании, обеспечивая высо¬
кую четкость изображения, и позволяет изу¬
чать структуру металлов в светлом и в тем¬
ном поле, а также в поляризованном свете.В микроскопе МИМ-8 применяют ахрома-На рис. 8 показано устройство микроско¬
па. Ближе к источнику света помещен от¬
кидной поляризатор 1 для исследования
шлифов в поляризованном свете, затем апер¬
турная диафрагма 2, линза иллюминато¬
ра, полевая и кольцевая диафрагма 3, уста¬
новленные на одной пластинке. При необ¬
ходимости исследования в темном поле пла¬
стинку вдвигают так, чтобы кольцевая
диафрагма становилась на пути лучей и
отделяла краевые лучи.Для исследования в поляризованном све¬
те служат поляризатор 7 и анализатор 16
(рис. 9), который включается передвижени¬
ем рукоятки 16 (см. рис. 8).В передней части микроскопа распола¬
гается также рукоятка 8 (см. рис. 8), при
перемещении которой от наблюдателя вклю¬
чается призма для фотографирования. С
правой стороны микроскопа имеется ру¬
коятка 12 для перевода призмы зрительного
наблюдения (см. рис. 9) на получение изо¬
бражения в фотокамере.Микрошлиф освещается (см. рис. 9) через
объектив от плоско-параллельной пластинки
или секторной призмы, которая устанавли¬
вается в тех случаях, когда необходимо
повысить яркость освещения для фотогра*
фирования. Поскольку разрешающая спо¬
собность объектива при введении призмы
уменьшается, ее применяют при сравнитель¬
но небольших увеличениях микроскопа (до
500—600). Необходимая четкость изобра¬
жения при больших увеличениях (500—
2000) достигается при использовании плос¬
ко-параллельной пластинки, а не призмы.
МАКРО- И МИКРОАНАЛИЗ155Рис. 7. Микроскоп МИМ-7:
а — оптическая схема; б — вид со стороны
трансформатора; в — вид со стороны фото¬
камеры; 1 — лампа; 2—коллектор; 3—зер¬
кало; 4 — линза; 5 — апертурная диафраг¬
ма; 6 — линза; 7 — призма; 8 — линза;9	— отражательная пластинка; 10 — объек¬
тив; U — объект; 12 — ахроматическая
линза; 13 — окуляр; 14 — зеркало; 15 —фо¬
тоокуляр 16 — зеркало; 17—фотопластин¬
ка; ./5 — полевая диафрагма; 19 — затвор;20	— линза для работы. в темном поле;21	— кольцевое зеркало; 22 — параболиче¬
ское зеркало; 23 — заслонка (включается
при работе в темном поле); 24—поляри¬
затор; 25 — анализатор; 26 — плита; 27 —
основание или корпус фотокамеры; 28 —
фотокамера; 29 — фонарь осветителя;
30 — винты, центрирующие лампу; 31 —
диск со светофильтром; 32 — рукоятка для
поворота диска с фотоокулярами; 33 —
рукоятка для смещения и поворота ирис-
диафрагмы; 34 — винт, фиксирующий по¬
ворот диафрагмы 5; 35 — корпус микро¬
скопа; 36 — предметный столик; 37 — мак-
рометрический винт; 38—стопорное устрой¬
ство для макровинта; 39 — тубус для ви¬
зуального наблюдения; 40 — микрометри¬
ческий винт; 41 — осветительный тубус;42	— рукоятка полевой ирис-диафрагмы;43	— механизм центрировки; 44 — винты
для перемещения столика в двух взаимно-перпендикулярных направленияхРис. 8. Устройство микроскопа. МИМ-8:1 — поляризатор; 2 — апертурная диафрагма;
3 — полевая и кольцевая диафрагмы; 4 — сто¬
лик микроскопа; 5 — винты, передвигающиестолик со шлифом; 6 — площадка для уста¬
новки объектива; 7 — объектив; 8 — рукоятка
для включения призмы вместо плоскопарал¬
лельной пластинки; 9 — окуляр; 10 — тубус
для визуального наблюдения; 11 — фототубус
и патрубок; 12 — рукоятка перевода призмы
визуального наблюдения для фотографиро¬
вания; 13 — макрометрический винт; 14 — сто¬
пор; 15 — микрометрический винт; 16—рукоят¬
ка для ввода анализатора
156МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЯ И ИССЛЕДОВАНИИРис. 9. Оптическая схема микроскопа МИМ-8:/ _ источник света; 2 — конденсор; 3 — тепловой фильтр; 4 — откидная
линза; 5 и 6 — светофильтры; 7 — поляризатор (откидной); 8 — апертур¬
ная диафрагма; 9 — линзы (иллюминатора); 10 — полевая и кольцевая
диафрагмы; //—призма (выдвижная); 12— плоско-параллельная пластин¬
ка; 13 — зеркало; 14 — объектив; 15 — плоскость микрошлифа; 16 — ана¬
лизатор (выдвижной); 17 — ахроматическая линза; 18 — линза для зри¬
тельного наблюдения (выдвижная); 19 — призма для фотографирования;
20 — фотоокуляр; 21 — фотозатвор; 22 — фотокамера (показана условно
повернутой на 90° вокруг горизонтальной оси); 23 — откидное зеркало;
24 _ матовое стекло; 25 — кассета с фотопластинкой; 26 — окуляр для
визуального наблюденияФотокамера микроскопа состоит из соб¬
ственно камеры, меха, фотозатвора и пере¬
ходной втулки. Кассеты с фотопластинками
устанавливают сзади камеры или в боковой
стенке; соответственно выбирают положение
матового стекла. Изображение проекти¬
руется на заднюю или боковую стенку от¬
кидным зеркалом, установленным в камере
и располагающимся под углом 45° к оси
фототубуса.В настоящее время наша промышленность
выпускает более совершенную модификацию
микроскопа МИМ-8М. В этом микроскопе
конденсор в осветителе можно перемещать
(что повышает резкость освещения), причем
по-разному, в зависимости от того, как бу¬
дет вестись наблюдение — в светлом или
темном поле.Кроме того, в микроскопе МИМ-8М вмес¬
то водного теплопоглотителя, снижающего
интенсивность освещения, установлен спе¬
циальный стеклянный фильтр, вклеенный в
экран набора светофильтров.Чтобы обеспечить еще более универсало-
ное применение микроскопа МИМ-8 (или
МИМ-8М), к нему изготавливают специаль¬
ную фазово-контрастную приставку КФ-3
(рис. 10), которая позволяет изучать шли¬
фы металлов методом фазовых контрастов.
Снимая фототубус, приставку закрепляют
на патрубке микроскопа. Для изучения
структуры на апертурную диафрагму (см.
позицию 8 на рис. 9) надевают оправу с
кольцевой диафрагмой, тип которой зависит
от используемого объектива. Диафрагма
позволяет изменять собственное увеличение
объектива. Структуру в условиях фазового
контраста можно наблюдать вшуально или
фотографирО|Вать.Для фотографирования выдвигают ту¬
бус 5 (см. рис. 10), внизу которого под уг-8 /л? 9 гРис. 10. Фазовоконтрастная насадка КФ-Зз1	— трубка с первым линзовым компонентом
системы; 2—тубус; 3—устройство с дифрак¬
ционной пластинкой; 4—опорное гнездо для
вставки фотоокуляра (гомаля); 5—тубус для
визуального наблюдения; 5—регулировочные
винты для дифракционной пластинки: 7 —
кольцо, перемещающееся с дифракционной
пластинкой и фиксируемое винтом 8; 9—коль¬
цо для крепления приспособления КФ-3 на
патрубке микроскопа МИМ-8 (см. If на
рис. 9): 10—упор для центрирования изобра¬
жения полевой диафрагмы в поле окуляра;11,	12, 17—кольцевые диафрагмы; /3—контр¬
гайка для фиксирования упора; 14—вспомо¬
гательный микроскоп МИР-4: 15—винт, пере*
мещающий первый линзовый компонент сис¬
темы для получения резкости изображения
объекта и полевой диафрагмы: 16—окуляр
вспомогательного микроскопа МИР-4лом 45° установлено зеркало, и затем к за¬
жиму 4, где устанавливается фотоокуляр,
придвигают фотокамеру микроскопа МИМ-8.Микроскопия с использованием ультра¬
фиолетового излучения. Предел разрешаю¬
МАКРО. И МИКРОАНАЛИЗ157щей способности оптического микроскопа
определяется условиями диффракции света
и в первую очередь зависит от длины волны
применяемого излучения.Длины волн ультрафиолетового излуче¬
ния меньше, чем обычного белого света, иосоставляют 2600—4000 А. Это означает, что
при прочих равных условиях разрешающая
-способность микроскопа может быть увели-Рис. 11 Внешний вид микроскопа МУФ-2 для
исследования металлов с помощью ультрафиоле¬
тового излучениячена почти в два раза. Однако для этого
требуется значительное усложнение кон¬
струкции микроскопа — применение специ-
ального осветителя и кварцевой оптики,
прозрачной для ультрафиолетового излуче¬
ния. По этим причинам ультрафиолетовую
микроскопию широко не используют, тем
более, что при уменьшении длины волны не
удается сохранить такую же высокую, как
в оптическом микроскопе, величину апер¬
туры объектива.Принципиально новое направление уль¬
трафиолетовая микроскопия получила, в ре-
зул>тате исследований Е. М. Брумберга,
показавшего возможность четкого разделе¬
ния фаз в сложных сплавах вследствие
различного «окрашивания» их, получаемого
в ультрафиолетовых лучах соответствующей
длины волны.На рис. И приведен внешний вид микро¬
скопа для наблюдения структуры и фотогра¬
фирования ее в ультрафиолетовом излуче¬
нии. Источником излучения 1 является ртут¬
ная лампа типа СВД-120, СВДШ-250 или
ПРКг4. Из спектра ультрафиолетового из¬
лучения специальными фильтрами 2 выде¬
ляются лучи с определенными длинами
волн. Эти лучи проходят через опак-иллю¬
минатор 4, оптическую систему 5 и падаютна изучаемый шлиф, расположенный на
предметном столике 3. Отразившись от по¬
верхности шлифа, лучи попадают в окуляр6	для визуального наблюдения или при по¬
вороте призмы — в фотокамеру 7. Для сним¬
ков применяют трехпозиционную кассету 8,
в которую вставлена пластинка 6,5X18 см.
Кассета снабжена механизмом для строго
определенного перемещения в горизонталь¬
ной плоскости.Различные фазы и участки металла не¬
одинакового состава имеют разные коэф¬
фициенты поглощения. Вследствие этого
разные фазы могут иметь различное
«ультрафиолетовое окрашивание». Такое
разделение фаз можно получить и без трав¬
ления шлифа; однако в этом случае оно бу'
дет наблюдаться только при значительном
различии коэффициентов отражения.Значительно более четкое разделение фаз
наблюдается при использовании различного
коэффициента поглощения оксидных пленок.Рис. 12. Зависимость коэффициентапоглощения от длины волны лучей в
ультрафиолетовой области спектра для
ряда окисных или сульфидных пленок
металлов (Е. М. Брумберг)Если толщина и состав этих пленок на раз¬
ных фазах будут различными, то поглоще¬
ние ультрафиолетовых лучей пленками бу¬
дет начинаться с разных длин волн
(рис. 12).Тонкие пленки на поверхности разных фаз
можно получить последовательным травле¬
нием несколькими реагентами, так чтобы и
пленки появились сначала на одних фазах,
а затем на других.Лучшие результаты, по данным М. Л.
Бернштейна, получаются при нанесении
158МЕТОПЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИдом из этих снимков наиболее четко будут
видны фазы с наибольшим и наименьшим
поглощением ультрафиолетовых лучей соот¬
ветствующей длины волны.Полученный негатив помещают в специ¬
альный прибор — хромоскоп (рис. 13), в ко
тором все обычные черно-белые снимки сов
мещаются через красный, зеленый и синийокисных пленок электролитическим методом
в электролитах следующего состава:1-й	состав:перманганат калия.	2 £едкий натрий	2 гвода	100 мл2-й	состав:хромовый ангидрид	8 глвода	100 млПлотность тока в первом случае 1 а/дм2,
а во втором — 5 а {'дм2.Шлиф с пленками освещают лучами той
длины волны, для которой коэффициент по¬
глощения может быть наибольшим.Различие коэффициентов поглощения или
отражения в ультрафиолетовой областиРис. 13. Прибор для цветной трансформации — хромоскопсоздает резкую «окраску> разных фаз
(пленок), которая, однако, не может быть
отмечена человеческим глазом. Для того
чтобы трансформировать ультрафиолетовую
окраску в видимый спектр, одно и то же
место шлифа снимают три раза в ультра¬
фиолетовом микроскопе в лучах трех раз¬
ных длин волн, выделяемых с применением
специальных фильтров. При этом, естествен¬
но, на шлиф падает и видимый свет. Эти
три снимка делают на одной пластинке, ис¬
пользуя трехпозиционную кассету. На каж-фильтры цветной печати. Так как на каж¬
дом снимке более четко видна одна из фаз,
то при совмещении исследуемые фазы будут
различаться условными трансформированны¬
ми окрасками видимого спектра.Применение ультрафиолетовой микроско¬
пии особенно эффективно для изучения
многофазных сплавов. С ее помощью четко
выявляется присутствие а-, у- и а-фаз в
нержавеющих сталях, обнаруживается вы¬
деление избыточных фаз в аустенитных
сталях и т. д.ЛИТЕРА ТУРА1.	Заводская лаборатория, № 9. 1959.2.	В. И. Лайнер. Электролитическая поли¬
ровка и травление металлов, Машгиз, 1947.3.	Е. В. Панченко, Ю. А. С к а к о в,
К. В. П о п о в, Б. И. Кример. П. П. А р -
с е н ь е в. Лаборатория металлографии. Под.
ред. дроф. Б. Г. Лившица. Металлургиздат, 1958.4.	Г. И. Погодин-Алексеев, Ю. А.
Геллер и А. Г. Рахштадт. Металловеде¬
ние, Оборонгиз, 1956.5.	Е. Е. Левин. Микроскопическое исследо¬
вание металлов. Машгиз, 1951.6.	Metals Handbook. ASM, Cleveland, 1948.7.	J. S m 11 h e 1 1 s. Metals Reference Ъоок,
Lond, 1955.8.	A. D e-S а у a. H. Haemers. Metalen,
B4, No. 7, S. 129-317, 1950.9.	A. D e -S а у, A. H. Haemers. Revue de
Metallurgie, v. 38, p. 122—128, 1941.10	H о 11 e m a n, W. Schulze. Metalen B6,
S. 306-311, Aug. 11, 1951.11.	С. E. Morris, Metal Progress, v. 56,
p. 696-699, 710, 1949.12.	K. Longard. Archlv fur Metallkunde, B3,S.	381-386, 1949.13.	Materials a. Methods, v. I, June, 1954.14.	М. Л. Бернштейн. Современные ме¬
таллографические методы исследования струк¬
туры НТО Машпром, 1957.15.	Metal Progress, 15 July, 195416.	А. Н. Червяков. Металлографическое
определение включений в стали, Металлургжа-
дат, 1953.17.	Ю. А. Геллер и Н. Н. Фомина. За¬
водская лаборатория, 1953, № 1.18.	К. D в г 11 с h, М. Е, К о е! е г, Archlv f.Eisenhiittenwesen 1954, № 11—12, 1956, No 2.19.	Г. В. Э с т у л и н. Сб. «Металловедение и
термическая обработка» (Приложение к жур¬
налу «Сталь»), стр. 149, Металлургиздат,
1958.20.	М. Г. Л о з и н с к и й. Высокотемператур¬
ная металлография. Машгиз, 1957.21.	А. Н. Червяков, С. А. Киселева,
Л. И. Ватина, А. Г. Рыльникова. Сб.
«Новые методы испытаний металлов» (Сбор¬
ник трудов ЦНИИЧМ, выпуск 19), Металлург¬
издат, 1960, стр. 174.
ХИМИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ФАЗОВОГО АНАЛИЗА СТАЛИ159ГЛАВА 10ХИМИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ФАЗОВОГО АНАЛИЗА СТАЛИ1.	МЕТОДЫ ВЫДЕЛЕНИЯ И АНАЛИЗА
КАРБИДНОЙ ФАЗЫКарбидную фазу количественно выделяют
е помощью анодного растворения стали
в различных условиях электролиза, опре¬
деляемых коррозионной стойкостью стали
и химическими свойствами карбидов. В ре¬
зультате электрохимического процесса ос¬
новная металлическая фаза переходит в
раствор, а карбиды остаются «а поверхно¬
сти образца в виде слоя осадка, который
собирают и анализируют.Изолирование карбидов — наиболее от¬
ветственная операция карбидного анализа.
Правильное проведение процесса выделе¬
ния карбидной фазы предусматривает
полное растворение основного металла и в
то же время сохранение карбидных частиц
без разложения. Выделенный осадок, со¬
держащий карбиды, подвергают химическо¬
му анализу и рассчитывают результаты
анализа к весу растворенной стали или к
весу карбидной фазы.Определение карбидной фазы
в углеродистых и низколегированных
сталях [1]Для исследования применяют цилиндри¬
ческие образцы стали диаметром 10—15 мм
и длиной 50—60 мм. Образцы взвешивают
до и после электролиза, чтобы определить
количество растворенной стали. Торцы об
разцов защищают от растворения парафи
ном или резиновыми трубками. Экраниро
вание образцов необходимо для равномер
ного распределения плотности тока на по
верхности образца. Каждый образец рас
творяют в отдельном стакане емкостью 3 л
У стенок стакана помещают цилиндриче
ский катод из нержавеющей стали. Катод
ное и анодное пространство разделяют
мембраной из коллодия, которую прикреп
ляют в виде мешочка к стеклянному шта
тиву. В стакан и мешочек наливают электро
лит: 75 ajл КС1 и 5 г/л лимонной кислоты
В ряде случаев пользуются электролитом
3% FeS04.7H20; 1% NaCl; 0,5% лимонной
кислоты. Электролит охлаждают до 0°,
помещая стаканы в лед. Образец погру¬
жают в электролит в центре коллодиевого
мешочка и присоединяют к положительно¬
му полюсу источника тока; катод присоеди¬
няют к отрицательному полюсу. Электролиз
ведут при плотностр тока 0,02 а/см2. Мож¬
но одновременно растворять несколько об¬
разцов, соединяя их последовательно. В
этом случае удобно применять установку
А, Ф. Платоновой (1].По окончании электролиза карбидные
осадки счищают с образцов в воду и затем
отфильтровывают через бумажный фильтр.Образцы вытирают влажной фильтроваль¬
ной бумагой для удаления частиц карбидов
и помещают ее на этот же фильтр.Фильтр с осадком промывают холодной
водой до удаления следов электролита.
При наличии в стали вольфрама отфильт¬
рованный осадок снова помещают в ста¬
кан и обрабатывают 10%-ным раствором
щелочи, чтобы удалить вольфрамовую кис¬
лоту, попадающую из твердого раствора.
Через 10—20 мин. осадок снова отфильтро¬
вывают и промывают его водой до пол¬
ного удаления щелочи. Фильтры с осадка¬
ми сжигают и полученные окислы сплав¬
ляют с KHS04. Полученный сплав раство¬
ряют в подкисленной воде и раствор пере¬
водят в мерную колбу, из которой берут
аликвоты для химического анализа на эле¬
менты, входящие в состав карбидной фазы.
Результаты анализа пересчитывают к на¬
веске растворенной стали, получая содер¬
жания элементов, связанных в карбиды.
Вычитая эти значения из общего содержа¬
ния элементов в стали, получают содержа¬
ния элементов в твердом растворе. По этим
данным можно рассчитать химический со¬
став карбидной фазы и твердого раствора.
По расчету количество карбидной фазы
(К) равно сумме всех элементов, связан¬
ных в карбиды, включая углерод, т. е./С = 23к+С,где Э к— содержание элемента, связанного
в карбиды, рассчитанное к весу растворен¬
ной стали; С—содержание углерода.Содержание каждого элемента в карбид¬
ной фазе Эх> рассчитанное к весу карбид¬
ной фазы, находят по уравнению
Эк100.Для непосредственного определения хими¬
ческого состава карбидной фазы ^приготов¬
ляют сухой карбидный осадок, из'"которого
берут навески для определения карбидооб¬
разующих элементов и углерода [1].Высокодисперсные химически активные
карбиды сушат в токе водорода, который
затем вытесняют азотом, а химически стой¬
кие карбиды при комнатной температуре на
воздухе в эксикаторе над слоем Р2О5.Если требуется провести весовое опреде¬
ление количества карбидной фазы в стали,
то учитывают все потери при снятии и про¬
мывании осадка. Для этого собирают на
бумажный фильтр остатки карбидных час¬
тиц на образце, вытирая его влажной
фильтровальной бумагой, и фильтруют че¬
рез фильтр все промывные воды. Затем
сжигают этот добавочный осадок и опре¬
деляют в нем только один элемент, преоб¬
ладающий по содержанию. Если в основ¬
ном сухом осадке весом К\ из навески Л,
160МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИг, было найдено Я, г, карбидообразующего
элемента, а в добавочном осадке его обна¬
ружено Т, г, то поправка на потери осадка
равнаСумма весов К\ и /С2 составляет полный
вес карбидной фазы. Расчет к навеске рас¬
творенной стали Ну г, дает содержание
карбидной фазы в процентах:Карбидная фаза в виде сухого осадка слу¬
жит также для рентгеновского анализа и
других испытаний.Выделение карбидов из хромистых
сталейВ зависимости от коррозионной стойкости
стали для анодного растворения с целью
выделения карбидов применяют растворы
соляной кислоты разной концентрации:
3% НС1, 5% НС1, 10% НС1 и др. Электро¬
лиз ведут 4 часа при плотности тока
0,02 а/см2, используя для каждого образца
1 л электролита. Если присутствуют кар¬
биды, не устойчивые в НС1, то электролит
охлаждают ниже 0°.Определение карбидной фазы
в быстрорежущей сталиРастворы соляной кислоты употребляют
также для анодного растворения быстро¬
режущей стали, так как карбиды в этой
стали устойчивы к разбавленным кислотам.
Применение НС1 в качестве электролита
дает возможность после анодного раство¬
рения произвести химический анализ элект¬
ролита для изучения состава основной ме¬
таллической фазы. В солевых электролитах
такой анализ очень затруднен обилием со¬
лей.Для анодного растворения быстрорежу¬
щей стали применяют также раствор КС1 и
лимонной кислоты [2]. Растворение ведут2—4 часа при низкой плотности тока
(0,01 а/см2) без охлаждения электролита.
Собранные на фильтр осадки промывают
раствором аммиака, чтобы удалить воль¬
фрамовую кислоту, и затем анализируют
на карбидообразующие элементы. Расчеты
производят по отношению к навеске раст¬
воренной стали.Определение карбидной фазы
в аустенитных хромоникелевых
сталяхДля определения карбидов в этих ста¬
лях разработан метод, основанный на при¬
менении в качестве электролита подкислен¬
ных растворов КС1 с добавкой тиосульфата
натрия [1] или тиомочевины. В присутствия
тиосульфата металл полностью растворяет¬ся, так как благодаря выделению серы в
активном состоянии устраняется пассивная
пленка на поверхности образца.Анодное растворение стали ведут 4 часа
при плотности тока 0,02 а/см2 в 1 л электро¬
лита при 15—20°. Стали без добавок молиб¬
дена и вольфрама при содержаний углеро¬
да 0,4% растворяют в электролите: 1-н.
КС1, 0,2-н. НС1 и 0,5% Na2S203, Для более
стойких против коррозии сталей применяют
электролит, содержащий 1-н. КС1„ 1-н. НС1
и 1% Na2S203. В случае высокого содержа¬
ния молибдена и вольфрама в стали ис¬
пользуют электролит состава: НС1 (1 1) н
1% тиосульфата натрия [1]. После выклю¬
чения тока, под водой счищают карбидный
осадок с образцов в стакан и фильтруют
через бумажный фильтр. Остатки карбид¬
ных частиц на образце снимают минималь¬
ным количеством влажной фильтровальной
бумаги н присоединяют к общему осадку.
При наличии в стали вольфрама или молиб¬
дена фильтр с осадком обрабатывают в10	мл 10%-ного раствора NaOH. Через
20 мин. этот раствор разбавляют водой до
200 мл и снова фильтруют, промывая
фильтр водой до полного удаления щелочи.
После высушивания осадки сжигают при
умеренных температурах. Полученные окис¬
лы сгглавляют с KNaS04 и определяют кар¬
бидообразующие элементы обычными хими¬
ческими методами. Расчеты ведут по отно¬
шению к навеске растворенной стали.Определение карбидной фазы
в высокохромистых сталяхВысокохромистая сталь (25—30% Сг) об¬
ладает большой коррозионной стойкостью
и не растворяется в большинстве электроли¬
тов. Однако при больших плотностях тока
пассивная пленка исчезает, и в растворах
хлористых солей процесс растворения стали
идет с удовлетворительной скоростью. Эти
наблюдения положены в основу метода,
разработанного Н. А. Савериной [31.Согласно этому методу образцы стали
растворяют в течение 10—15 мин. в на¬
сыщенном растворе КС1, слабо подкислен¬
ном НС1, при высокой плотности тока
(1 а/см2). Выделенный осадок собирают и
фильтруют через бумажный фильтр. Анализ
его ведут обычными методами. В условиях
этого метода сохраняются без изменений
только химически прочные карбиды, стой¬
кие к окислению. При растворении сталей,
содержащих большие количества вольфра¬
ма, в электролит целесообразно вводить
10% лимонной кислоты, чтобы избежать
выпадения осадка вольфрамовой кислоты.Выделение карбидов из жаропрочных
сталей и сплавов на железной
и никелевой основе1-й методДля анодного растворения сплавов, со¬
держащих большие количества хрома, ни¬
келя, молибдена, вольфрама, титана, при¬
ХИМИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ФАЗОВОГО АНАЛИЗА СТАЛИ161меняют электролит: 3% NaF, 10% НС1,
10% лимонной кислоты, а для особо кор¬
розионностойких сплавов повышают кон¬
центрацию НС1 до 20% (вес.), сохраняя те
же добавки фтористого натрия и лимонной
кислоты. Электролиз ведут 4 часа при низ¬
кой плотности тока (0,02 а/см2) без охлаж¬
дения электролита. Объем электролита 1 лПолученный осадок сплавляют с KNaS04,
растворяют сплав в воде и берут из рас¬
твора аликвоты для определения карбидо¬
образующих элементов.2-й метод [4]Н.	И. Блок и ее сотрудники' для выделе¬
ния .карбидной фазы в качестве электроли¬
та используют растворы соляной кислоты в
метиловом спирте. В некоторых случаях
применяют растворы НС1 в метаноле с до¬
бавкой глицерина (50 мл НС1, 100 мл гли¬
церина и 1050 мл метанола). Электролиз
ведут при плотности тока 0,06 а/см2. Элек¬
тролит охлаждают до минус 10° [4].Кроме перечисленных методов выделения
карбидной фазы, многие исследователи ис¬
пользовали методы Клингера и Коха [5].
В этих случаях в качестве католита слу¬
жит раствор солей меди: 10% CuS04 или
СиС12. Состав анолита зависит от химиче¬
ского состава растворяемой стали. Для
углеродистых и малолегированных сталей
использовался раствор: 15% лимоннокис¬
лого натрия, 1°/о КВг, ОДо/о KJ. Легирован¬
ные стали растворяются в роданистых со¬
лях с добавкой лимоннокислых солей.Для анодного растворения сталей Клин¬
гер и Кох применяли постоянный ток, а так¬
же переменный ток по графику особой тра¬
пецеидальной формы, в котором анодный
период в 3 раза длиннее катодного, а ча¬
стота равна 2 гц. Наложение переменного
тока уменьшало коррозионную стойкость
сталей.2.	ДИФФЕРЕНЦИРОВАННЫЙ
КАРБИДНЫЙ АНАЛИЗВ результате анодного растворения ста¬
ли получают осадок, содержащий смесь
карбидов. Для изучения кинетики карбидо-
образования необходимо раздельное опре¬
деление карбидов. В основу химических ме¬
тодов разделения положено избирательное
растворение карбидов в различных реаген¬
тах. Для отделения специальных карбидов
типа МеС и Ме2С от цементита и карби¬
дов хрома карбидный осадок обрабатывают
НС1, в которой карбиды МеС и Ме2С пло¬
хо растворимы, а цементит и карбиды хро¬
ма растворяются легко.Разделение выполняют следующим обра¬
зом. Смесь карбидов помещают в колбу
емкостью 300 мл и вливают 100 мл 20°/о-ной
НС1. Раствор с осадком кипятят 1 час. Ох¬
ладив раствор, его разбавляют 200 мл во¬
ды, отфильтровывают осадок через бумаж¬
ный фильтр, сжигают его и анализируют.
Анализ осадка дает содержание элементов,связанных в карбиды типа МеС и Ме2С.
Анализ фильтрата позволяет судить о коли¬
чествах цементита или карбидов хрома.
Если в осадке присутствуют карбиды тита¬
на и ванадия, то для их разделения приме¬
няют обработку перекисью водорода, в ко¬
торой они растворяются с различной ско¬
ростью. Если для исследования необходимо
выделить в осадок цементит и удалить в
раствор VC и Мо2С, то используют их спо¬
собность хорошо растворяться в перекиси
водорода, в то время как цементит сохра¬
няется без разложения. Выполняют это
разделение следующим образом. К осадку
прибавляют 5 мл спирта и по каплям 5 мл
30% -ной Н202. Раствор с осадком нагре¬
вают 1 час при 50° на водяной бане. Затем
снова добавляют 5 мл Н202 и 5 мл спирта.
По окончании реакции осадок промывают
спиртом и анализируют химическими и
рентгеновскими методами.Для отделения цементита от карбида ти¬
тана смесь карбидов обрабатывают раство¬
ром перекиси водорода с добавкой фто¬
ристого натрия, чтобы помешать выпаде¬
нию титановой кислоты. В этом случае реак¬
цию ведут в водных растворах без нагрева.Для отделения карбидов хрома Ме?Сз и
Ме2зСб от цементита и двойных карбидов
вольфрама и железа (Fe2W2C) карбидный
осадок обрабатывают смесью НС1 и Н202.
Карбиды хрома пассивируются в перекиси
водорода и теряют способность раство¬
ряться в соляной кислоте, тогда как цемен¬
тит и двойной карбид вольфрама в этих ус¬
ловиях легко растворяются. При этой об¬
работке разлагаются также карбиды вана¬
дия, титана и молибдена.Разделение вышеуказанных карбидов вы¬
полняют следующим образом. К анодно¬
му осадку приливают строго последова¬
тельно 50 мл 30%-ной Н202, 25 мл НС1 и
100 мл воды. Раствор с осадком кипятят
1 час, добавляя через каждые 10 мин. по5	мл Н202. Раствор с осадком охлаждают
и после отстаивания жидкость сливают.
Осадок промывают водой и спиртом и ана'
лизируют.Для отделения двойных карбидов воль¬
фрама и железа от карбидов хрома с раст¬
ворением последних применяют кипячение
карбидного осадка в спиртовых растворах
соляной кислоты [1].3.	ДИФФЕРЕНЦИРОВАННОЕ
ОПРЕДЕЛЕНИЕ УГЛЕРОДАКарбидный осадок, полученный анодным
растворением стали, содержит различные
формы углерода: связанный в карбиды,
аморфный углерод и графит. Аморфный уг¬
лерод образуется при дезинтеграции твер¬
дого раствора во время электролиза. Раз¬
деление этих видов углерода выполняют
физическими или химическими методами.
Физические методы разделения карбидов,
графита и аморфного углерода основаны
на различии удельных весов, магнитных11	Металловедение (справочник), т« I
162МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИсвойств, способности к флотации и т. д.
Ю. А. Клячко и М. М. Шапиро предложи¬
ли метод разделения карбидов от аморфно¬
го углерода и графита путем размешивания
осадка в жидкости Туле, в которой кар¬
биды оседают на дно сосуда, а графит и
аморфный углерод всплывают вверх [2].Химические методы разделения основаны
на реакциях, избирательно действующих на
эти составляющие карбидного осадка. Кар¬
бидные осадки, содержащие цементит, об¬
рабатывают кипящей соляной кислотой, что¬
бы удалить связанный углерод в виде ле¬
тучих углеводородов. Цементит разлагает¬
ся по уравнениюFe3C.+ 6 Н+ = 3 Fe2+ + СН4 + Н2.В остатке сохраняются аморфный углерод
и графит [1]. При наличии в карбидном
осадке кубического карбида хрома приме¬
няют окисление аморфного углерода пере¬
кисью водорода до полного его разрушения,
но карбиды сохраняют неразложенными
[1]. Для дифференцированного определения
углерода применяют также колориметриче¬
ские методы. Для определения связанного
углерода служит реакция растворения
стружки стали или карбидного осадка в
азотной кислоте. Возникающая при этом
желтая или коричневая окраска зависит
от количества связанного углерода, так как
она вызвана нитрированием продуктов раз¬
ложения карбидов.Для определения количества углерода, со¬
держащегося в а- или ужелезе> измеряют
адсорбцию водного раствора бромтимол-си-
него на карбидных осадках. Этот краситель
не поглощается карбидами и графитом, но
поглощается аморфным углеродом, выпав¬
шим из твердого раствора при анодном
растворении стали. Поэтому количество ад¬
сорбированного красителя пропорциональ¬
но количеству углерода в твердом растворе
стали. Этот метод оказался вполне при¬
годным для анализа хромоникелевых ау-
стенитных сталей [1].Непосредственное определение карбида
железа в анодных осадках и связанного в
них углерода удается с помощью колоримет¬
рической реакции, возникающей при об¬
работке цементита щелочью и пикриновой
кислотой [6].4.	МЕТОДЫ ВЫДЕЛЕНИЯ
ИНТЕРМЕТАЛЛИДНЫХ ФАЗДля выделения интерметаллидной фазы
из сплавов на никелевой основе применя¬
ют в большинстве случаев метод Н. И.
Блок, основанный на анодном растворении
сплава в электролитах, содержащих серно¬
кислый аммоний и лимонную кислоту
(10 г лимонной кислоты, 10 г (NH4)2S04 и
1200 мл воды) [4]. Р. Б. Голубцова реко¬
мендует для выделения интерметаллидов
электролиты, содержащие азотную кислоту
с различными добавками [7]. Например,
25 г винной кислоты, 15 мл HN03, 5 г
(NH4)2S04, 900 мл метанола, 100 мл воды.Растворение сплава ведут в течение 1 ча¬
са при плотности тока 0,06 а/см2. По окон¬
чании электролиза на поверхности образца
образуется плотный слой маслянистого
темного осадка, содержащего смесь интер
металлидов и карбидов. Полученный осадок
собирают и после промывания водой и
высушивания анализируют. При наличии в
никелевом сплаве малых количеств алю¬
миния и значительных количеств титана
вышеописанными методами не удается вы¬
делить интерметаллидную фазу из-за ее
химической нестойкости. В этом случае в
качестве электролита необходимо приме¬
нять растворы сернокислой меди с добав¬
кой малых количеств лимонной кислоты
(1 г лимонной кислоты, 10 г/л сульфата ме¬
ди, 250 мл/л этилового спирта) [8].Для фазового анализа стали типа ЭИ696
К. П. Сорокина разработала следующий
метод [9]. Образцы сплава подвергают
анодному растворению в электролите со¬
става: 50 г/л CuS04, 80 г/л трех замещенно¬
го лимоннокислого аммония и 100 мл/л ме¬
танола в 1 л воды. Электролит охлаждают
до 0—5° и ведут электролиз 2—3 часа при
плотности тока 0,05 а/см2. По окончании
электролиза образцы вынимают, не отклю¬
чая их от тока, снимают осадок фильтро¬
вальной бумагой на бумажный фильтр и
промывают его холодным раствором
(NH4)2S04 и разбавленной лимонной кис¬
лотой. Полученный осадок сжигают, окис¬
лы сплавляют с KNaS04, сплав растворя¬
ют в 5%-ной H2S04 и раствор переводят
в мерную колбу, из которой берут соот¬
ветствующие аликвоты для анализа. Ре¬
зультаты анализа рассчитывают к навеске
растворенной стали, получая содержания
элементов, связанных в интерметаллидную
и карбидную фазы. Чтобы оценить коли¬
чество одной интерметаллидной фазы, из
этих значений вычитают содержание эле¬
ментов, связанных в карбиды. Карбидную
фазу определяют непосредственно с по¬
мощью описанных выше методов [10]. В
стали ЭИ696 обнаружены фазы P-Ni3Ti,
Fe2Ti, a-Ni3Ti, TiC и TiB. Для выделенчя
из стали a, х и других фаз пользуются
методами, аналогичными выделению кар¬
бидов. Например, из стали типа 18-8, со¬
держащей также 3% Мо и 0,3% Ti, выде¬
лены сг-фаза и %-фаза путем анодного раст¬
ворения стали в 20%-ной НС1 при плот¬
ности тока 4,7 а/см2. Из этой же стали вы¬
делена a-фаза и ст-фаза в 5%-ной НС1 при
плотности тока 0,08 см/см2 [11]. К. П. Со¬
рокина выделила %-фазу из стали, содер-
жащей 0,07% С, 14% Сг; 8% Ni; 9% Мп,
5% Мо, и фазу Fe2W из стали такого же
типа, но в которой вместо молибдена со¬
держалось 8% W. Она применяла анод¬
ное растворение стали в электролите, со¬
державшем 10% НС1, 7,5% КС1 и 1% тио¬
сульфата натрия [12]. %-фаза была также
выделена из сплава, содержащего 16% Сг,
15% Ni; 7% Мп; 6% Мо с помощью анод¬
ного растворения при плотности тока
0,03 а/см2 в протекающем электролите, со-
ХИМИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ФАЗОВОГО АНАЛИЗА СТАЛИ163держащем 5% лимоннокислого натрия и1	% роданистого натрия, и при использо¬
вании в качестве католита раствора CuS04.
В некоторых случаях для выделения ст-фа¬
зы применялось также растворение струж¬
ки стали в кипящей НС1 или в кипящей
смеси НС1, HN03 и Н3Р04.5.	ОПРЕДЕЛЕНИЕ БОРИДОВИ КАРБОБОРИДОВ В СТАЛИБориды и карбобориды попадают в анод¬
ный осадок вместе с карбидами. Методы
обособленного определения этих соедине¬
ний пока не разработаны. Для совместного
выделения пользуются методами, пригод¬
ными для выделения карбидной фазы. На¬
пример, для фазового анализа среднеуг¬
леродистой хромоникелевольфрамовой ста¬
ли, содержащей от 0,003 до 0,25% В, ока¬
зался пригодным метод анодного раство¬
рения в слабокислых хлористых солях при
низкой плотности тока. В анодном осадке
вместе с карбидами была найдена фаза
Ме3 (С, В). В ней содержались значитель¬
ные количества бора. Для анодного раство¬
рения высоколегированной хромоникеле¬
вольфрамовой стали, содержащей бор, при¬
годен электролит состава: 75 г/л КС1,
20 мл/л НС1 и 5 г/л Na2S203. Электролиз
ведут при плотности тока 0,02 а/см2 в тече¬
ние 4 час. и при комнатной температуре.
В этом случае в анодном осадке были
карбиды типа Ме23С6 и боридная фаза.Анодные осадки, содержащие бор, раст¬
воряют кипячением в кислотах с обратным
холодильником, чтобы не потерять лету¬
чих соединений бора, и для полного раз¬
ложения осадка окисляют его небольшим
количеством перекиси водорода.6.	ОПРЕДЕЛЕНИЕ НИТРИДОВ
И КАРБОНИТРИДОВМетоды выделения нитридов мало раз¬
работаны. Общие сведения о содержании
нитридов в стали получают, определяя со¬
держание связанного азота. Методы опре¬
деления связанного азота основаны на кис¬
лотном разложении стружки стали или вы¬
деленного анодного осадка, причем азот
восстанавливается до аммиака, который с
кислотой образует соли аммония. Количест¬
во аммиака определяют отгонкой при об¬
работке солей щелочью в специальном ап¬
парате [2]. Непосредственное определение
нитрида титана может быть выполнено по
методу Ю. А. Клячко и М. М. Шапиро [13].
Эти исследователи растворяли сталь, со¬
держащую 0,1% С, 18% Сг, 0,3—0,5 % Ti,
в электролите состава: 15% NaCl, 2,5%
винной кислоты при плотности 0,7 а/см2
и получили в осадке смесь карбида титана,
нитрида титана и окислов титана. С по¬
мощью персульфатной обработки в раствор
переходил карбид титана. Затем раство¬
ряли в царской водке нитрид титана и по¬
лучали в остатке окислы титана. Определяятитан в соответствующих фракциях, судили
о количестве карбида титана, нитрида ти¬
тана и окислов титана.Фазовый анализ азотированных сталей
разработан Н. И. Блок и сотрудниками.
Эти авторы количественно выделили фа¬
зы (Fe, Cr)NC и CrN при электролизе об¬
разцов стали 25Х18Н8В2 в растворе 50 мл
НС1 (1,19) и 1150 мл метанола при тем¬
пературе —7° и плотности тока 0,02 а/см2
в течение 20—30 мин. В азотированном
слое армко-железа они обнаружили фазы
Fe2N и Fe4N [14].7.	МЕТОДЫ ВЫДЕЛЕНИЯ ОКИСЛОВ,
СУЛЬФИДОВ, ФОСФИДОВ МЕТАЛЛОВ
СОВМЕСТНО С КАРБИДАМИДля выбора методов совместного выде¬
ления неметаллических включений ориенти¬
руются на химические свойства наименее
стойких соединений — закиси и сульфида
марганца. Последние растворяются не толь¬
ко в кислотах, но и в растворах некоторых
солей. Для совместного изолирования всех
неметаллических включений широко рас¬
пространено применение методов Фиттере-
ра и Трейе—Бенедикоа. Метод Фиттерера
основан на анодном растворении стали в
растворе FeS04 и NaCl, а Трейе и Бенедикс
рекомендовали в качестве анолита раствор0,1% КВг и 10%-ного лимоннокислого нат¬
рия и католита—10% CuS04. В обоих ме¬
тодах использовалась низкая плотность то¬
ка — 0,02 а/см2. Наиболее удачные вариан¬
ты этих методов были созданы Лукашевич-
Дувановой [15], которая применяла элек¬
тролит Фиттерера с добавкой сегнетовой
соли, и Тананаевым и Медведевой [см. 16],
применившим анолит Трейе—Бенедикса с
непрерывным обновлением. Для этой цели
анолит подавали с определенной скоростью
в пористый шамотовый стакан и удаляли
избыток электролита через отводную труб¬
ку. Между стенками ванны и стакана по¬
мещали катод. Образец подвешивали в
центре коллодиевого мешочка, который
укрепляли на плавающем деревянном коль¬
це. Анодный осадок, полученный с помощью
вышеуказанных методов, содержит, помимо
неметаллических включений, большое ко¬
личество карбидов. Для удаления карбидов
осадок обрабатывают раствором КМп04
в присутствии HN03 при нагревании. Вы¬
делившуюся двуокись марганца растворя¬
ют в перекиси водорода. При этой кислот¬
но-окислительной обработке неустойчивые
соединения разрушаются и вместе с кар¬
бидами растворяются МпО и MnS.Более мягкие условия очистки шлаковых
включений от карбидов создаются при об¬
работке осадка персульфатом аммония в
присутствии лимонной кислоты (2]. Для
последовательного разделения всех соеди¬
нений, попадающих в -анодный осадок, в
Уральском политехническом институте раз¬
работан специальный метод. Он основан на11*
164МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИизбирательном растворении фаз при обра¬
ботке их смеси различными реагентами.
Полученный -анодный осадок промывают на
центрифуге свежим раствором анолита, раз¬
веденного водой в 4 раза, затем промыва¬
ют осадок горячим раствором с 5% соды,
чтобы удалить коллоидную кремневую кис¬
лоту. Соду отмывают от осадка водой до
прекращения щелочной реакции на пробу
с фенолфталеином. Очищенный осадок № 1
обрабатывают 100 мл насыщенного раство¬
ра Н4С1 и отделяют на центрифуге раст¬
вор № 1 от оставшегося осадка № 2. Рас¬
твор № 1 служит для определения марган¬
ца, который пересчитывают на МпО. Оса¬
док № 2 обрабатывают 60 мл 30°/о-ной
Н202 в течение 4 час. При этой обра¬
ботке в раствор переходят MnS и
FeS. Этот раствор № 2 служит для опре¬
деления марганца и железа, которые пере¬
считывают на MnS и FeS. Остаток № 3 со¬
держит карбиды и фосфиды, которые раз¬
лагают 10%-ным раствором сулемы с до¬
бавкой лимоннокислого аммония при на¬
греве до 40—60° в течение 2 час. В остат¬
ке № 4 определяют силикаты и глинозем.
О количестве силикатов судят по содержа¬
нию SiO*, марганца, железа, которые опре¬
деляют обычными методами химического
анализа. Количество А1203 рассчитывают по
.содержанию алюминия.8.	ОПРЕДЕЛЕНИЕ ГЛИНОЗЕМА
ПО МЕТОДУ ГЕРТИДля определения А1203 в сталях широко
'применяют метод, основанный на растворе-
шии стружки стали в НС1 при нагреве. Ме¬таллическое железо и почти все структур¬
ные составляющие растворяются в горя¬
чей НС1, *а глинозем сохраняется в остат¬
ке. По содержанию алюминия в осадке рас¬
считывают количество А1203. Метод Герти
выполняют в различных вариантах.9.	ОПРЕДЕЛЕНИЕНЕМЕТАЛЛИЧЕСКИХ ВКЛЮЧЕНИЙ
ХЛОРНЫМ МЕТОДОМПри воздействии газообразного хлора на
стружку стали структурные компоненты
последней вступают в реакцию при раз¬
ных температурах нагрева. Двуокись крем¬
ния и глинозем отличаются наибольшей
устойчивостью и не разлагаются при 600—
700°, в то время как металлическое железо
и большинство включений дают с хлором
летучие соединения и удаляются в токе га¬
за. Некоторые исследователи рекомендуют
вести хлорирование при 350°. При этом це¬
ментит и фосфид железа разлагаются, а
FeO и МпО переходят в окислы высшей ва¬
лентности. О количестве этих окислов су¬
дят по химическому анализу остатка после
хлорирования. Чем ниже температура хло¬
рирования, тем больше возможность сохра¬
нить в остатке нестойкие включения. Для
этого в некоторых случаях вместо струж¬
ки стали для хлорирования используют
анодные осадки, полученные в электролите
Фиттерера или Трейе—Бенедикса.Для определения окислов в сталях Кох
и сотрудники предложили вести хлорирова¬
ние анодных осадков в особой аппаратуре
под вакуумом [17].ЛИТЕРА ТУРА1.	Н. М. Попова. Карбидный анализ стали,
Оборонгиз, 1957.2.	Ю. А. Клячко, А. Г. Атласов, М. М.
Шапиро. Анализ газов, неметаллических
включений и карбидов в стали, Металлургиздат,1953.3.	Н. А. С а в е р и н а. Физико-химические ме¬
тоды исследования металлов, ЦНИИТМАШ, кн.
36, Машгиз, 1950, стр. 165—181.4.	Н. И. Блок и др. Заводская лаборатория,1954,	№8, стр. 903.5.	P. Klinger und W. Koch. Beitrage. Zur
metallkundischen Analyse. Dusseldorf, 1949.6.	H. М. Попова и Jl. В. Заславская.
Заводская лаборатория, 1958, № 1, стр. 26.7.	Р. Б. Голубцова и Л. А. Машкович.
ДАН СССР, т. 106, 1956, №6, 1011.8.	Ну М. Попова и А. Ф. Платонова.
Заводская лаборатория, 1958, № 7, 810.9.	Н. И. Блок, Н. Ф. Л а ш к о, К. П. С о-
рокина и Ф. Ф. Химушин. Заводская. лаборатория, 1957, №8, стр. 901.10.	К. П. Сорокина, Н. И. Блок, Н. Ф.
Л а ш к о. Заводская лаборатория, 1959, №6,
стр. 659.11.	J. Е. В II о wci, W. D. Clark. A. Parker.
Metallurgia, 1957, v. 56, № 337, стр. 215.12.	Д. Ф. Жирнов, Н. Ф. Л а ш к о, К. П.
Сороки на. Журнал неорганической химии,
т. I, вып. 11, 1956.13.	Ю. А. Клячко и М. М. Шапиро. За¬
водская лаборатория, 1957, N° 2, 140.14.	Н. И. Блок, М. Н. Козлова и др.
Заводская лаборатория, 1958, № 11, стр. 1315.15.	Ю. Т. Л у к а ш е в и ч-Д у в а н о в а. Шла¬
ковые включения в железе и стали, Металлург-
издат, 1952.16.	В. И. Явойский и Г. А. Медведе-
в а. Определение газов и включений в сталях,
Металлургиздат, 1945.17.	W. Koch und О. Ga utoch, Arch. f.
Eisenhiittenw v. 1, 1959, № 12, стр. 723. ч
ЭЛЕКТРОННАЯ МИКРОСКОПИЯ и ЭЛЕКТРОНОГРАФИЯ165ГЛАВА 11ЭЛЕКТРОННАЯ МИКРОСКОПИЯ И ЭЛЕКТРОНОГРАФИЯЭлектронная микроскопия и электроно¬
графия — важнейшие методы исследова¬
ния структуры металлов. Применение этих
методов позволило не только уточнить сло¬
жившиеся представления о той или иной
структуре, но и открыть ряд новых, до то¬
го не известных особенностей тонкой струк¬
туры металлов и сплавов, получить новые
сведения о механизме фазовых превраще¬
ний, пластической дефармации и разруше¬
ниях, о тонких структурных несовершенст¬
вах кристаллов, о химической неоднородно¬
сти сплавов и т. д.Развитие электронной оптики и электрон¬
ной микроскопии привело также к созда*
нию отражательных, эмиссионных, раст¬
ровых (электронных и рентгеновских) мик¬
роскопов, имеющих большие перспективы ис¬
пользования в исследовании металлов; соз¬
даны новые приборы и методы металлофи¬
зического исследования, использующие элек¬
тронную оптику и высококачественные элек-
тропитающие устройства электронных мик¬
роскопов: рентгеноспектральные микроана¬
лизаторы, рентгеновские микроскопы, элек¬
тронные анализаторы (для исследования
потенциала кристаллической решетки),
электронные зеркала (для исследования до¬
менной структуры ферромагнетиков) и т. д.Но широкое распространение получили
пока только просвечивающие электронные
микроскопы и универсальные электроногра-
фы с электромагнитной оптикой, доведен¬
ные до определенного технического совер¬
шенства. Именно на таких микроскопах до¬
стигнута наивысшая разрешающая способ¬
ность и осуществлена микродифракция, сте¬
реосъемка, нагрев и охлаждение объекта
и т. д. Поэтому ниже речь идет в основ¬
ном о таких приборах и их применении для
исследования металлов и сплавов.Большой и важный в научном и техни¬
ческом отношении экспериментальный ма¬
териал получен с помощью методов элек¬
тронографии.1.	ЭЛЕКТРОННЫЕ МИКРОСКОПЫ
Просвечивающий электронный
микроскопЭлектронная оптика микроскопов основа¬
на на фокусирующем действии аксиально¬
симметричного электрического или магнит¬
ного поля на пучок расходящихся элек¬
тронов. Такое (например, магнитное) поле
получают путем выведения магнитного по¬
тока из железного панциря, целиком охва¬
тывающего многослойный цилиндрический
соленоид, в узкий кольцевой зазор во внут¬
реннем канале панциря. Магнитное поле
у зазора изменяет направление движения
электронов, т. е. играет роль линзы.Микроскоп состоит из герметичной колон¬
ны, в которой собрана вся электронная оп¬
тика, вакуумной системы, обеспечивающей'
высокий вакуум в колонне, и питающего
устройства, дающего высокое напряжение4‘\ V»Рис. 1. Оптическая схема электронного ми¬
кроскопа (для изображения малого участ¬
ка объекта и микродифракции):
а, Ь, с — точки объекта; А, В, С — их изо¬
бражения (лучи от точки С отсечены селек¬
торной диафрагмой); Du Dt, £>3—дифракци¬
онные максимумы; D' — их изображение,
создаваемое промежуточной линзой; D" — их
окончательное изображение, создаваемое
проекционной линзойдля ускорения электронов и ток для пита¬
ния электромагнитных линз и накала ка¬
тода — источника электронов.На *рис. 1 приведена оптическая схема
современного просвечивающего электронно-
166МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИИго микроскопа с электронными, магнитны¬
ми или электростатическими линзами. Осве¬
тительная система микроскопа состоит из
источника электронов (катода)— раскален¬
ной вольфрамовой нити 1 (в некоторых си¬
стемах — острие активированного вольфра¬
ма, подогреваемое извне); направляющего
электрода 2 с нулевым или отрицательным
(регулируемым) потенциалом относительно
катода; анода 3 с высоким положительным
потенциалом, разгоняющим электроны; кон¬
денсора 4 из одной или двух линз, создаю¬
щих уменьшенное изображение источника
электронов вблизи (выше) плоскости объ¬
екта О. Малый апертурный угол освещаю¬
щего пучка электронов обеспечивается так¬
же и соответствующими сменными или ре¬
гулируемыми диафрагмами 13.Рассеянные при прохождении сквозь объ¬
ект О электроны фокусируются объективной
линзой 5 в плоскости #0. Промежуточная
линза 6 перебрасывает центральную часть
изображения в предметную плоскость Пп
проекционной линзы 7, дающей изображе¬
ние уже на экране микроскопа 8 или фото¬
пластинке 9 (ход электронных лучей в этом
случае показан сплошными линиями).Совмещая предметную плоскость проме¬
жуточной линзы с фокальной плоскостью
Ф0 объектива и вырезая с помощью под¬
вижной селекторной диафрагмы 10 в плос¬
кости #о изображения объектива участок,
соответствующий на объекте 1—2 мк, полу¬
чают на конечном экране дифракционную
картину этого микроучастка (ход электрон¬
ных лучей в этом случае показан пункти¬
ром).Апертурная диафрагма И с отверстием
0,01—0,07 мм отсекает сильно рассеянные
электроны, вследствие чего изображение
более плотных или более толстых участков
объекта формируется меньшим числом элек¬
тронов, что соответствует менее яркому
свечению экрана (или меньшему почерне¬
нию фотопластинки). Так возникают кон¬
трасты на электронном изображении. Про¬
пуская лишь электроны, мало отклонив¬
шиеся от оптической оси объектива, где
меньше сказывается сферическая аберра¬
ция линзы, апертурная диафрагма обеспе¬
чивает и большую резкость изображения.
Кроме того, с помощью апертурной диа¬
фрагмы можно получать темнопольное изо¬
бражение, если, смещая диафрагму или
освещающий электронный пучок, пропу¬
скать в ее отверстие только отклоненные
электроны. Тогда участкам объекта, силь¬
нее других рассеивающим электроны, бу¬
дут соответствовать более светлые участки
на изображении. Чем больше диаметр
апертурной диафрагмы, тем больше яркость
изображения, но меньше его контрастность
и резкость.Диафрагма поля зрения 12 с отверстием
от нескольких десятых миллиметра до не¬
скольких миллиметров, ограничивая на¬
блюдаемый на конечном изображении уча¬
сток объекта, уменьшает «фон» и дает на¬
глядное, хотя и приблизительное представ¬ление об изменении увеличения микроскопа
в некотором диапазоне.Фокусировка изображения осуществляет¬
ся изменением фокусного расстояния объ¬
ективной линзы (т. е. в электромагнитных
системах — изменением силы тока в обмот¬
ке линзы), а изменение увеличения — из¬
менением фокусных расстояний проекци¬
онной и промежуточной линз, а также
сменой полюсных наконечников проекци-
оной линзы.Общее увеличение микроскопа, как обыч¬
но, определяется произведением увеличе¬
ний объективной (~100), промежуточной
(до ~4—10) и проекционной (до ~250)
линз и составляет в зависимости от кон¬
струкции микроскопа до 25—250 тысяч.Высокая разрешающая способность элек¬
тронной оптики может реализоваться лишь
при достаточно высокой стабильности элек¬
трического питания линз (т. е. при строгой
стабильности оптических свойств линз во
время фотографирования электронных изо¬
бражений). Это обеспечивается специаль¬
ными довольно сложными схемами электро¬
питания.Напряжение, ускоряющее электроны, со¬
ставляет обычно 50—100 кв и обеспечивает
просмотр объектов толщиной от 10-7 до
10см (в зависимости от материала). Од¬
нако для изучения объектов толщиной по¬
рядка 10-5 см или больше, а также для су¬
жения участка и улучшения четкости кар¬
тины при микродифракционной съемке и
для других целей требуется еще более вы¬
сокое напряжение. Поэтому имеются микро¬
скопы (правда, пока еще уникальные) с
ускоряющим напряжением 300—400 кв.Все современные микроскопы имеют мно*
гозарядные фотокассеты, позволяющие про¬
изводить не меньше 12 снимков без нару¬
шения вакуума.Контрастность электронного изображения
в стандартных условиях определяется раз*
личным рассеянием и поглощением элек¬
тронов, проходящих через участки объек¬
та, имеющие разную эффективную толщи¬
ну (рис. 2), или плотность, или кристал¬
лографическую ориентировку (последняя
играет решающую роль в возникновении
контрастов на темнопольном изображении).
Чем мельче детали рельефа объекта или
области измененной плотности, тем, оче¬
видно, тоньше должен быть препарат, что¬
бы обеспечить достаточную контрастность
изображения этих деталей (областей). С
другой стороны, каждой данной средней
толщине объекта соответствует определен¬
ная оптимальная (с точки зрения контраст¬
ности изображения) скорость электронов.-
Возможность подбора такой скорости обес¬
печивается во всех приборах наличием трех¬
четырех ступеней высокого напряжения.Разрешаемое расстояние на электронно¬
микроскопических снимках зависит не толь
ко от качества электронной оптики микро¬
скопа и ее юстировки, но и от особенно¬
стей объекта (чем он тоньше, тем выше
разрешение),- а также зернистости исполь
ЭЛЕКТРОННАЯ МИКРОСКОПИЯ И ЭЛЕКТРОНОГРАФИЯ_1б7зуемой фотоэмульсии. Практически разре¬
шаемое расстояние приблизительно опреде¬
ляется по максимальному полезному (т. е.
без видимого размытия контуров) увеличе¬
нию снимка или по минимальному расстоя¬
нию между отчетливо различимыми точка¬
ми (или линиями) на изображении. ХотяРис. 2. Рассеяние
электронов на объек¬
те:а — однородной тол¬
щины; б—неоднород¬
ной толщины; в—
неоднородной плот-
ностисовременные электронные микроскопы поз¬
воляют различать точки (линии), находя-ощиеся на расстоянии меньше 10 А, препа¬
раты-копии, используемые для исследова¬
ния металлов, в лучшем случае допускают
рассмотрение деталей размером не меньше
нескольких десятков ангстрем.Малая угловая апертура, используемая в
объективной линзе электронного микроско¬
па, определяет относительно большую глу¬
бину резкости, что позволяет производить
стереоскопическую съемку даже весьма глу¬
бокого рельефа. Для этого делают два
снимка при противоположных наклонах
объекта относительно оптической оси при¬
бора (на ±3—4°).Для перехода от изображения к общей
дифракционной картине объекта в совре¬
менных электронных микроскопах преду¬
смотрено удаление (без нарушения ва¬
куума) апертурной диафрагмы и полюсных
наконечников проекционной линзы. В мик¬
роскопе УЭМ-100 апертурная диафрагма
приближается вплотную к объекту. Тогда
при выключенных объективной, промежу¬
точной и проекционной линзах микроскоп
становится обычным электронографом.Для получения дифракционной картины
только от того микроучастка, который за¬
интересовал исследователя при просмотре
изображения, на ось микроскопа выводят
селекторную диафрагму и устанавливают
так, чтобы на изображении был виден
только этот микроучасток, затем убирают
апертурную диафрагму и с помощью про¬
межуточной линзы фокусируют дифракци¬
онную картину.Величина участка, выделяемого для мик¬
родифракции, определяется диаметром се¬лекторной диафрагмы, деленным на увели¬
чение объектива. Уменьшение отверстия
этой диафрагмы ограничено снижением
яркости изображения. Поэтому в микроско¬
пах с ускоряющим напряжением до 100 кв
минимальный диаметр выделяемого участ¬
ка на объекте составляет около 1 мк, а в
400-кв микроскопе — 0,1 мк и даже мень¬
ше.Если при наблюдении дифракционной
картины вывести в фокальную плоскость
объектива апертурную диафрагму и. устано¬
вить ее так, чтобы она пропускала опреде¬
ленный (выбранный исследователем) оди¬
ночный рефлекс электронограммы, то, пе¬
реходя затем к темнопольному изображе¬
нию (изменением тока ® промежуточной
линзе), можно непосредственно видеть тот
кристаллик (или микроучасток сплошного
объекта), которому принадлежит данный
рефлекс. Таким путем можно раздельно
идентифицировать даже лежащие один на
другом кристаллики.Дифракцию от сравнительно небольшого
участка можно получить и по обычной
схеме электронографа, но уменьшая до 2—
4 мк площадь объекта, облучаемую элект¬
ронами, что достигается с помощью двух¬
линзового конденсатора. При этом улуч¬
шается и качество изображения, так как
снижается фон от рассеянных электронов,
и облегчается просмотр объектов, нестой¬
ких по отношению к электронной бомбар¬
дировке (вследствие уменьшения нагрева
объекта).Отечественной промышленностью теперь
выпускаются просвечивающие электронные
микроскопы трех современных моделей; ми¬
кроскопы оборудованы для микродифракци-
онной съемки: УЭМБ-100—универсальныйоприбор высокого разрешения (~15 А) с
бронированным вводом высокого (100 кв)
напряжения й двухлинзовым конденсато-ором; УЗМВ-100— с разрешением 10 А;
ЭМ-5 — прибор повышенного разрешенияо(20 А), более простой в обращении *и более
компактный. Все новые приборы имеют уст¬
ройства (стигматоры) для исправления ас¬
тигматизма линз и ряд юстировочных и ре¬
гулирующих устройств.Для выпущенных в предыдущие годы
микроскопов ЭМ-3 и УЭМ-100 разработаны
дополнительные узлы с промежуточной
линзой. Установка этих узлов в старые мик¬
роскопы позволяет и на них проводить
микродифракционные исследования.Отражательный электронный
микроскопВ отражательном электронном микроско¬
пе [1] в отличие от просвечивающего п\*гок
электронов, создаваемый осветительной си¬
стемой, направляется под углом 2—4° к изу¬
чаемой поверхности, которая в свою оче¬
редь наклонена к оптической оси объектива
под углом от 4 до 30° [16]. Изображение по¬
лучается искаженным, так как в разных на¬
168МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИправлениях масштаб оказывается различ¬
ным и требуется специальное исправление.
Качество изображения резко зависит от чис¬
тоты поверхности металлического образца.
С помощью отражательного микроскопа по¬
ка не получено существенных для металло¬
ведения результатов. Однако непрерывное
развитие способов травления и очистки по-
верхности образца (в особенности ионной
бомбардировкой) и дальнейшее совершен¬
ствование прибора (микродифракция «на
отражение», регистрация рентгеновского из¬
лучения от образца и т. д.) открывают ши¬
рокие перспективы использования отража¬
тельного микроскопа в ближайшие годы.Эмиссионный электронный
микроскопВ оптической схеме микроскопа этого ти¬
па [1] отсутствует осветительная система,
а источником электронов является сам об¬
разец, поверхность которого или предвари¬
тельно активируется (покрывается тонким
слоем некоторых веществ, снижающих ра¬
боту выхода электронов), или непрерывно
бомбардируется косым пучком ионов или
электронов из специальной ионной или
электронной пушки. Для достаточно интен¬
сивной первичной эмиосии образец необхо¬
димо нагревать по меньшей мере до 600—
800°, вторичная эмиссия с поверхности, бом¬
бардируемой ионами, может быть получена
при любой его температуре. После создания
технически совершенных приборов для ис¬
следования вторичных эмиттеров электрон¬
ные микроскопы этого типа, несомненно, по¬
лучат широкое применение в металловеде¬
нии, причем не только для изучения про¬
цессов рекристаллизации, клк это в основ¬
ном было до сих пор.Растровый электронный
микроскопДанный микроскоп позволяет видеть на
экране кинескопа изображение поверхности
объекта, обегаемой электронным зондом,
и одновременно анализировать рентгенов¬
ское характеристическое излучение, возни¬
кающее в той или иной точке объекта, за¬
интересовавшей исследователя, или даже
получать изображения той же поверхности
как бы в рентгеновых характеристических
лучах того или иного элемента, т. е. наблю¬
дать картину распределения элементов в
структуре объекта [17]. Широкое примене¬
ние растрового микроскопа в будущем не
вызывает сомнений.Физические и технические основы элект¬
ронной микроскопии изложены в моногра¬
фиях [1—5].ЭлектронографЭлектронограф служит для получения вы¬
сококачественных электронагр амм «на прос¬
вет» (прозрачных объектов) и «на отраже¬
ние» (непрозрачных объектов).Электронная оптика используется в элек-
тронографе только для получения возмож¬
но более тонкого первичного пучка электро¬
нов (в некоторых конструкциях предусмот¬
рена вспомогательная линза, позволяющая,
если нужно, увеличивать масштаб электро-
нограммы в несколько раз для более деталь¬
ного рассмотрения ее центральной части).
Наивысшее разрешение электронограммы
достигается с помощью двухлинзоволо кон¬
денсора, фокусирующего на экране умень¬
шенное изображение источника электро¬
нов — катода. Соответственно тонкими и
резкими получаются и линии, и точечные
рефлексы на электронограммах; физическое
уширение линий и прочие дифракционные
эффекты в этих условиях выявляются более
отчетливо, а изменение межшюскостных
расстояний вычисляется более точно (доо0,002 А). Двухлинзовый конденсор (в от¬
личие от простейшего коллиматор но го уст¬
ройства) позволяет также получать теневое
(проекционное) увеличенное изображение
объекта, что облегчает работу.Важнейшей особенностью конструкции
электронографа является специальный дер¬
жатель образца, позволяющий перемещать
и поворачивать образец в любых направле*
ниях, не прерывая наблюдений дифракцион¬
ной картины. Углы поворота образца отме¬
чаются гониометрическими устройствами.Для снятия заряда, возникающего на об¬
разцах-диэлектриках или на неметалличе¬
ских включениях, в камеру образца встраи¬
вают пушку медленных электронов.Фотокамера некоторых электронографов
приспособлена для фотографирования ряда
электронограмм на одну пластинку или да¬
же для непрерывной регистрации изменяю¬
щейся дифракционной картины (например,
в процессе фазовых превращений) на дви¬
жущейся фотопленке.Вакуумные системы, схемы электропита¬
ния и конструкция электронной пушки
электронографа и электронного микроскопа
совершенно аналогичны.Отечественной промышленностью выпуще¬
на большая серия вертикальных электроно¬
графов модели ЭМ-4, выпускаются гори¬
зонтальный электронограф ЭГ, вертикаль¬
ный ЭГ-100А. Последние являются весьма
совершенными моделями. Так, в приборе
ЭГ-100А можно выполнять самые различ¬
ные исследования, требующие сокращения
(до 150 мм) или увеличения (до 700 мм)
дифракционного расстояния (объект — эк¬
ран), нагрева образца до 1000°, напыления
на образец эталонного вещества и т. д.Физические и технические основы электро¬
нографии изложены в монографиях [12, 15]2.	МЕТОДЫ
ЭЛЕКТРОННОМИКРОСКОПИЧЕСКОГО
И ЭЛЕКТРОНОГРАФИЧЕСКОГО
ИССЛЕДОВАНИЯ МЕТАЛЛОВС помощью просвечивающего электронно¬
го микроскопа можно проводить прямое,
косвенное и полупрямое исследование раз¬
ЭЛЕКТРОННАЯ МИКРОСКОПИЯ и ЭЛЕКТРОНОГРАФИЯ169личных объектов, прозразных или полу¬
прозрачных для электронов.Прямое электронномикроскопическое и
электронно дифракционное исследование,
принципиально наиболее ценное, сравни¬
тельно легко осуществимо на полученных
различными путями пленках, прозрачных
или полупрозрачных для электронов, и по¬
рошковых объектах, но связано с большими,
хотя и преодолимыми, трудностями при
изучении металлов и сплавов в технически
важных состояниях, так как в этом случае
необходимо изготовление тонких пленок из
массивных образцов.Для чистых металлов и однофазных
сплавов, как -и для других объектов, часто
применяют методически наиболее .простой
косвенный метод электр онномикр оскопиче-
ского исследования с помощью тонких
слепков поверхности образца.Для гетерофазных солавов с дисперсной
структурой — полупрямой метод микроско¬
пического и дифракционного 'исследования,
являющийся прямым, по крайней мере для
некоторых фаз сплава.Прямое и полупрямое электронномикро¬
скопическое исследование непосредственно
совмещается с электронографическим. Кро¬
ме того, массивные образцы можно парал¬
лельно исследовать в электронографе съем¬
кой «на отражение» от той же поверхности,
которая изучается косвенным или полупря¬
мым методами 1.Большие перспективы имеет также иссле¬
дование таких образцов в отражательном,
эмиссионном и растровом электронных ми¬
кроскопах.Прямое исследование объектов,
«прозрачных» для электроновНепосредственно в просвечивающем
электронном микроскопе и в электроногра¬
фе исследуют тонкие металлические, оксид¬
ные и другие пленки, а также частицы кар¬
бидных. интерметаллидных, неметалличе¬
ских и других осадков, выделенных
для фазового анализа, частицы метал¬
лургических дымов, исходных порошков в
металлокерамике, минералов, идущих на из¬
готовление огнеупоров, и т. д.Частицы дисперсных порошков наносят
или непосредственно на медные или нике¬
левые сеточки (150—300 меш), или на
очень тонкие коллодиевые, угольные или
другие пленки — подкладки, укрепляемые
затем на таких же сеточках. Коллодиевые
пленки подходящей толщины образуются
гтри высыхании капли 0,5—1,0%-ного ра¬
створа коллодия в амилацетате на поверх¬
ности воды в сосуде диаметром 10—16 см.
Угольные пленки (получаются в результате
конденсации углерода из ларов на .поверх¬
ности скола каменной соли или какой-либо
хорошо полированной поверхности.1	Возможность электронографической съемки
«на отражение» предусмотрена и в ряде элек¬
тронных микроскопов, но связана с серьезной
переналадкой прибора.Если электронографического изучения
частиц не предполагается, то можно ис¬
пользовать и любой другой из описанных
ниже способов приготовления слепков (в
данном случае — гладкой поверхности).Для предотвращения (или уменьшения)
слипания частиц в грубые скопления при
нанесении порошка на пленку применяют
различные способы диспергирования: с по¬
мощью устройств, аналогичных пульвериза¬
тору, ультразвуковое взмучивание суспен¬
зии в вязкой жидкости, перенос суспензии
из жидкости с малым поверхностным натя¬
жением в жидкость с большим натяжени¬
ем и т. д.До недавнего времени исследовали ме¬
таллические пленки, получаемые почти ис¬
ключительно конденсацией в вакууме.Во многих случаях такие пленки могут
служить моделями сплавов, обычно исполь¬
зуемых в виде массивных деталей, для изу¬
чения некоторых основных закономерностей
их строения и фазового состава. Например,
газовой цементацией или азотированием
железных пленок изготовлялись сплавы с
широкой гаммой составов, которые исследо¬
вались затем в электронографе, причем бы¬
ли получены важные сведения о фазовом
составе и кристаллогеометрических соотно¬
шениях фаз этих сплавов.Однако структура тончайших пленок
сплавов, кинетика превращений, протекаю¬
щих в них при термической и химикотерми¬
ческой обработке (кстати, технически не¬
легко осуществимой), и даже фазовый сос¬
тав могут быть существенно иными, чем
массивных образцов. Большие трудности
представляет получение и сохранение опре¬
деленного химического состава пленок, в
частности, в связи с возможными его из¬
менениями при термической обработке. По¬
этому в последние годы наряду с возрос¬
шим интересом к специфике тонкой струк¬
туры пленок, сконденсированных из паров
или электроосажденных, наметилась отчет¬
ливая тенденция к исследованию пленок,
полученных из' массивных образцов путем
их травления — электролитического-, хими¬
ческого или ионной бомбардировкой. По¬
скольку осуществить однородное (плоское)
травление образцов многих металлов и спла¬
вов, особенно со структурными и химиче¬
скими неоднородностями, практически очень
трудно, в ряде работ использован следую¬
щий прием2. Прокатанный или сошлифо-
ванный до толщины 0,1—0,2 мм образец —
пластинку подвергают локальному полирую¬
щему травлению (возможно более медлен¬
ному) в нескольких точках с помощью
подвижных острых электродов — до обра¬
зования нескольких сквозных отверстий;
затем травят всю поверхность пластинки до
тех пор, пока перемычки между отверстия¬
ми не становятся достаточно тонкими для
прямого исследования в электронном микро¬
скопе или электронографе. Травление ион¬*	Режимы, рекомендуемые разными авторами*
сильно различаются.
170МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИной бомбардировкой осуществляется дейст¬
вием направленного пучка ионов (напри¬
мер, аргона) при разгоняющем напряжении
1500 в и токе 1 мка [8] *). Образец (катод)
утоньшается очень однородно. Однако плен¬
ку требуемой и однородной толщины на до¬
статочно больших участках поверхности
получить трудно и потому приходится до¬
вольствоваться лишь небольшими участка¬
ми. Кроме того, часто возникают трудности
в толковании электронных изображений та¬
ких .пленок, что связано с появлением раз¬
личных дифракционных эффектов, создаю¬
щих своеобразные контрасты на изображе¬
нии, природа которых не всегда ясна.Несмотря на эти трудности, исследование
пленок, изготовленных из массивных образ¬
цов различных металлов и сплавов, уже
дало очень' интересные и важные резуль¬
таты. В частности, обнаружены [8, 10] опти¬
ческие эффекты, непосредственно связан¬
ные с дислокациями * (рис. 22) и даже ки-
нематографировалось движение дислокаций
при деформации фольг алюминия и нержа¬
веющей стали в электронном микроскопе.За последние годы получены важнейшие
данные о поведении и свойствах отдельных
дислокаций—об их движении и расщепле¬
нии, об образовании скоплений и взаимо¬
действии дислокаций между собой и с то¬
чечными дефектами [9]. Прямое экспери¬
ментальное наблюдение различных эффек¬
тов, предсказанных теорией дислокаций,
явилось блестящим ее подтверждением.
Открытие ряда новых эффектов, связанных
с механизмом пластической деформации,
структурой наклепанного металла и микро¬
механизмом разрушения, а также прямое
наблюдение доменной структуры упорядо¬
чивающихся сплавов [10], — подлинный
триумф электронной микроскопии. Прямое
наблюдение зарождения, движения, взаимо¬
действия и выхода дислокаций из образца
(с образованием ступенек — линий сколь¬
жения) непосредственно во время деформа¬
ции образца внутри микроскопа [11, 15]
открывает дополнительные замечательные
возможности.Прямое электронномикроскопическое ис¬
следование пленок или частиц органически
сочетается с электроннодифракционным ис¬
следованием тех же объектов.Обычное электронографическое исследова¬
ние при освещении первичным пучком элект¬
ронов площадки (на объекте) диаметром
от нескольких десятков до сотен микрон
позволяет получать сведения об общем фа¬
зовом составе объекта. Однако следует учи¬
тывать, что наиболее интенсивные дифрак¬
ционные максимумы дают пленки или ча¬
стицы толщиной ~10~6—10~7 см. При мень¬
шей и большей толщине кристалликов от¬1 Обзор методик приготовления фольг, «проз¬
рачных» для электронов, из массивных образцов
различных металлов дан в работе [6].2	Природа контрастов на электронном изобра¬жении дефектного кристалла рассмотрена в об¬зоре [71.*	Рис. 3—16 (кроме рис. 12) приведены' навклейках между стр. 176 и 177*ражения вообще могут не выявиться на
электронограмме. Во всяком случае судить
о количественном соотношении фаз в об¬
разце по относительной интенсивности при¬
надлежащих им отражений можно лишь с
большой осторожностью \ учитывая также
и форму кристалликов, наблюдаемую в
электронном микроскопе (так, даже круп¬
ные, но правильно ограненные кристалли¬
ки могут быть прозрачны для электронов у
ребер, а пластинчатые — прозрачны в одном
направлении и т. д.).Например, на электронограмме препара¬
та, электронная микрофотография которого
приведена на рис. 4, видно присутствие
только цементита, тогда как в действитель¬
ности крупные частицы, как показало мик-
родифракционное их исследование, образо¬
ваны карбидом хрома (Сг, Fe)7C3.В зависимости от толщины и плотности
пленки — матрицы или подкладки, от яр¬
кости и сложности дифракционной картины
сосуществующих фаз, а также разрешения
электронографа можно обнаружить при¬
сутствие фазы, относительное количество
которой составляет не меньше 3—20% объ¬
ема (или площади) объекта.Общая электронографическая картина
объекта позволяет судить о наличии тек¬
стуры той или иной фазы, оценивать сред¬
ние размеры частиц и средние микродефор¬
мации их кристаллических решеток. При
этом используются те же закономерности,
что и в рентгенографии.Расчет электронограммы поликристалла
совершенно аналогичен расчету рентгено¬
граммы поликристалла, снятой в монохро¬
матическом излучении, но вследствие мало¬
сти углов отражения О (<3°) sin О — tgO =
R= (R — радиус дифракционного коль¬
ца, L — расстояние между образцом и фо¬
топластинкой) расчет межплоскостных рас¬
стояний можно с достаточной в большин¬
стве случаев точностью вести по формулегде л — длина волны электронов, которая
определяется ускоряющим напряжением Uесли U выражено в вольтахоВеличину /А| Алш, необходимую для
расчета электронограмм, определяют экспе¬
риментально (для каждой ступени высоко¬
го напряжения и для стандартной установ¬
ки образца) из электронограмм какого-
либо чистого вещества с хорошо известной
кристаллической структурой. Например, лег¬
ко приготовить эталонный образец из окиси1 В то же время эта особенность электроно¬
графической съемки может быть использована
для раздельного исследования дисперсной фазы,
находящейся в смеси с более грубыми включения*
ми, если эта смесь параллельно исследуется рент¬
генографически.
ЭЛЕКТРОННАЯ МИКРОСКОПИЯ И ЭЛЕКТРОНОГРАФИЯ171магния: медную сеточку 100—300 меш вно¬
сят на секунду в струю дыма над горящей
магниевой стружкой. Гирлянды кристалли¬
ков MgO, повисающие на сетке, дают рез¬
кую электронограмму, по которой можно
рассчитать XL, приняв период решетки•равным 4,205 А.Электронограмма монокристалла пред¬
ставляет собой почти плоское, увеличенное
в масштабе XL сечение его обратной ре¬
шетки всегда проходящее через нулевой
узел, — центр симметрии. Уменьшая плос¬
кую сетку рефлексов на электронограмме в
XL раз, получим соответствующую узловую
плоскость обратной решетки. Построение
пространственной обратной, а затем и атом¬
ной решетки кристалла требует наличия
двух-трех сечений обратной решетки, т. е.
получения ряда электронограмм, снятых
при различных положениях' кристалла.Если имеются обоснованные предположе¬
ния о принадлежности монокристалла к
одной из двух или нескольких фаз с из¬
вестной кристаллической структурой, то его
идентификация возможна и по одной элек¬
тронограмме. Для этого необходимо постро¬
ить пространственные обратные решетки
предполагаемых фаз и, приведя электроно-
грамму к одному масштабу с обратными
решетками, установить (чисто геометриче¬
ским путем), в какой именно из возможных
решеток можно найти узловую плоскость,
сфотографированную на электронограмме.
В тех случаях, когда кристаллические ре¬
шетки возможных фаз обладают различной
симметрией, их можно идентифицировать
уже по одной только симметрии дифракци¬
онной картины.Микродифракционное исследование в элек¬
тронном микроскопе позволяет производить
кристаллоструктурный фазовый анализ и
находить взаимную кристаллографическую
ориентировку микрообластей объекта, от¬
дельных карбидных, нитридных, интерметал-
лидных и прочих включений, в том числе
неметаллических, независимо от их относи¬
тельного количества и распределения в
структуре объекта; изучать микродеформа¬
ции кристаллической решетки в результате
пластической деформации и фазовых пре¬
вращений, а также у границ зерен.Анализ и расчет микродифракционных
картин выполняются так же, как и для обы¬
чных электронограмм, но связаны с некото¬
рыми специфическими затруднениями. Так,
непостоянство величины XL (из-за некото¬
рых изменений положения образца по высо¬
те и увеличения дифракционной картины)
требует определения этой величины почти
для каждого снимка. Такое частое опре¬
деление выполняют последовательной съем¬
кой объекта и эталонного вещества, наноси¬
мого на объект в очень малом количестве.При решении некоторых задач, фазового
анализа можно обойтись и без точного оп¬1 О понятии, свойствах и построении обратной
решетки см., например, [12, 13, 14].ределения величины XL. Например, если фа¬
зы, присутствующие в сплаве, имеют изве¬
стные различные кристаллические структу¬
ры, то для идентификации данной части.-
цы может оказаться достаточным знание
симметрии электронограммы или отношения
межплоскостных расстояний. Однако если
решетки предполагаемых фаз имеют одина¬
ковую симметрию, но различные периоды
идентичности, то, чтобы идентифицировать
частицы, необходимо по возможности более
точно определять величину XL для каждой
электронограммы.Структурный анализ и даже идентифика¬
ция отдельных микровключений или микро¬
участков сложного объекта неизвестной при¬
роды затрудняются также из-за невозмож¬
ности вращать образец (как в электроно-
графе) для получения различных сечений
обратной решетки кристалла. Это затруд¬
нение преодолевается микродифракционной
съемкой ряда различно ориентированных
частиц. При достаточном числе сечений об¬
ратной решетки, даже не зная их направле¬
ний, можно построить пространственную об¬
ратную решетку кристалла [12]. Однако не¬
обходима абсолютная уверенность в том,
что проводилась съемка частиц только о д-
н о й фазы.Прямое исследование объектов,
«непрозрачных» для электроновНепосредственное исследование таких объ¬
ектов проводят в электронографе, при съем¬
ке «на отражение», в отражательном, эмис¬
сионном и раствором электронных микро¬
скопах. Вследствие сильного взаимодействия
электронов с веществом (атомная ампли¬
туда рассеяния электронов в среднем в 1000
раз больше, чем рентгеновых лучей) мак¬
симальная глубина проникновения электро¬
нов в образец не превышает нескольких ми¬
крон. Для фокусировки рассеянных элек¬
тронов можно использовать лишь те из них,
энергия которых почти не изменяется при
отражении от объекта. Это условие ограни¬
чивает допустимую глубину проникновения
электронов до 10т6 см, что достигается при¬
менением малых углов падения электронов
на объект до 2—4°. В связи с этим особое
значение приобретает чистота исследуемой
поверхности. Присутствие на ней даже ма¬
лейших следов каких-либо загрязнений мо¬
жет совершенно исказить дифракционную
картину или дать ложные эффекты на элек¬
тронном изображении.Ценные сведения, недоступные другим ме¬
тодам исследования, дает электронографи¬
ческое исследование «на отражение». Если
предметом такого исследования является не
пленка на поверхности объекта (например,
окисная, которую, очевидно, нельзя нару¬
шать перед съемкой), а сам образец, то его
предварительно или легко шлифуют на тон¬
кой наждачной бумаге или полируют и тра¬
вят. В результате травления на поверхности
шлифа образуется такой рельеф, что элект¬
172МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙронный пучок, проходящий под очень ма¬
лым углом к ней (до 1—2°), задевает лишь
выступы, образованные какой-либо одной
структурной составляющей сплава. Это дает
возможности получать яркую электроно-
грамму фаз, относительное количество кото¬
рых в образце составляет даже меньше 0,1°/о,
например, электронограмму цементита от об¬
разца железа, содержащего всего 0,02—
0,03% С (рис. 5) или электронограмму ни¬
трида алюминия от образца аустенитной
стали, в которую для раскисления введено
меньше 0,1°/о А1.Другая ценная возможность съемки «на
отражение» — получение электронограммы,
характеризующей фазовый состав и состоя¬
ние в основном in р и г р а н и ч н ы х зон зе¬
рен. Достигается это в тех случаях, когда
границы зерен оказываются хребтообразны¬
ми выступами, высота 1 которых достаточна
для экранирования поверхности от прямого
пучка.Однако при большой -величине зерна од¬
нофазного сплава или чистого металла, или
гетерофазногр сплава с включениями, травя¬
щимися сильнее основы, наблюдаются и эф¬
фекты истинного отражения и преломления
электронов при входе и выходе через плавно
искривленную поверхность зерен. Рефлексы
на электронограмме растягиваются тогда в
направлении, перпендикулярном тени от об¬
разца (рис. 6).Электронографическая съемка «на отра¬
жение» является строгой проверкой чистоты
поверхности, подготовленной для дальней¬
шего исследования в электронном микроско¬
пе. Присутствие осадков продуктов травле¬
ния или коррозии обнаруживается или по
появлению соответствующих отражений,
или по усилению диффузного фона и ослаб¬
лению основных отражений. Образец для
съемки «на отражение» удобно иметь с плос¬
кой гранью, размером в направлении пучка
4—10 мм.При большой высоте грани дифракцион¬
ная картина получается более яркой, но
наблюдается геометрическое размытие ре¬
флексов в радиальном направлении.При установке образца на столик электро-
нографа нужно обеспечить постоянство рас¬
стояния от экрана до ближайшего к нему
края «освещаемой» грани и, следовательно,
постоянство величины XL для образцов раз¬
ных размеров. Для определения этой вели¬
чины на исследуемую грань образца можно
нанести эталонное 'вещество (например,
MgO).Центр электронограммы «на отражение»
находят по ямке на фотоэмульсии, т. е. по
следу первичного пучка, хорошо видимому
в отраженном свете. Проколов эмульсию в
ямке иглой, можно затем видеть центр и в
проходящем свете и достаточно точно про¬
мерить электронограмму.1 Определить высоту выступов можно под све¬
товым микроскопом на оттененном (например,
медью) рельефе и под электронным — стереосъ¬
емкой слепков или промером теней на оттенен¬
ном слепке рельефа.Расчет электронограммы, снятой «на от¬
ражение», ничем не отличается от расчета
полной электронограммы, снятой «на про¬
свет».Косвенное исследование
в электронном микроскопеМикрорельеф протравленной поверхности
шлифа в той или иной степени, в зависимо¬
сти от способа травления, отражает микро¬
структуру образца и его химическую неод¬
нородность. В некоторых случаях, например
при изучении пластической деформации,
мартенситных превращений и т. д., микро¬
рельеф представляет самостоятельный инте¬
рес.Далее, любой рельеф можно более или
менее точно скопировать с помощью тонкого
слепка, пригодного для просмотра в про¬
свечивающем электронном микроскопе. Та¬
кие слепки широко используют в металло¬
графии для исследования массивных образ¬
цов. Существует несколько способов приго¬
товления слепков — негативных и позитив¬
ных. Лучше других зарекомендовали себя
углеродные, титановые, кварцевые и лако¬
вые (с оттенением) слепки.Кроме того, на шлифах некоторых метал¬
лов и сплавов можно образовать достаточно
плотную и в то же время тонкую, почти не
обладающую собственной структурой оксид¬
ную пленку и затем отделить ее.Негативные углеродные, кварцевые, тита¬
новые и другие металлические слепки полу¬
чают конденсацией соответствующих ве¬
ществ из паров непосредственно на исследу¬
емой поверхности, а позитивные слепки—на
предварительно изготовленном оттиске ис¬
ходного рельефа объекта. Процесс ведут в
вакууме. Образец (или оттиск) подвешивав
ют над испарителем той или иной конструк'
ции. Испарение углерода происходит у точ¬
ки касания угольных (спектральных) элек¬
тродов, один из которых остро отточен, при
пропускании через них тока 30—80 а. Для
испарения металлов и кварца их осколкгл
или кусочки стружки в несколько милли¬
граммов нагревают в конической спирали
(«корзиночке») из вольфрамовой проволо¬
ки диаметром 0*5 мм, накаливаемой током
15—30 а. Расстояние образца от испарителя
подбирают опытным путем в пределах от6	до 15 см.Лаковые слепки образуются при высы¬
хании тонкого слоя лака (например, 4°/о-но-
го раствора коллодия в амилацетате), кото¬
рым хорошо смачивают исследуемую поверх¬
ность металлического шлифа.Оксидирование шлифа для получения ок¬
сидных слепков производят электролитичес¬
ки (алюминий, медь) или химически (нер¬
жавеющая сталь, никель — в расплавленной
смеси селитр).Негативный слепок отделяют от образца
механически или травлением металла под
пленкой, насеченной на квадратики.Для механического отделения используют
ЭЛЕКТРОННАЯ МИКРОСКОПИЯ И ЭЛЕКТРОНОГРАФИЯ173или клейкую ленту (с легко растворимым
клеем), которую прижимают к слепку на
шлифе и отдирают затем вместе со слепком,
или желатину. В последнем случае 10—
20%-ный раствор желатины, подогретый до
60°, наносят на образец. Высыхая, желатина
отделяется от образца вместе со слепком, а
затем ее растворяют в теплой воде. Метал¬
лические и кварцевые слепки можно отде¬
лять также с помощью толстого слоя лака
(например, коллодия). Преимуществом ме¬
ханического отделения слепка является пол¬
ная сохранность шлифа (правда, часто обра¬
зец под раствором желатины корродирует).Химическое или электролитическое трав¬
ление тонкого слоя образца под слепком —
наиболее безопасный для слепка и быстрый
способ его отделения, пригодный .даже при
изучении такого глубокого, и сложного ре¬
льефа, как, например, поверхность волокни¬
стого излома, когда механическое отделение
слепка невозможно. Режим травления дол¬
жен обеспечить отсутствие осадков продук¬
тов соответствующих химических реакций
и полную сохранность слепка. Недостаток
этого способа отделения — невозможность
снятия повторного слепка с той же поверх¬
ности.Оксидные слепки отделяют только раство¬
рением металла под пленкой: алюминия—в
насыщенном растворе сулемы, никеля и его
сплавов — в 2—8°/о-ном растворе брома в
метиловом опирте.Первичные (негативные) оттиски рельефа
для последующего получения с них пози¬
тивных слепков приготовляют на полисти¬
роле при давлении до 250 кг/см2 и нагреве
образца до 160°, на метилметакрилате, поли-
меризующемся на поверхности образца, на
алюминии при давлении до 50 кг/мм2, на
целлулоиде (например, очищенная от эмуль¬
сии рентгеновская пленка), набухшем под
каплей амилацетата. Оттиск отделяют, как
правило, механически, однако это всегда
связано с опасностью повреждения его по¬
верхности. Кроме того, возможно появле¬
ние ложных эффектов на позитивных слеп¬
ках, получаемых аналогично негативным (на
алюминиевом оттиске образуют оксидный
слепок, на прочих — кварцевый, металличес¬
кий или углеродный). Позитивный слепок
отделяют от оттиска частичным или пол¬
ным растворением последнего (полистирол
растворяют в бромистом этиле, целлулоид—
в амилацетате, алюминий—в растворе суле¬
мы и т. д.).Наиболее совершенно /воспроизводят
рельеф шлифа негативные слепки, образо¬
ванные конденсацией из паров; однако при
правильном подборе концентрации лака, при
хорошо обезжиренной поверхности образца
и оттенении рельефа металлом можно до¬
биться хороших результатов с помощью
лаковых слепков (рис. 7 и 8).Контрастность электронного изображения
всех слепков обусловлена только различия¬
ми в их эффективной толщине на разных
участках рельефа, а оксидных слепков, кро¬
ме того, и различиями в их плотности, свя¬занными с химической неоднородностью об¬
разца.Разрешение и контрастность микрофото¬
графии слепка тем лучше, чем больше плот¬
ность его материала и, следовательно, мень¬
ше толщина при той же прозрачности для
электронов. В этом отношении наилучших
результатов достигают с помощью слепков
из тяжелых металлов. Однако при интенсив¬
ной электронной бомбардировке в металли¬
ческой пленке может начаться рекристалли¬
зация, и проявится ее собственная структу¬
ра.Для повышения контрастности изображе¬
ния рельеф оттеняют. С этой целью на уже
готовый слепок или, лучше, на поверхность
шлифа еще до образования на ней слепка
косым напылением в вакууме наносят тон¬
кий слой металла (хрома, титана, золота,
марганца и др.). Оттенение лаковых слеп¬
ков совершенно необходимо.Слепки других типов, как правило, не тре¬
буют оттенения, тем более, что для их по¬
лучения на шлиф -можно направлять не пря¬
мой, а наклонный молекулярный пучок
кварца, металла или углерода, получая плен¬
ки неоднородной толщины.Наилучшим комплексом свойств — меха¬
нической прочностью, устойчивостью под
электронным пучком, химической стойкос¬
тью и отсутствием собственной структуры
(не только в микроскопическом, но и в ди¬
фракционном смысле) при удовлетворитель¬
ной контрастности изображения — облада¬
ют углеродные слепки [18] \Качественный слепок передает не только
основной рельеф исследуемой поверхности,
но и субмикрорельеф, различный на поверх¬
ности разных структурных составляющих,
последний часто является причиной контра¬
стного изображения участков, занимаемых
разными фазами и, на первый взгляд, оди¬
наково плоских.Оттенение рельефа не только повышает
контрастность изображения, но и делает
возможным определение впадин и выступов.
Если оттеняется негативный слепок, то «те¬
ни» (на изображении — светлые) ложатся
около впадин и внутри выступов; на пози¬
тивном слепке так же, как и при оттенении
рельефа прямо на образце, наблюдается об¬
ратная картина. Зная угол оттенения и из¬
меряя длину «теней», можно оценить высо-
ту выступов и глубину впадин, что особенно
важно для параллельно проводимого элек¬
тронографического изучения той же поверх¬
ности съемкой «на отражение».«Чтению» рельефа помогает также при¬
сутствие на изображении слепка отпечатков
включений, о которых заведомо известно,
что они в принятых условиях травления не¬
растворимы, а значит, образуют выступы,
или отпечатков одиночных фигур травления,
которые всегда являются ямками. Сопостав¬1 По-видимому, еще более высокими качест¬
вами обладают платиноугольные слепки, с по¬
мощью которых Брэдли достиг предельного раз-,
решения. Однако пока такие слепки использо¬
вались очень ограниченно.
174МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИление теней у тех и других отпечатков с те¬
нями у изучаемой детали рельефа позволяет
определить ее характер.Наиболее полное объемное представление
о рельефе можно получить с помощью сте¬
реосъемки слепка с этого рельефа. Промер
стереоснимков, приведенных к одному уве¬
личению (по расстоянию между точками на
направлении, параллельном оси наклона при
съемке) и правильно ориентированных (см.
[1, 19]), с помощью стереокомпаратора или
стереомикрометра позволяет количественно
определить превышение одной точки рель¬
ефа над другой. При увеличении стерео-
снимков следует учитывать, что визуальный
стереоэффект исчезает, если горизонтальный
параллакс превышает 5 мм. Рассматривать
стереоснимки можно в стереоскопе, а при
некотором навыке и без него.Особое значение стереосъемка имеет при
изучении сложных поверхностей изломов —
протравленных и нетравленых. С таких\ \ \ \Ч Ч Ч чРис. 12. Схема отображения структуры
(поверхностного рельефа) разными пре¬
паратами:а—образец; б — негативный слепок, по¬
лученный конденсацией из паров; в—
лаковый слепок, оттененный металлом;
г—позитивный слепок, полученный кон¬
денсацией из паров на негативном от¬
тиске; д—препарат с фиксированными
включениями. Стрелками показаны на¬
правления молекулярных пучков при об¬
разовании пленки и при оттененииповерхностей лучше изготовлять негативные
угольные слепки, а отделение их произво¬
дить электролитически.На рис. 12 приведена схема получения
различных слепков, электронные микоофото-
графии которых показаны на рис. 7—11.Полупрямое
электронномикроскопическое и
электронографическое исследование
гетерофазных сплавовИсследование гетерофазных сплавов про¬
водят также полупрямым методом [20, 21],
т. е. путем косвенного (по слепкам) элект¬
ронномикроскопического исследования ос¬
новной фазы и прямого электронномикроско¬
пического и электронографического иссле¬
дования второй фазы (или фаз) на одном и
том же препарате, который приготовляют
следующим образом.Исследуемый шлиф протравливают так,
чтобы частицы включенной фазы (или фаз),
растворяясь медленнее основы или, лучше,
вовсе не растворяясь, образовали выступы
над поверхностью шлифа. Частицы, поте-
оявшие в процессе травления связь с ме¬
таллом, смывают со шлифа. Промытый и
высушенный шлиф покрывают какой-либо
пленкой, как при изготовлении негативного
слепка. Затем образец с пленкой, насечен¬
ной острым лезвием на квадратики, вторич¬
но протравливают по режиму, обеспечиваю¬
щему растворение основы при пассивации
второй фазы (фаз), до отделения пленки
вместе с частицами второй фазы, фикси¬
руемыми при этом пленкой в тек положе¬
ниях, в которых они находились в образце.Полученный таким путем препарат, если
использована бесструктурная (например,
лаковая или угольная) пленка, позволяет
проводить прямой электронографический и
микродифракционный анализ включенных
фаз (карбидных, нитридных, «интерметал-
лидных, неметаллических), отличать неод¬
нородности основного твердого раствора от
включений какой-либо другой фазы и та¬
ким образом надежно интерпретировать
электронные изображения более точно, чем
с помощью слепков, определять форму и
размеры включений, дающих отчетливое,
контрастное изображение.Кроме того, наличие в препарате частиц,
свидетельствующее о том, что эти частицы
выступали над поверхностью шлифа (иначе
они не* были бы охвачены пленкой и не
остались бы в ней), существенно помогает
«чтению» рельефа, распознаванию в нем
впадин и выступов, т. е. изучению основной
фазы сплава, представленной только слеп¬
ком.Стереосъемка такого препарата дает на¬
глядное пространственное представление о
взаимной ориентировке частиц в матрице.Подбирая режимы травления образца и
отделения препарата, можно добиться пе¬
реноса и сохранения в пленке не всех
имеющихся в образце фаз — включений, а
только тех из них, которые интересуют ис¬
следователя. При этом необходимо вос¬
пользоваться электролитическими и химиче¬
скими способами разделения фаз, применяе¬
мыми для фазового анализа сложных спла¬
вов.
ЭЛЕКТРОННАЯ МИКРОСКОПИЯ И ЭЛЕКТРОНОГРАФИЯ175Очевидные преимущества полупрямого
метода перед косвенным обусловили его
широкое применение для исследования ге-
терофазных сплавов, особенно сталей, а
также теплоустойчивых и жаропрочных ста¬
реющих сплавов. Важные сведения получе¬
ны, например, о сложных процессах карби-
дообразювания при отпуске закаленной ле¬
гированной стали и при распаде переох¬
лажденного аустенита. В ряде работ пока¬
зана эффективность метода при изучении
сложных процессов, происходящих по гра¬
ницам зерен, процессов разрушения метал¬
лов, при анализе неметаллических включе¬
ний и т. д.Следует подчеркнуть, что полноценное
использование полупрямого метода стало
возможным лишь благодаря осуществлению
микродифракции.В качестве основы препарата с извлечен¬
ными из образца частицами широко приме¬
няется углеродная пленка. Ее химическая
стойкость позволяет выбирать различные
травители для отделения препарата, а от¬
сутствие собственной структуры пленки —
проводить электронографическое исследо¬
вание фиксированных в ней частиц. При ко¬
сом напылении углерода на шлиф элект¬
ронное изображение углеродной пленки до¬
статочно контрастно. Следует отметить, что
оттенение рельефа металлом делает препа¬
рат мало пригодным для электронографи¬
ческого изучения.Получение препарата для полупрямого
исследования некоторых гетерофазных
структур сопряжено с определенными труд¬
ностями. В частности, отделению препарата
от образца (например, стали, содержащей
более 0,15—0,20% С) часто мешает слипа¬
ние частиц (в указанном примере — карбид¬
ных), освобождающихся из растворяемого
травителем слоя металла под пленкой. Для
облегчения отслаивания препарата увели¬
чивают силу тока (при электролитическом
травлении) или изменяют заряд электродов
(нормально образец служит анодом), или
переносят образец в щелочной раствор —
во всех случаях отслаиванию пленки спо¬
собствует выделение газов на образце. Дру¬
гая возможность избежать слипания ча¬
стиц — немного подтравливать пленку и за¬
тем механически ее отделять (образец пос¬
ле подтравливания промывают, сушат, а за¬
тем пленку отделяют одним из рассмотрен¬
ных выше способов). Однако при этом
можно «потерять» крупные частицы, не
успевшие полностью освободиться от связи
с образцом; такие частицы или обламы¬
ваются, или оставляют лишь отпечаток в
рельефе, или даже, оставаясь на образце,
прорывают в пленке отверстия. Поэтому
следует стремиться, чтобы травлением об¬
разца полностью отделить препарат.Необходимо отметить, что в оксидных
слепках образцов алюминиевых сплавор
также иногда остаются фиксированные
включения второй фазы [17], которые мож¬
но исследовать прямо, в том числе электро¬
нографически, если этому не мешает диф¬ракционная картина самой окисной плен¬
ки. Условием сохранения частиц второй фа¬
зы в этом случае является их нераствори¬
мость в растворе сулемы, которым обычно
отделяют слепок.На рис. 12, д приведена схема образова¬
ния препарата для получаемого исследова¬
ния, а на рис. 4, 5, 13—16—примеры элек¬
тронных микрофотографий и электроно-
грамм таких препаратов и микроэлектроно-
грамм отдельных частиц.3.	НЕКОТОРЫЕ ПРАКТИЧЕСКИЕ
УКАЗАНИЯПоверхностный слой образца, деформиро¬
ванный шлифовкой, должен быть удален
достаточно глубокой электролитической по¬
лировкой или травлением (электролитиче
ским, химическим или ионной бомбардиров
кой). В крайнем случае можно применять
механическое полирование, но обязательно
многократно чередовать его с травлением.Отполированный образец тщательно про¬
мывают после механического полирования,
кроме того, обезжиривают и немедленно
протравливают.Совершенно необходима рельефность
травления. В этом отношении очевидны пре¬
имущества способов травления, применяе¬
мых при фазовом анализе для количествен¬
ного разделения фаз сплава. Для многих
конструкционных сталей хорошие резуль¬
таты дает травление по способу Н. М. По¬
повой [22], обеспечивающее практически
полную пассивацию карбидной фазы и об¬
разование рельефа на структурных и хими¬
ческих неоднородностях феррита или мар¬
тенсита.Далее, нужно удалить со шлифа не толь¬
ко остатки травителя и продуктов травле¬
ния, но и включения различных фаз, вытрав¬
ленные из образца и прилипшие к нему
(такое «загрязнение» поверхности шлифа
тем более вероятно, чем глубже травление).
Для этого используют даже такие средст¬
ва, как обработка шлифа в чистой нейт¬
ральной жидкости, в которой с помощью
ультразвуковых колебаний возбуждается
кавитация. Очищают протравленный и про¬
мытый шлиф также и с помощью лаковой
пленки. Наконец, простейшим способом
очистки шлифа является осторожная его
протирка (например, обезжиренной ватой) в
струе воды или другой жидкости.Сушить промытый образец следует воз¬
можно более быстро, чтобы не допустить
коррозии. Почти мгновенно можно высу¬
шить шлиф, сдувая жидкость сильной стру¬
ей газа (из баллона со сжатым газом или
даже из бытового пылесоса).Для окончательной проверки качества
подготовки образна снимают электроно-
грамму «на отражение», которая должна по¬
казать отсутствие на поверхности каких-
либо продуктов травления и коррозии, могу¬
щих исказить рельеф и загрязнить препа¬
рат.
176МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИИИмеется много конструкций вакуумной
установки для изготовления слепков, отте-
нения рельефа и травления в газовом раз¬
ряде. Такие установки поставляются заво¬
дами в комплекте с электронными микро¬
скопами. Во многих лабораториях успешно
работают самодельные установки [3, 4].Для работы с тончайшими пленками и
объектными сеточками можно использовать
приспособления, показанные на рис. 17. ПриРис. 17. Инструменты для работы с плен¬
ками и сеточками:
а—сеточка для переноса пленок из со¬
суда в сосуд; б—вилочка для крепления
объектных сеточек; в—объектная сеточка,
подготовленная для вылавливания на нее
пленки, плавающей в жидкости; г—прис¬
пособление для «наклепывания» объект¬
ной сеткипереносе пленки из одной жидкости в дру¬
гую снимают каплю жидкости прикоснове¬
нием к фильтровальной бумаге; то же сле¬
дует делать и после вылавливания пленки
на круглую объектную сеточку. Последняя
должна быть наклепана и слегка расплю<
щена, для чего можно использовать, напри¬
мер, приспособление, показанное на
рис. 17, г.Для прицельной посадки препарата на
объектную сеточку или, лучше, диафрагму
нужное место на шлифе, выбранное под
световым микроскопом, отмечают каким-ли¬
бо индентором с таким расчетом, чтобы от¬
метки были видны затем и на препарате при
небольшом увеличении. Прицельную посад¬
ку препарата, плавающего на поверхности
жидкости (лучше — густой, малоподвиж¬
ной), производят под световым (биологиче¬
ским) микроскопом, подводя под отмечен¬
ный участок пленки отверстие диафрагмы
(о других способах см., например, [4]).Увеличение электронного микроскопа
можно калибровать, фиксируя токи в об¬
мотках линз по каким-либо эталонным
объектам, например, по слепку дифракцион¬
ной решетки, по крупным кристалликам с
правильной огранкой, размеры которых
можно определить под обычным световым
микроскопом.С точностью ±10°/о можно оценить уве¬
личение и при просмотре любого препарата,
если определить длину стороны квадрата —
окошка — в объектной сетке в масштабеизображения микроскопа. Для этого объект
передвигают от угла до угла вдоль стороны
квадрата, наблюдая все время край тени от
проволочки сетки и подсчитывая, сколько
раз известная длина экрана укладывается
на измеряемой длине. Затем ту же длину
измеряют под световым микроскопом, нахо¬
дя тот же квадрат сетки. Отношение длины
на электронном изображении к длине в на¬
туре и дает искомое увеличение.При просмотре и фотографировании сле¬
дует учитывать, что большое увеличение
связано с необходимостью повышения ин¬
тенсивности электронной бомбардировки и
опасностью разрушения объекта. Поэтому
пользоваться увеличением более 15—20 ты¬
сяч целесообразно лишь при достаточно
тонком освещающем пучке электронов (по¬
рядка нескольких микронов) и хорошо
юстированном микроскопе. При нормальной
яркости изображения при фотографировании
экспозиция составляет 1—3 сек.Для фотографирования электронного
(микроскопического или дифракционного)
изображения годятся фотопластинки: диа¬
позитивные, электронографические, микро¬
электронные и др.Ухудшение качества (резкости и контраст¬
ности) электронных микрофотографий при
тщательной фокусировке может быть свя¬
зано с плохой юстировкой микроскопа, с не¬
правильной настройкой осветительной сис¬
темы, с немонохроматичностью электронов
из-за колебания высокого напряжения, с не¬
стабильностью оптических характеристик
фокусирующих линз из-за колебаний тока
в их обмотках. Кроме того, резкость и кон¬
трастность снижают: усиление астигматизма
линз из-за загрязнения полюсных наконеч¬
ников (в особенности объективной линзы)
и апертурной диафрагмы; дергание изо¬
бражения из-за разрядов на загрязнениях
диафрагмы; медленный дрейф объекта из-
за нежесткости механизма перемещения или
деформации объекта под пучком; механиче¬
ские сотрясения колонны микроскопа;
посторонние переменные магнитные
поля.Перечисленные факторы могут в той или
иной мере сказаться и на качестве электро-
нограмм, получаемых в электронном микро¬
скопе, в особенности при микродифракцион-
ной съемке, в которой участвуют все линзы
микроскопа.Качество электронограмм, получаемых в
электронографе, определяется степенью мо-
нохроматизации пучка электронов, завися¬
щей от стабильности ускоряющего напря¬
жения, формой и размерами сечения этого
пучка (настройкой осветительной системы —
пушки, конденсорных линз, диаметрами и
частотой ограничивающих диафрагм), а
также свойствами объекта. От исследуемого
объекта зависит интенсивность фона, рез¬
кость рефлексов и, в случае возникновения
зарядов на образце или его намагниченно¬
сти, смещение рефлексов (деформация ин¬
терференционных колец) на электронограм-
ме.
Рис. 4. Сталь 20Х2М2. Закалка и отпуск при
650° Углеродная пленка с фиксированными кар¬
бидными частицами:
а — электронная микрофотография. X 20 ООО; б —
электронограмма РезС; в — микроэлектронограм-
ма одной частицы на границе зерна — плоскость
{21, k, I) обратной решетки карбида (Сг, Fe)7C3.Металловедение (справочник), т. I
Pm:. 5. Техническое железо (0,04% С):
а — электронная микрофотография кварцевого негативного слеп¬
ка. X20 000; б — электронограмма «на отражение», a-фаза; в —
электронограмма того же образца после закалки и отпуска при
400°; FesC и а -фазаРис. 6. Электрон'ограмма «на
отражение» крупнозерни¬
стого образца железа;	Рис. 7. Лаковый слепок, оттененный хромом.
а “Фаза Перлит. X 18 000 (А. В. Смирнова)
Рис. 8. Аустенитный стареющий сплав. Лаковые слепки, оттененные хромом:а—старение при 950°; б при 1000° Х40 ООО (А. В. Смирнова)Рис. 9. Кварцевый позитивный слепок (негатив- Рис. 10. Угольный негативный слепок. Сталь
ный оттиск —на полистироле). Сплав ЭИ437,	20ХГ2, закалка и отпуск при 650°. X 15 000старение при 700°. X 30 000Рис. 11. Титановый негативный	Рис. 13. Смешанный (транснристаллический и межзе-слепок. Сталь 04ХГ2 в состоянии	ренный) излом малоуглеродистой стали. Титановыйотпускной хрупкости. Нетравленая	слепок с карбидными -включениями. X 8 000поверхность межзерениого изло¬
ма. X 15 000
Рис. 15. Межзеренный излом стали 20Х2Н2 в состоянии отпускной хрупкости. Углеродный слепок
с карбидными включениями. X 32 ООО, и микроэлектронограмма отдельного включения—плоскость(о, k, I) обратной решетки (Сг, FebCsРис. 16. Сплав ЭИ437, старение 800°. Титановый слепок с фиксированными частицами интерметал-
лида (X 20 ООО) и его электронограмма—симметрично расположенные рефлексы принадлежат
кубической гранецентрированной решетке Ni3 (Ti, Al)
рентгеновская микроскопия177ЛИТЕРАТУРА1.	Электронная микроскопия. Под. ред. акад.
А А. Лебедева, Гостехтеориздат, 1954.2.	Н. Г. С у ш к и н. Электронный микроскоп,
Гостехтеориздат, 1949.3.	А. И. Гарди н. Электронная микроскопия
стали, Металлургиздат, 1954.4.	Е. В. Панченко, Ю. А. С к а к о в и др.
Лаборатория металлографии, Металлургиздат,1957.5 В. М. К е л ь м а н. Электронная оптика,
Изд. АН СССР, 1955.6.	П. Келли Дж. Наттинг. Новые элек¬
тронномикроскопические исследования, Метал¬
лургиздат, 1961, стр. 9.7.	М. В и л а н. Новые электронномикроскопи¬
ческие исследования, Металлургиздат, 1961, стр.28.8.	P. Hirsch, R. Horne, W. Whelan,
Philos. Magazin, v. 1, 1956, p. 677.9.	П. Хирш. Новые электронномикроскопиче¬
ские исследования, Металлургиздат, 1961, стр. 63.10.	Д. П а ш л и, А. П р е с л а н д. Новые элек¬
тронномикроскопические исследования, Металлург¬
издат, 1961, стр. 101.11.	Structure and properties Thin Films, New
Jork — Loodon, J. Wiley a. Sohus, 1959.12.	Б. К. Вайнштейн. Структурная электро¬
нография, Изд. АН СССР, 1956.13.	М. Д. Бурге р. Рентгеновская кристал¬
лография, Изд-во иностр. лит., 1948.14.	Г. С. Ждано в. Основы рентгеновского
структурного анализа, Гостехтеориздат, 1940.15.	3. Г. П и н с к е р. Диффракция электронов,
Изд. АН СССР, 1949.16.	Н G. F. W i 1 s d о г f. Rev. Sci. Instruments,
1958, v.* 29, p. 323.17.	H. H. Буйно в. Труды института физики
металлов, УФАН СССР, 1958, стр. 283.18.	D. Е. Bradley. Brit. Journal of Applied
Physics, v. 5, 1954, p. 96.19.	J. G. Helm eke. Optik, Bd. 11, 1954, H. 5
and H. 12.20.	Л. М. Утевский. Заводская лаборато¬
рия, 1952, №6.21.	R. M. Fischer. Symposium on Technigues
for Electron Metallography, ASTM, Spec, techn.
publ., № 155, 1953.22.	H. М. Попов а. Карбидный анализ, Маш-
гиз, 1948.ГЛАВА 12РЕНТГЕНОВСКАЯ МИКРОСКОПИЯРентгеновская микроскопия стала успеш¬
но развиваться и достигла по существу
серьезных результатов лишь за последнее
десятилетие. Обусловлено это в некоторой
мере тем, что показатель преломления рент¬
геновых лучей всех известных веществ очень
близок к единице и поэтому нельзя было
изготовить в достаточной мере короткофо¬
кусные линзы и, следовательно, создать
рентгеновский микроскоп, по принципу дей¬
ствия подобный оптическому. Более успеш¬
ными и перспективными оказались другие
пути получения увеличенного рентгеновско¬
го изображения. Один из них — создание
отражательного микроскопа, в котором ис¬
пользуется полное внешнее отражение и фо¬
кусирование рентгеновых лучей зеркальны¬
ми поверхностями сложной формы или от¬
ражение от определенным образом выбран¬
ных кристаллографических плоскостей и фо¬
кусирование лучей изогнутыми кристаллами
[1]. Однако создать надежную конструкцию
рентгеновского микроскопа по принципу от¬
ражения до сих пор еще не удалось.Другой и притом более перспективный
путь состоит в получении увеличенного
рентгеновского теневого изображения про¬
свечиваемого объема. Получать такие изо¬
бражения можно несколькими способами^1.	СПОСОБЫ ПОЛУЧЕНИЯ
РЕНТГЕНОВСКОГО ТЕНЕВОГО
ИЗОБРАЖЕНИЯРентгеновское тенезое изображение полу¬
чают четырьмя способами (рис. 1). Первый
из них (рис. 1, а) — контактная микрорент¬генография [1, 2, 3], просвечивание объекта,
находящегося в хорошем контакте с фото¬
графической пластинкой. Полученное таким
способом изображение на фотопластинке (в
натуральную величину) затем увеличивают
или просматривают под микроскопом. Кон¬
тактный метод достаточно прост, но для
достижения четкого изображения следует
применять острофокусные трубки с соот¬
ветственно подобранным и хорошо от¬
фильтрованным или очень мягким излуче¬
нием, давать длительные экспозиции, а так¬
же использовать мелкозернистые фотоплен¬
ки, подвергая их соответствующей обработ¬
ке [3]. Разрешающая способность контакт*
ной микрорентгенографии ограничивается, с
одной стороны, свойствами фотографической
эмульсии 1 и качеством контакта, несовер¬
шенство которого приводит к явлению ди¬
фракции. С другой стороны, предельное раз¬
решение контактного метода определяется
разрешающей способностью светового ми¬
кроскопа (~0,25 мк) или увеличительного
устройства.Более удачным, хотя и более сложным,
является способ получения увеличенного те¬
невого изображения, при котором исполь¬
зуется «точечный» источник рентгеновых
лучей. На рис. 1, б и в схематически пред¬
ставлены устройства двух типов для полу¬
чения теневого изображения. В устройстве,
сконструированном Косслеттом и Никсоном,
электроны, испускаемые раскаленной нитью
(катодом), фокусируются двумя магнитны¬1 Разрешаемое расстояние, получаемое на хо¬
роших мелкозернистых фотопленках, по-видимо¬
му, не превосходит 1 мк.12 Металловедение (справочник), т, I
178МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИИми линзами на мишени-аноде (рис. 1, б)
[4, 5]. Пучок электронов весьма малого се¬
чения возбуждает в очень тонком полупро¬
зрачном аноде (из вольфрама, золота, се¬
ребра, меди) мягкие рентгеновы лучи. На
пути лучей, выпускаемых в воздух или в
вакуумную камеру, помещают просвечивае¬
мый объект и фотопленку, на которой про¬
ектируется рентгеновское теневое изобра-диаметром катода (катодной петли) и
очень большой степени их центровкой^.
Встречное направление рентгеновых лучей
и электронною пучка обеспечивает сохран¬
ность выходного окна, расположенного на
очень близком расстоянии от катода, и чи¬
стоту рентгеновского изображения. Лучи
выпускаются в воздух или в вакуумную ка¬
меру, в которой устанавливается образец иЭлектростатической
линзаРис. 1. Схемы получения рентгеновского теневого изображения:
/—анод; 2—катод; 5—образец; 4—пленкажение. Однако одновременно с рентгеновы¬
ми лучами на фотопластинку частично по¬
падают также электроны, засвечивающие и
портящие изображение.Для уменьшения экспозиции изображение
проектируют не на оптимальном в отноше¬
нии увеличения расстоянии между фото¬
пленкой и анодом, а на более близком рас¬
стоянии. Предельное (оптимальное) увели¬
чение (до 2000) изображения достигается
последующим фотографическим увеличени¬
ем. Разрешающая способность теневого
микроскопа рассматриваемого типа дости¬
гает 0,1—0,2 мк [5].В устройстве, разработанном Б. М. Ро-
винским, В. Г. Лютцау и А. И. Авдеенко
[6, 7], используется другой конструктивный
принцип получения «точечного» источника
рентгеновых лучей (рис. 1, в). Фокусирова¬
ние электронов, испускаемых раскаленной
нитью — катодом, осуществляется с по¬
мощью электростатического поля. Сфокуси¬
рованный электронный пучок направляется
на край весьма остро заточенного анода в
виде иглы. Радиус острия иглы электроли¬
тическим травлением может быть легко до¬
веден до 0,01 мк. Однако электроны попа¬
дают не только на острие иглы, но также на
ее боковую коническую поверхность. Вели¬
чина фокуса определяется остротой иглы,
формой и размерами диафрагмы, формой ифотографическая пластинка, на которую
проектируется теневое изображение. На
рис. 2, а показан в разрезе рентгеновский
микропроектор. В корпус U изготовленный
из тефлона, вставлен держатель анода 2
иглой 3. Тремя боковыми винтами 4 и по¬
дающим винтом 5 анод точно центруется
и подается на требуемую высоту. Иглу-анод,
фокусирующую диафрагму 6 и нить накала
катода в виде кольцевой петли 7, устанав¬
ливают и центруют под микроскопом. Для
этого проектирующее устройство укрепляют
в специальном держателе на столике опти¬
ческого микроскопа. При помощи накидной
гайки 8 и трех подающих винтов 9 катод
центрируют и устанавливают на требуемом
расстоянии от фокусирующей диафрагмы.
Просвечиваемый образец укладывают в дер¬
жатель 10. Высокое напряжение подается к
аноду, а ток накала к выводам- //, один из
которых заземлен.После юстировки проектирующее устрой¬
ство (рис.. 2) переносят со столика микро¬
скопа в микропроектор. Микропроектор
в собранном виде показан на рис. 2, б.После сборки на площадку 8 (рис. 2, б)
накладывают резиновую вакуумную про¬
кладку, а на нее — колпак, в который вдви¬
гается кассета с пленкой. Кассету можно
устанавливать в трех положениях. Разре¬
шающая способность такого рентгеновского
РЕНТГЕНОВСКАЯ МИКРОСКОПИЯ179микроскопа достигает 0,2-^0,3 мк. Съемки
осуществляются при напряжениях от 1 до
15 кв. Рентгеновское теневое изображение
легко получается и в простейшем оптиче¬
ском приборе — в камере-обскуре.не уступал электронному, однако, безуслов¬
но, эта его характеристика будет выше ана¬
логичной характеристики оптического микро¬
скопа.Рис. 2. Рентгеновский микропроектор:
а—схема; б—общий вид (/—проектирующее устройство; 2—держатель проек¬
тирующего устройства, закрепленный на столике диффузионного масляного
насоса 3\ 4 — патрубок диффузионного насоса; 5 — шланг к вакууметру- 6—
выводы тока накала; 7 — вводы высокого напряжения)Для получения камеры-обскуры большого
разрешения Ровинским и Лютцау была из¬
готовлена камера-обскура с диаметром от¬
верстия около 0,5 мк [8]. Для получения уве¬
личенного теневого изображения в работе
[6] была использована камера-обскура с
входным отверстием диаметром 0,5 мк. С
помощью этой камеры получены рентгенов¬
ские теневые изображения с высоким раз¬
решением (меньше 1 мк).Рентгеновский микроскоп конструкции
Косслетта и Никсона, а также рентгенов¬
ский микропроектор конструкции авторов
[6, 7] обладают хорошей светосилой. Вслед¬
ствие особо благоприятных условий отвода
тепла удельная нагрузка на аноде дости¬
гает около 100 квт/мм2 при анодном токе
всего лишь в 1—5 мка.Предельное разрешение, которое можно
получить теневым методом, оцениваетсяоКосслеттом в 100 А. Указанная предельная
разрешающая способность пока еще не до¬
стигнута ни в одной из конструкций рент¬
геновского микроскопа из-за недостаточной
контрастности изображения.По-видимому, и в дальнейшем не удастся
добиться того, чтобы по разрешающей спо¬
собности рентгеновский теневой микроскоп12*2.	ТЕХНИКА РЕНТГЕНОВСКОЙ
ТЕНЕВОЙ МИКРОСКОПИИМетодика исследования с помощью рент¬
геновского теневого микроскопа во многом
подобна методике, разработанной для кон¬
тактной микрорентгенографии [1, 2, 3]. При
работе с рентгеновским микроскопом необ¬
ходимо также учитывать принципиальные
его особенности—непосредственное рентге¬
новское увеличение. Рентгеновский микро¬
скоп во многом подобен оптическому и его
оптическая система имеет многие аналогич¬
ные недостатки (аберрации и др.).При выборе рациональных условий съем¬
ки следует учитывать: 1) толщину образца,
качество подготовки поверхностей и их па¬
раллельность; 2) длину волны используемо¬
го излучения (материал анода, напряжение,
удельная нагрузка); 3) геометрию съемки
(расстояния образца и пленки от анода и их
соотношение).Как и при контактной микрорентгеногра¬
фии, большое значение имеет качество при¬
меняемого фотоматериала (разрешающая
способность, контрастность). Однако при
съемках на рентгеновском теневом микро-
180МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙскопе этот фактор не является определяю¬
щим, так как не всегда необходимо после¬
дующее фотографическое увеличение полу¬
ченных изображений.Как уже было отмечено, успех исследова¬
ния определяется правильностью приготов¬
ления образца. Целесообразно предвари¬
тельно исследовать поверхность объекта с
помощью оптического микроскопа. При этом
следует обратить внимание на характер
расположения и размеры фаз, на величину
зерен и характер границ между ними.Далее заготовку приклеивают на подлож¬
ку и одну ее поверхность обрабатывают
как и при изготовлении микрошлифа. Послести источника рентгеновского излучения вре¬
мя экспозиции может оказаться очень боль¬
шим и практически неприемлемым. Следо¬
вательно, и по этой причине надо также
стремиться уменьшать толщину образца.Рис. 3. Карбид вольфрама в быстрорежу¬
щей стали. Снимок получен методом кон¬
тактной микрорентгенографии. Кобальто¬
вое излучение; толщина образца несколь¬
ко сотых долей миллиметра. Увеличение
(включая оптическое) 160 [1]Рис. 4. Никель — графитовый сплав. Кон¬
тактная микрорентгенография в кобаль¬
товом излучении. Отчетливо видны участ¬
ки, обогащенные графитом (темные час¬
тицы). X 120 [1]А\этого заготовку отделяют от подложки и
вновь приклеивают к ней подготовленной
поверхностью. Постепенно снимая слой с
противоположной стороны на тонкой наж¬
дачной бумаге или напильниках, доводят
толщину образца до требуемой и оконча*
тельно обрабатывают его на сукне и элект¬
ролитической полировкой. При этом необхо¬
димо стремиться сохранить параллельность
обрабатываемых поверхностей.Выбор толщины образца определяется
двумя факторами: размерами исследуемых
частиц (фаз, неоднородностей, дефектов) и
абсорбционной способностью образца в це¬
лом (при данных условиях съемки). Так,
если по толщине образца укладывается од¬
на под другой много частиц, то на проекции
невозможно различить отдельные частицы
из-за наложения изображений. Следователь¬
но, толщина образца должна быть соизме¬
рима с толщиной наблюдаемых частиц или
каких-либо неоднородностей.Если образец слишком толст и основа
его состоит ив элементов с большим атом¬
ным номерам, то вследствие малой мощно-1Рис» 5. Оловянистая бронза; ковка и
отжиг при 450°, 150 час. Рентгеновское
увеличение 350, общее увеличение 650.
Отчетливо видна микронеоднородность в
отдельных зернахДля получения изображения неоднород¬
ностей с максимальной контрастностью, а
также для качественного и количественного
определения состава этих неоднородностей
необходимо выбрать вполне определенную
длину волны характеристического рентге¬
новского излучения, исходя из условий по¬
глощения данной длины волны одним из
компонентов излучаемой структуры образца.
В настоящее время такие данные получе¬
ны для большинства элементов и соедине-
РЕНТГЕНОВСКАЯ МИКРОСКОПИЯ181ний, имеющих практическое применение и
наиболее часто встречающихся в сплавах.При наличии нескольких фаз иногда це¬
лесообразно проводить съемку в двух излу¬
чениях, подобранных таким образом, чтобы
при переходе от одного излучения к друго-няемого излучения, тем выше разрешение,
которое может быть достигнуто в рентге¬
новском микроскопе [5]. Однако в каждом
случае необходимо подбирать оптимальные
условия геометрии съемки, учитывая кон¬
структивные особенности рентгеновскогоРис. 6. Алюминиевый сплав АЛ-19 после
закалки и старения. Испытания при 300°
под напряжением 6J5 кГ/ммг 100 час.
Рентгеновская микропроекция в излуче¬
нии L-серии вольфрама (12 кв, 3 мка,
40 мин.). Рентгеновское увеличение 450Рис. 7.: Сплав АЛ-19; отдельный участок
того же образца, что и на рис. 6. Рентге¬
новское увеличение 800. Коагуляция частиц
фазы Т и развитие микротрещинму изменилось соотношение интенсивностей
на участках рентгенограммы, соответствую¬
щих каждой фазе.Геометрия съемки играет существенную
роль при съемках с максимально возмож¬
ным увеличением. Размытость, или малая
резкость изображения, обусловлена, во-
первых, полутенью из-за конечного размера
источника излучения и, во-вторых, размы¬
тостью края изображения из-за френелев-
ской дифракции [5]. Чем меньше источник
излучения, чем ближе к нему расположен
объект и чем короче длина волны приме-микроскопа и получение максимальной
контрастности. Поэтому всегда стремятся
уменьшить расстояние между объектом и
источником излучения. Однако уменьшение
этого расстояния ограничено конструктивны¬
ми особенностями микроскопа. Что же ка¬
сается длины волны излучения, то для по¬
лучения максимального разрешения ее сле¬
дует уменьшать, а для по шшения конт¬
растности, наоборот, увеличивать.Примеры применения рентгеновской ми¬
кроскопии для исследования сплавов даны
на рис. 3—7.ЛИТЕРА ТУРА1.	X-Ray Microscopy and Microradiography.
Academic Press Inc. New York, 1957.2.	W. В etteri d ge and R S. Sharpe.
Journ. Iron Steel Inst., v. 158. 1948, 185.3.	Б. М. P о винский и H. Д. Г а м б а-
ш и д з е. Заводская лаборатория, 1951, № 2.4.	V. Е. С о s s 1 е 11 and W. С. N I х о n.
J. Appl. Phys v. 24, 1953, 616.5.	W. C. Nixon. Proc. Roy. Soc. A232, 1955,
p. 475.6.	Б. М. Ровинский, В. Г. Лютцау и
А. И. Авдеенко. Известия АН СССР. Серия
физическая, т 20, 1956, № 7, стр. 848; Б. М. Р о-
винский и В. Г. Лютцау. Там же, стр. 853..7.	Б. М. Ровинский, В. Г. Лютцау и
А. И. Авдеенко. Известия АН СССР. Серия
физическая, т. 23, 1959, № 5, стр. 545.
182МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИГЛАВ А 13РЕНТГЕНОСТРУКТУРНЫЙ АНАЛИЗ ПОЛИКРИСТАЛЛОВПространственные решетки различают по
форме и размерам элементарных ячеек.Трансляциями, или осевыми
единицам и, называют три основных
вектора, являющихся ребрами элементар¬
ной ячейки. Абсолютные величины трансля¬
ций а, Ъ, с называют периодами эле¬
ментарной ячейки (решетки).Трансляции можно выбирать разными спо¬
собами*. В кристаллографии установлены
определенные правила выбора трансляций,
делающие этот выбор однозначным. Во пер¬
вых, симметрия элементарной ячейки долж¬
на совпадать с симметрией всей решетки.
Во-вторых, периоды решетки должны иметь
наименьшие значения, а элементарная ячей¬
ка по форме должна быть возможно ближе
к прямоугольному параллелепипеду.Элементарную ячейку однозначно харак¬
теризуют периоды ячейки и три угла между
ними а, Р и у (осевые углы).Пространственные решетки разделяют на
семь систем — сингоний, исходя из соотно¬
шения между осевыми единицами и углами.В основу этой классификации положено
наличие тех или иных элементов симметрии
в кристалле. В табл. 1 приводятся наимено¬
вания сингоний, а также соотношения меж¬
ду периодами и осевыми углами для каж¬
дой из них.На рис. 2 показаны формы элементарных
ячеек для указанных семи сингоний, в кото¬
рых частицы расположены только в верши¬
нах параллелепипеда (узлах решетки). Та¬
кие решетки называются простыми или при¬
митивными и обозначаются Р. Однако не
для всякой решетки можно найти примитив¬
ную элементарную ячейку, которая облада¬
ла бы той же симметрией, что и простран¬
ственная решетка. Для семи частных зна¬
чений соотношений, данных в табл. 1, сим¬
метрия решетки скачкообразно меняется и
перестает соответствовать симметрии при¬
митивной ячейки. Так, например, если вме¬
сто общего случая для ромбоэдрической
сингонии (см. табл. 1) взять частный слу-Таблица 1Соотношения между периодами и осевыми углами, а также возможные решетки Бравэ
			для различных сингонийНаименованиесингонийСоотношение
между периодамиСоотношение между
осевыми углами1Возможные решетки
БравэКубическаяТетрагональнаяГексагональнаяРомбоэдрическаяРомбическаяМоноклиннаяТриклиннаяа=в=са^=вфса=вфса=в=сафвфсафвфсафвфса=?=Т=90°
я=р=у=90°
а=(3=90°; 7=120°
а=(3=у^90°
а=р=у=9Э°
а=у=90°; 3=7^90°Р; /; F
Р; IСсР; С; /; F
Р; С
РРентгеноструктурный анализ позволяет
определять закономерности пространствен¬
ного расположения частиц (атомов, моле¬
кул, ионов), образующих вещество, т. е. его
кристаллическую структуру, а также изме¬
нения, происходящие в этой структуре в ре¬
зультате различных видов обработки (тер¬
мической, механической или химической).1. ЭЛЕМЕНТЫ СТРУКТУРНОЙ
КРИСТАЛЛОГРАФИИКристалл — это вещество, в котором
материальные частицы расположены в про¬
странстве закономерно и периодично в трех
направлениях.Пространственная решетка —
геометрический образ, характеризующий
расположение атомов (частиц) в кристалле.Для построения пространственной решет¬
ки нужно мысленно так соединить между
собой центры идентичных атомов (ионов,
молекул), чтобы получилась система равных
параллелепипедов, находящихся в парал¬
лельном положении, касающихся друг дру¬
га целыми гранями без промежутков, за¬
полняющих все пространство (рис. 1).Рис. 1. Пространственная
решеткаЭлементарная ячейка — наимень¬
ший параллелепипед, с помощью которого
можно построить всю пространственную ре¬
шетку путем непрерывных параллельных
переносов его в трех направлениях.
РЕНТГЕНОСТРУКТУРНЫ И АНАЛИЗ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ183чай: a=b = c\ а—0 = 7 = 60°, то решетка вме¬
сто симметрии, свойственной ромбоэдриче¬
ской сингонии, приобретает симметрию,
свойственную кубической сингонии. Чтобы в
этом случае удовлетворялось основное тре-ягРис. 3. Выбр
гранецентриро-
ванной кубиче¬
ской элементар¬
ной ячейки в
ромбоэдрической
решетке с соот¬
ношениями: а =»
— Ъ — с\
а=я=т= 60еЕсли перейти от точек к реальным ча¬
стицам, то можно найти 230 вариантов их
расположения, различающихся по типу ре¬
шетки Бравэ и совокупности элементов
симметрии. Эти 230 вариантов пространст¬
венных групп были впервые установлены
знаменитым русским кристаллографом
Е. С. Федоровым и независимо от него не¬
мецким ученым Шенфлисом. Символ про¬
странственной группы содержит обозначе¬
ние типа решетки Бравэ (на первом месте
в символе) и типичных элементов симмет¬
рии. При этом цифра означает типичную
ось симметрии и порядок оси, буква т —
плоскость симметрии, значок дроби, напри¬
мер 6/т—плоскость симметрии перпендику¬
лярна оси симметрии шестого порядка, и
т. д.Для металлов наиболее характерны слож¬
ные решетки с высокой степенью компакт¬
ности: объемноцентрированная кубическая
(о. ц. к) — рис. 4, а, символ ее пространст-Рис. 2. Элементарные ячейки различных
сингоний:/—кубическая; 2—тетрагональная; 3—ромби¬
ческая; 4—гексагональная; 5—ромбоэдричес¬
кая; 6 — моноклинная: 7 — триклиннаябование к выбору трансляций, приходится
выбирать элементарную ячейку в форме ку¬
ба, но при этом в центре каждой грани ку¬
ба оказывается еще по одной частице
(рис. 3). Такую ячейку называют кубиче¬
ской гранецентрированной.Решетки, в которых частицы расположе¬
ны не только в вершинах (узлах), но илвнутри ячеек или на их гранях, называют
сложными.Соответственно указанным семи частным
случаям известно семь сложных простран¬
ственных решеток.Решетки, в которых, помимо узлов, части¬
цы расположены в центре ячейки, называ¬
ются объемноцентрированными (/), в цент¬
ре каждой грани — гранецентрированными
(F), в центре пары параллельных граней —
базоцентрированными (С, А или В).Семь примитивных и семь сложных реше¬
ток, построенных из отмеченных точек, из¬
вестны как решетки Бравэ (см. табл. 1).
Любое кристаллическое вещество можно от¬
нести к одному из 14 типов решеток Бравэ.Рис. 4. Наиболее распространенные элемен¬
тарные ячейки металловвенной группы 1тЗт; гранецентрированная
кубическая (г. ц. к.) — рис. 4, б, символFm3m и компактная гексагональная
(рис. 4, в) с символом С6[ттС.Из химических элементов простую (ром¬
боэдрическую) решетку имеют лишь ртуть
и (3-полоний.В простой пространственной решетке на
долю одной элементарной ячейки приходит¬
ся всего один атом (или группа атомов),
в сложных — несколько атомов (групп
атомов). Сложные решетки можно рас¬
сматривать как совокупность нескольких
простых, вставленных одна в другую. Чис¬
ло этих простых решеток равно числу ато¬
мов (групп атомов), приходящихся на до¬
лю сложной элементарной ячейки.Сложные решетки называют также решет¬
ками с базисом, понимая под базисом со¬
вокупность минимального числа атомов
(групп атомов), трансляцией которых в трех
направлениях можно построить всю ре¬
шетку.При описании базиса указывают коорди¬
наты его атомов.В табл. 2, 3 и табл. 1 (стр. 402) приве¬
дены данные об элементарных ячейках наи¬
более важных металлов, их соединений и
некоторых неметаллических элементов, ко¬
эффициент заполнения г| (отношение объ¬
ема, занимаемого атомами, к объему эле¬
ментарной ячейки) и координационное чис¬
ло — к. ч. (число ближайших соседних ато¬
мов в решетке).
184МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИЙПрямые и плоскости, проходящие через
узлы пространственной решетки, называют
соответственно узловыми прямыми и пло¬
скостями. Все узловые прямые (направле¬
ния) и плоскости, одинаково ориентирован¬
ные в пространстве, составляют семейство
прямых (направлений) и плоскостей.Ориентировка семейства направлений и
плоскостей в решетке однозначно опреде¬
ляется кристаллографическими индексами.Под кристаллографическими индексами
плоскости понимают три целых взаимно про¬
стых числа hklt обратно пропорциональных
числу осевых единиц, отсекаемых любой
плоскостью данного семейства на кристал¬
лографических координатных осях (см.
рис. 5).Совокупность индексов плоскости, взятая
в круглые скобки (Ш), называется симво¬
лом плоскости.ТаблицсГ2Некоторые данные об элементарных ячейках в решетках металловКристаллическаяструктураЧисло атомов
на элементар¬
ную ячейкуБазис решеткиКоординаци¬
онное число
(к. ч. )Коэффициент
заполнения ч\,
%Простая кубическая . .
Объемноцентрированная1(ООО)Hir?)(Ю-Н °)
1 1 1 1 \2 ° 2: ° 2 2/
/ 2 1 1 \
(000: J ? 2/652кубическая (о. ц. к.) ,
Гранецентрированная ку¬2868бическая (г. ц. к.)Г ексагональная—компак¬41274тная21274Таблица 3Периоды кристаллических решеток металлических карбидов и нитридовДля фаз с гранецентрированной кубической решеткойПериодCrNFe4NMo,NNbCNbNTaCTiCVCVNZrCZrNTiNа,[к X]4,1403,798—3,8044,128—
4,1604,450—4,4614,414,446|4,27—! 4,23
4,324,284,6874,594,23Для фаз с гексагональной компактной решеткойПериодCraNFeaNMo,NMo,СMoNNi,CTa2CV2CW2Cwcа,[кХ]2,747—2,688—2,773—2,9942,8602,6463,0912,853-2,9862,9102,7702,7732,8242,860с,[кХ]4.439—4,360—4,520—4,7222,8044,3164,934,516—4,7122,8334,4744,4304,5284,544Рис. 5. Пример определения индексов
плоскости
РЕНТГЕНОСТРУКТУРНЫЙ АНАЛИЗ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ185Кристаллографические координатные оси
выбирают так, чтобы они были параллельныи [u2v2W2] может быть найден из урав¬
нения:cos ф =«1^2 + V1V2 + ^1^2? + »?Yu(2>2 I _.2 I ,„22 + v2 Н” w2основным трансляциям (ребрам элементар¬
ной ячейки), а масштаб по каждой оси был
равен соответствующей осевой единице (пе¬
риоду). Пример определения кристаллогра¬
фических индексов плоскостей приведен на
рис. 5.В случае, если плоскость пересекает
кристаллографическую ось в отрицательном
направлении, над соответствующим индек¬
сом ставится знак минус. Так, символ плос¬
кости II на рис. 5 обозначается (332).На рис. 6 показаны важнейшие плоскости
в кубической решетке и их индексы.Рис. 6. Важнейшие плоскости в кубической
решетке и их индексы (hkl)Все параллельные направления или узло¬
вые прямые обозначаются одинаковыми ин¬
дексами. При установлении этих кристалло¬
графических индексов рассматривается та
конкретная узловая прямая из данного се¬
мейства параллельных узловых прямых, ко¬
торая проходит через начало координат.
Под ^кристаллографическими индексами уз¬
ловой прямой (направления) понимают три
целых взаимно простых числа, пропорцио¬
нальных измеренным в осевых единицах ко¬
ординатам любого атома, лежащего на дан¬
ном направлении.Кристаллографические индексы направле¬
ний заключают в квадратные скобки и обо¬
значают буквенно [uvw].Индексы важнейших направлений в куби¬
ческой решетке показаны на рис. 7.Для кубической сингонии индексы на¬
правления [uvw], перпендикулярного пло¬
скостям (hkl) у численно равны индексам
этой плоскости.Для той же сингонии индексы направле¬
ния [uvw] связаны с индексами параллель¬
ной ему плоскости (hkl) следующим равен¬
ством* называемым «условием зональности»:hu + kv + 1а> = 0.	(1)Угол ф между двумя узловыми прямыми
в кубической сингонии с индексами [uiVXWi]Каждое семейство плоскостей с индексами
(hkl) характеризуется также своей величи¬
ной межплоскостного расстоя-Рис. 7. Важнейшие направле¬
ния в кубической решетке и их
индексы [uvw\н и я d, т. е. расстояния между двумя со¬
седними параллельными плоскостями.В случае сложной решетки, состоящей из
нескольких простых, межплоскостное рас-Таблица 4Формулы для межплоскостных расстоянийСингонияФормула для межплоскостного
расстоянияКубическаяТетрагональ¬наяГексаго¬нальнаяРомбическаяd*=Л2+£2 + /2
п2h2+k2 + i2С2(3)(4)<*2 = -ай-(h* + hk + k*) +
/72+ /а^
с‘(5)=Л2+*8 - +(6)
386МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИ«стояние равно расстоянию между соседними
параллельными плоскостями одной простой
решетки. Так, в случае о. ц. к. межплос-
костное расстояние для плоскостей (100)аравно периоду решетки а, но неМежду индексами (hkl), величиной d и
периодами решетки а, в, с существует за¬
висимость, различная для каждой сингонии
(табл. 4).Все кристаллографически идентичные се¬
мейства плоскостей образуют совокупность
•плоскостей, обозначаемую фигурными скоб¬
ками {hkl}.Важнейшим признаком кристаллографи¬
чески идентичных плоскостей является то,
что они обладают одинаковым межпло-
скостным расстоянием. Поэтому число кри¬
сталлографически идентичных плоскостей
(семейств плоскостей) для любой совокуп¬
ности равно числу возможных перестановок
местами и знаками индексов, входящих в
данную совокупность, не изменяющих вели¬
чины межплоскостного расстояния.Ниже приведено число кристаллографиче¬
ски идентичных плоскостей Р для совокуп¬
ности с разными индексами в кубической
сингонии:Все кристаллографически идентичные се¬
мейства направлений образуют семейство
направлений, обозначаемое угольными скоб¬
ками <uvw>.2.	СТЕРЕОГРАФИЧЕСКИЕ
ПРОЕКЦИИ (СП)В кристаллографии и структурном ана¬
лизе часто пользуются стереографическими
проекциями (СП). Они дают наглядное изо¬
бражение ориентировки, симметрии кри¬
сталлов, передают угловые соотношения
между узловыми плоскостями и направ-
лениями> в решетке кристалла, позволяют
вести количественные расчеты этих соотно¬
шений.При построении СП вместо плоскостей
и направлений в решетке кристалла рас¬
сматривают следы их пересечения со сфе¬
рой. При этом кристалл заменяют кристал¬
лическим или, чаще, полярным комплексом.Под кристаллическим комплексом пони¬
мают совокупность плоскостей и направле¬
ний, параллельных плоскостям и направ¬
лениям в кристалле и проходящих через од¬
ну точку — центр комплекса. Если плоскости
заменить нормалями к ним, получим поляр¬
ный комплекс.Индексы	(100) (110) (111) (hkO) (hkk) {hkl)Р	6	12 8	24 24	48В поликристаллическом образце, в кото¬
ром кристаллиты ориентированы беспоря¬
дочно (нет текстуры), вероятность того, чтоНа рис. 8 показаны грани куба (8, а) и
соответствующий им кристаллический (8, б)
и полярный комплекс С8, в), а также их■ОС}/1✓1,
—I- *;<тН'010W0001то/100^Too010oclте или иные семейства плоскостей в разных
.зернах окажутся параллельными любому на¬
правлению, пропорциональна величине Р.Рис. 8. Грани куба (а) и им соответствую¬
щие кристаллический (б) и полярный (в)
комплексы и их сферические (г, д) и сте¬
реографические (е, ж) проекциисферические (8, г и 8, д) и стереографиче¬
ские (8, е и 8, ж) проекции.Если поместить кристаллический (поляр¬
ный) комплекс в центр так называемой
сферы проекций (рис. 8, г и д), т. е. сферы
произвольного радиуса, и продолжить его
до персечения элементов комплекса со
сферой, то получится объемная сфериче-
ская проекция.Практически более удобной является
плоская стереографическая проекция. Для
ее получения сферу проекций рассекают го¬
ризонтальной плоскостью — плоскостью
проекций (рис. 9). Большой круг, по кото¬
рому рассечется при этом сфера, называют
кругом проекций. На нем и строится СП.
РЕНТГЕНОСТРУКТУРНЫЙ АНАЛИЗ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ187Вертикальный диаметр сферы проекций —
ось проекций. Одну из точек пересечения
сферы осью проекций, например S, прини¬
мают за точку зрения.Для получения СП направления ОС нуж¬
но получить его сферическую проекцию —ftРис. 9. Схема построения стереографи¬
ческой проекции направления ОСточку Сф (рис. 9), затем соединить эту
точку с точкой зрения прямой S — Сф —
лучом зрения. Точка Ст, полученная приточкой зрения соединяют лучами зрения не
одну точку на сфере проекций, а геометри¬
ческое место точек, лежащих на сфериче¬
ской проекции данной плоскости.Вертикальные плоскости изображаются
при этом диаметрами на круге проекций;
наклонные плоскости — дугами, опирающи¬
мися на диаметр; горизонтальные плоско¬
сти— окружностью круга проекций.Чаще стереографические проекции строят
с помощью полярного комплекса. В этом
случае проекции плоскостей изображаются
точками: горизонтальных — точкой в центре
круга проекций; вертикальных — точками на
окружности круга проекций; наклонных —
точками внутри круга проекций. Чем боль¬
ше наклонена плоскость, тем точка ближе к
центру круга проекций.Для количественных расчетов угловых со¬
отношений пользуются так называемыми
сетками Вульфа (рис. 10).Сетка Вульфа — это стереографическая
проекция системы меридианов и широт,
проведенных через 2°, построенная при
условии, что плоскость проекций проходит
через нулевой меридиан.Рис. 10. Сетка Вульфапересечении луча зрения с кругом проекций,
и представляет собой СП данного направ¬
ления.Стереографическая проекция плоскости
изображается линиями; при ее построении сРазмеры сетки Вульфа приняты стандарт¬
ными — диаметр круга 200 мм. При выпол¬
нении количественных расчетов необходимо
иметь в виду, что угол между двумя точка¬
ми равен разности их широт только тогда,
Рис. 11. Стандартные проекции кубического кристалла:
а —с осью проекций совпадает направление [001]; б — [111]
РЕНТГЕНОСТРУКТУРНЫЙ АНАЛИЗ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ189когда они лежат на одном меридиане, или
разности их долгот, когда они лежат на
экваторе.Проекции обычно изображаются на каль¬
ке. Чтобы определить угол между двумя на¬
правлениями — двумя точками на проекции,
нужно наложить кальку на сетку Вульфа,
чтобы совпадали их центры, и вращать
кальку до тех пор, пока две данные точки
не окажутся на одном меридиане или эк¬
ваторе. Затем отсчитывают угол между
этими точками.В структурном анализе и кристаллогра¬
фии часто приходится пользоваться так на¬
зываемыми стандартными проекциями, ко¬
торые представляют собой стереографиче¬
ские проекции полярного комплекса кри¬
сталла при определенной ориентировке кри¬
сталла относительно оси и плоскости проек¬
ций. Так, на рис. 11, а показана стандартная
проекция кубического кристалла для случая,
когда с осью проекций совпадает направ¬
ление [001], а на рис. 11, б — направле¬
ние [111].3.	ПРИНЦИП И МЕТОДИКА
РЕНТГЕНОСТРУКТУРНОГО АНАЛИЗА
ПОЛИКРИСТАЛЛОВРентгеновы лучи представляют собой
электромагнитные волны, возникающие при
резком торможении электронов, летящих с
большой скоростью.В рентгеновских трубках большая ско¬
рость сообщается электронам с помощью
высокого напряжения. Торможение ocv-Рис. 12. Характе¬
ристический рент¬
геновский спектр,
сопровождаемый
сплошным излу¬
чением {косая
штриховка)ных излучений со строго определенной дли¬
ной волны. Последний образуется за счет
процессов, происходящих в электронных
оболочках атомов вещества анода. Каж¬
дое вещество анода испускает характери¬
стическое излучение строго определенной
длины волны. Длина волны рентгеновых лу-о	очей измеряется в ангстремах [А] (1 [А] =»
= 10 8 см), в килоиксах [kX] (1[&Х| =о= 1,002 А) или в иксединицах 1Ив
=0,001 [kX].В рентгеноструктурном анализе поликри¬
сталлов обычно используется /(-серия ха¬
рактеристического излучения.В табл. 5 приведены длины волн Ка и К р
для наиболее распространенных в структур¬
ном анализе анодов рентгеновских трубок.
Здесь же указаны потенциалы возбуждения
серии К для соответствующих анодов, а так¬
же значения напряжения, обеспечивающие
оптимальное соотношение между интенсив¬
ностью характеристической и сплошной ча¬
сти спектра. При небольшом разрешении ли-
нии Kat и Ка% сливаются в одну линию К а.Таблица 5Длины волн характеристического
излучения серии /(ВеществоанодаПорядковый
номер анодаДлина волны,
кХПотенциал
возбуждения
К-серии, квОптимальноенапряжениеквКа2КСг242,28892,28502,08065,9820—25Fe261,93601,93201,75307,1025—30Со271,78921,78531,61747,7125—30Ni281,65841,65451,49718,2930—35Си291,54121,53741,38948,86 30—35Мо420,71280,70780,630920,00|45—60ществляется на аноде трубки. Обычно, если
напряжение не очень мало, трубка излуча¬
ет лучи двух накладывающихся друг на
друга спектров — сплошного и характери¬
стического (рис. 12).Сплошной спектр состоит из излучения,
включающего непрерывный ряд длин волн
от хмин и до некоторого более высокого
значения, образующихся вследствие разных
условий торможения отдельных электронов
на аноде; характеристический — из отдель¬В этом случае расчет ведут по длине вол-
ыХ/С +х*оРассеяние и интерференция рентгеновых
лучей. Электроны атомов вещества, на кото¬
рое падает пучок рентгеновых лучей, при¬
ходят в колебательное движение и сами ста¬
новятся .источником рентгеновых лучей той
же длины волны. Это явление называют
классическим рассеянием рентгеновых лу¬
чей. Рассеянные лучи распространяются в
пространстве во всех направлениях.В первом приближении можно считать,
что лучи, рассеянные всеми электронами
атома, по фазе совпадают и амплитуды
этих лучей, распространяющихся в данном
направлении, складываются арифметически.
Суммарная интенсивность будет при этом в
Z2 раз больше, чем в случае одиночного
электрона.
190МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИЕсл*и пучок рентгеновых лучей падает не
на изолированный атом, а на совокупность
атомов кристаллической решетки, то лучи,
рассеянные разными атомами, закономерно
интерферируют.При взаимодействии лучей, рассеянных
атомами трехмерного кристалла, направле¬
ния наиболее интенсивного рассеяния опре¬
деляются тремя уравнениями Лауэ:a (cos а — cos а0) = Н X;
b (cos р — cos р0) = К X;	(7)с (cos Y — cos 70) = L X,где а, b и с —периоды решетки (ребра
элементарной ячейки); ао> Ро» Yo> а, (3,у —
углы между первичным и отклоненным лу¬
чами с направлениями ребер ячейки; Я, /С,
L — целые числа, так называемые индексы
интерференции (см. ниже).Если кристалл достаточно велик (не мень¬
ше 300—500 ячеек в поперечнике), то интен-
сивность лучей, рассеянных вдоль направ¬
лений, не удовлетворяющих трем уравне¬
ниям Лауэ, практически может быть приня¬
та равной нулю.Г. В. Вульф и Брэгги показали, что слож¬
ная картина рассеяния рентгеновых лучей
кристаллом может быть истолкована как
простое зеркальное отражение этих лучей
параллельными атомными плоскостями.Отражение происходит при соблюдении
условия2dsin$ = nX,	(8)которое может быть выведено из трех урав¬
нений Лауэ. Здесь Ф — угол скольжения;оd — межплоскостное расстояние, А или kX\оX — длина волны рентгеновых лучей, А или
kX\ п — так называемый порядок отражения,
равный числу длин волн, укладывающихся
в разность хода между лучами, отражен¬
ными от двух соседних параллельных атом¬
ных плоскостей.Порядок отражения п связывает индексы
интерференции в (7) и кристаллографиче¬
ские индексы отражающей плоскости (hkl)
:H = n:h; K=.nk; L = n-t.Физический смысл этого закона: пучок
рентгеновых лучей, имеющих длину волны
X, «отражается» от атомных плоскостей с
межплоскостным расстоянием d, если его
угол скольжения таков, что разность хода
между лучами, отраженными от двух со¬
седних параллельных атомных плоскостей
(ВС—СА), равная (рис. 13), 2dsm Ф, бу¬
дет кратна целому числу длин волн.Если это условие не соблюдается, то лучи,
«отраженные» всеми плоскостями данного
семейства плоскостей, гасят друг друга.Приведенная формула (8) лежит в осно¬
ве рентгеновского структурного анализа.В поликристаллическом образце все¬
гда найдутся кристаллиты, в которых
системы атомных плоскостей с индексами
(h kill) и межплоскостным расстоянием<ii> “будут ориентированы под таким уг¬
лом относительно падающего рентгено-
вого луча с длиной волны X, что будет
удовлетворяться уравнением (8). От такого
кристаллита отраженный луч пойдет под уг¬
лом 2$i к продолжению падающего луча
(рис. 13).Различные кристаллиты при сохранении
угла будут различно повернуты в про*
странстве. Совокупность отраженных лучей,
различно повернутых в пространстве, ноимеющих одинаковый угол 20i, с продол¬
жением падающего луча образует конус;
осью конуса является направление падаю¬
щего луча. Угол раствора конуса равен
40ь Вершиной конуса служит точка пере¬
сечения первичного луча с образцом.Другая группа кристаллитов, ориентиро¬
ванная так, что в них другое семейство
плоскостей с индексами (h2k2l2) и межплос¬
костным расстоянием d2 находится под со¬
ответствующим углом Даст другой конус
и т. д. Таких конусов несколько. Число их
и углы О строго определяются длиной волны
рентгеновых лучей и кристаллической струк¬
турой вещества.Необходимо при этом еще учесть, что для
каждого семейства плоскостей существует
несколько углов скольжения, различающих¬
ся порядком отражения п. Поэтому от
плоскостей с одинаковыми индексами (hkl)
и величиной d может получиться несколько
конусов, различающихся порядком отраже¬
ния. Конус, получившийся за счет отражения
второго порядка от плоскостей (hkl), можно
себе представить как конус, отразившийся
от плоскостей с индексами (2h2k2l), или, в
общем случае, для отражения п-то поряд¬
ка — от плоскостей с индексами (nhnknl),
которые называют индексами отражения
или индексами интерференции HKL.Если исследуемый образец поместить в
цилиндрическую камеру (рис. 14) и на пути
отраженных лучей расположить рентгенов¬
скую пленку, свернутую в виде цилиндра
так, чтобы концы ее сходились у входного
отверстия, то в результате пересечения ди¬
фракционных конусов с цилиндрически рас*
положенной пленкой на последней образует¬
ся серия попарно симметричных линий.
Каждая такая пара линий отличается свои¬
ми индексами интерференции (HKL), кото¬
рые показывают индексы плоскостей (hkl), в
результате отражения от которых получи¬
лись данная линия и порядок отражения п_
РЕНТГЕНОСТРУКТУРНЫЙ АНАЛИЗ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ191Так, индексы интерференции линии (220)
означают, что она получена в итоге отра¬
жения второго порядка от плоскостей (110).В зависимости от взаиморасположения
образца и пленки рентгенограмма можетРентгеновская'мпи\От \iV ./ -eНаправление
рентгеновЬго лучаРис. 14. Схема получения рентгенограммы
поликристалла в цилиндрической камере (сле¬
ва) и вид рентгенограммы:К — коллиматор; Т — тубус камерыиметь разный вид и включать в себя все
интерференционные линии или часть их
(рис. 15, 16).Определение индексов (HKL) для каждой
линии рентгенограммы называется индици-
рованием рентгенограммы. Производят его[ О к— Xi ——х2X--nD-2LU3„*m-4i>)-Ь -нОт?Цизнсингоний индицирование рентгенограмм
очень сложно. Методика индицирования и
расшифровка изложена в учебниках по
рентгенографии [3, 4].В настоящее время уже расшифровано
более 6000 структур, в том числе почти все
основные фазы металлических сплавов.Определение точных размеров ячейки и
фазового состава для известных структур
несложно (см. ниже). Для этого должны
быть, однако, известны возможные индек¬
сы отражения для данной структуры.Согласно формуле Вульфа — Брэггов,
рентгеновы лучи длиной волны X должны
отражаться от всех семейств плоскостей с^ Xмежплоскостным расстоянием	Рас~Рис. 16. Схема съемки рентгенограммы по-Я](Гликристалла с эталоном на плоскую пленку
(слева) и вид рентгенограммыположенных под соответствующим углом
скольжения О. Однако это справедливо»
только для простой решетки. В случаеТаблица &Квадратичные формыРис. 15. Схемы получения рентгено¬
грамм поликристаллов с обратным (а)
и асимметричным (б) расположением
пленки:К — коллиматор; Т —тубус камерыпри расшифровке неизвестных структур, при
выявлении фазового состава многофазных
систем, а также при определении размеров
элементарной ячейки.Для индицирования служат так называе¬
мые квадратичные формы, которые полу¬
чаются из формулы Вульфа — Брэггов пу¬
тем замены величины d ее значениями из
формул (3—6). В табл. 6 приводятся эти
формы для трех сингоний.После того как индицирование выполнено,
можно с использованием тех же квадра¬
тичных форм определить периоды решетки.
Минимальное количество линий, необходи¬
мое для этого, равно одной — в случае куби¬
ческих и двум — в случае тетрагональных и
гексагональных кристаллов.Полная расшифровка неизвестных струк¬
тур по рентгенограммам поликристаллов мо¬
жет быть выполнена только для приведен¬
ных трех сингоний. Для кристаллов низшихСингонияКвадратичная формаКубическаяX2sin2& = —- (tf2 +
4а2
+ +I2)(9)Тетраго¬нальнаяsin*» = — (н* + К2
4а2 \+а2\+1^)(10)Гексаго¬нальнаяsin2 Э = — [—(Я2 +
4а2 [ 3+ НК + К*) +аП
+ 12 *](И)сложной решетки наличие дополнительных
атомов базиса и дополнительных атомных
плоскостей приводит к изменению интенсив¬
ности линий, к закономерному погашению
192МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИнекоторых отражений и к исчезновению со¬
ответствующих линий на рентгенограмме.При рентгеноструктурном анализе метал¬
лов особо важны закономерности погаше¬
ния для кубической и гексагональной ре¬
шеток.В случае чистых элементов или неупоря¬
доченных твердых растворов, обладающих
решеткой объемноцентрированного куба,
погашаются линии, для которых сумма
(H+K+L) является числом нечетным. Для
веществ с решеткой г. д. к. исчезают линии,
для которых индексы (HKL) в пределах
данного символа состоят из четных и не¬
четных чисел. В случае гексагональной
компактной решетки погашаются линии, для
которых L — число нечетное, а сумма (Н+
+2К) кратна трем.В табл. 7 приведены индексы интерферен¬
ции восьми первых линий, получающихся
на рентгенограммах веществ с наиболее
важными решетками.Таблица 7Возможные индексы интерференции (HKL)
для веществ с кубической и
гексагональной решеткамиТип решеткиВозможные индексы
(HKL)Простая кубичес¬
каяОбъемноцентриро-
ванная кубичес¬
каяГранецентрирован-
ная кубическаяГексагональнаякомпактная(100), (110), (111),
(200), (210), (211),
(220), (300)
(110), (200), (211),
(220), (310), (222),
(32!), (400)
(111), (200), (220),
(311), (222), (400),
(331), (420)
(100), (002), (101),
(102), (110) (103),
(112), (201)Индексы расположены в порядке возра¬
стания углов Ф.Из всего сказанного выше следует, что
число линий на рентгенограмме и их распо¬
ложение целиком определяются структурой
вещества.Следующая важная характеристика, свя¬
занная со структурой вещества, — интенсив¬
ность линий рентгенограммы (плотность их
почернения на фотопленке), зависящая от
ряда факторов. Важнейшие из них:а)	расположение атомов в решетке и их
атомные номера;б)	число кристаллографически идентичных
семейств плоскостей, участвовавших в об¬
разовании данной линии (чем оно больше,
тем интенсивнее линия);в)	амплитуда тепловых колебаний ато¬
мов (чем она больше, тем слабее линии);г)	величина угла О (наименее интенсивны
при прочих равных условиях линии с угла¬
ми Ф, близкими к 40—50°).Все эти факторы учитываются специальны¬
ми коэффициентами или множителями, ко¬
торые соответственно называются: стоук-
турный, повторяемости, температурный, уг¬
ловой и др.Сопоставление интенсивностей линий иг¬
рает важную роль в рентгеноструктурном
анализе. Интенсивности линий определяют
по фотометрическим кривым, которые изо¬
бражают угловую зависимость плотности
почернения фотопленки. При соблюдении
определенных условий эта плотность почер¬
нения пропорциональна интенсивности рент¬
геновых лучей, вызвавших соответствующей
почернение.Рентгенограмма и соответствующая фото¬
метрическая кривая показаны на рис. 17.В ряде случаев индицирования доста¬
точно оценивать относительную интенсив¬
ность линий на глаз. В этом случае принята
следующая пятибалльная система оценки:
очень сильная — О. С.; сильная —С.; сред¬
няя— Ср.; слабая — сл.; очень слабая —о.	сл.В последнее время все чаще применяют
прямую регистрацию рассеянного рентге¬
новского излучения и запись распределения
интенсивности этого излучения по углам
дифракции без применения фотопленок.Интерференционные кривые снимаются
при этом в дифрактомерах — рентгеновских
установках, в которых регистрация лучей
осуществляется с помощью ионизационных
и сцинтиляционных счетчиков. Эти кривые
имеют вид, аналогичный фотометрическим
кривым. Кривая ионизационной установки
изображает угловую зависимость ионизаци¬
онного или сцинтиляционного эффекта, про¬
порционального интенсивности рентгенов¬
ского излучения.Принципиальная схема и общий вид диф¬
рактометра показаны на рис. 18.Рентгеновы лучи из трубки попадают на
исследуемый образец. Последний укрепляют
в специальном гониометрическом устройстве
в центре окружности, по которой при съем¬
ке непрерывно перемещается счетчик рент¬
геновских квантов.Лучи, отраженные от образца под разны¬
ми углами, последовательно попадают в
щель передвигающегося счетчика квантов
и возбуждают в нем импульсы тока, про¬
порциональные интенсивности рентгеновых
лучей. Импульсы тока из счетчика идут на
усилитель и, пройдя через ряд промежуточ¬
ных блоков (в частности, через амплитуд¬
ный дискриминатор), регистрируются само¬
пишущим или прямо показывающим прибо¬
ром.Важнейшим преимуществом прямой реги¬
страции являются увеличение точности из¬
мерения интенсивности и резкое сокраще¬
ние времени на рентгеноанализ.Монохроматизация излучения. Рентгенов¬
ское характеристическое излучение всегда
сопровождается излучением со сплошным
спектром (см. рис. 12).Наличие сплошного спектра приводит к
образованию интенсивного фона рентгено-
Рис. 17. Рентгенограмма никеля (а) и фотометрическая кривая (6)Самопишу-
-а- щий потен-
ииометрЛамповыйвольтметрУн тегирующая --\Выпрямитель |ЭлентрО' v
механический
счетчикПересчетная
схемаОбразецРентгеноёсная
труднаН Генератор
-*\Стабилизатор |-*I'emСетьаРис. 18. Принципиальная схема (а) и общий вид (б) дифрактометра УРС-50Играммы и к ряду нежелательных последст¬
вий, усложняющих расчеты, а иногда и
обесиснизающих результаты структурного
анализа.13	Металловедение (справочник), т. IПоэтому в последнее время все чаще при¬
меняется монохроматизация излучения.
Суть ее заключается в том, что на пути
между рентгеновской трубкой и объектом
194МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИставится монокристалл, который «отражает»
только лучи определенной длины волны и
направляет их на исследуемый объект.При работе с обычными рентгеновскими
трубками пользование монохроматорами
связано с увеличением экспозиций в десят¬
ки раз. Поэтому одновременно применяют
специальную и светосильную фокусировку.КристаллакристаллРис. 19. Схема светосильной фокусировки:
а—съемка «на отражение», б—съемка «на
просвет»Сущность специальной фокусировки заклю¬
чается в том, что облучается большая по¬
верхность кристалла и при этом соблюдают¬
ся определенные условия — источник излу¬
чения, облучаемая поверхность кристалла и
точка, в которой фокусируются «отражен¬
ные» лучи, лежат на одной цилиндрической
поверхности. При этом все лучи, отражен¬
ные со всей облучаемой поверхности, с оди¬
наковым углом Ф фокусируются в одной
точке. Светосильная фокусировка заклю¬
чается в двойной фокусировке (рис. 19).В качестве кристаллов монохроматоров
чаще всего применяют кварц, алюминий, ка¬
менную соль, кальцит, цинк, флюорит, пен-
тоэритрит.Недавно предложен оригинальный способ
монохроматизации излучения без кристал¬
лов-монохроматоров [20]. Способ основан
на ионизационном действии рентгеновых лу¬
чей и применении в качестве регистратора
квантов, пропорциональных или сцинтиля-
ционных счетчиков.Электронная схема включает при этом
дискриминатор — прибор, который считает
только импульсы, вызванные поглощением
нужного излучения, т. е. квантами опреде¬
ленной энергии, и исключает импульсы, выз¬
ванные поглощением излучения других длин
волн рентгеновского спектра.Другой путь сокращения экспозиций при
рентгеноструктурном анализе — создание
так называемых острофокусных трубок, т. е.
трубок с повышенной интенсивностью излу¬
чения на единицу площади фокуса трубки.4.	ОПРЕДЕЛЕНИЕ
МЕЖПЛОСКОСТНЫХ РАССТОЯНИЙ
И РАЗМЕРОВ ЭЛЕМЕНТАРНОЙ
ЯЧЕЙКИ (ПЕРИОДОВ РЕШЕТКИ)Определение межплоскостных расстояний.
Каждая линия на рентгенограмме полу¬чается в результате отражения п-то поряд¬
ка от плоскостей с определенным межплос-
костным расстоянием d. Чтобы исключить из
расчетов неизвестную величину п, можно
рассматривать каждую линию как получив¬
шуюся в результате отражения 1-го порядка
от плоскостей с межплоскостным расстоя¬
нием 	.пdЭта величина — , принимаемая за межплос-костное расстояние, определяется рентге¬
нографически. Очень важно то, что значение
dпо рентгенограмме поликристалла мож-пно определить для любого вещества неза¬
висимо от сингонии и сложности решетки.Величину — подсчитывают с помощью
пформулы Вульфа — Брэггов по уравнению
d	Xт=2-^ (12>В публикуемых таблицах межплоскостныхdрасстояний обычно вместо пишут про¬
сто d, рассматривая эти значения как меж-
плоскостные расстояния плоскостей с ин¬
дексами (HKL). В дальнейшем будем поль¬
зоваться этим обозначением.Таким образом, для определения d нужно
только вычислить значения углов О для
всех линий рентгенограммы (длина волны
X известна).Углы Ф вычисляют по рентгенограмме,
исходя из следующих соображений.Расстояние между парой симметричных
линий, обозначаемое 2L (см. рис. 14), пред¬
ставляет собой дугу окружности пленки»
отвечающую углу 4$.Если обозначить через D диаметр бара¬
бана, на котором закреплена пленка, то2L = . 49,360отсюда определяется угол180 L	L& =	.— = 57,3 —.7г D	D(13)При съемке цилиндрических образцов не¬
обходимо учитывать, что величина 2L, вхо¬
дящая в формулу (13), меньше величины
2£изм» непосредственно замеряемой по
рентгенограмме, на величину поправки А,
связанной с поглощением рентгеновых лу¬
чей в образце и с размерами образца:2L = 2LK3M Д.	(14)Необходимо учесть также, что на рент¬
генограммах получаются линии за счет от¬
ражения Ка’и /Ср -лучей. Поэтому линии
-излучения должны быть выявлены и
исключены из расчета.Методика оасчета подробно освещена в
литературе [3].Уточнение периодов решетки: в большин¬
стве случаев эта задача решается с целью
РЕНТГЕНОСТРУКТУРНЫЙ АНАЛИЗ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ195выявления изменении, которые претерпели
размеры ячейки какой-либо фазы в резуль¬
тате изменения химического состава этой
фазы или под действием напряжений. Эти
изменения никогда не бывают очень боль¬
шими. Поэтому ориентировочный размер
ячейки обычно известен.Для получения уточненных размеровУглы больше этих по ряду причин (14) не
дают дальнейшего увеличения точности.AdНиже приводятся значения , опреде¬
ленные по линиям с разными Ф; ошибка в
определении угла О была одинаковой и со*
ставляла ±3' (около 0,001 радиана):9 град.
Ad“Г,%200,275600,084700,058800,018840,01ячейки пользуются одной из формул (9—11)
соответственно сингонии вещества. Внача¬
ле индицируют рентгенограмму. Для этого,
зная длину волны А,, ориентировочный раз¬
мер ячейки (периоды а, в, с) и возможные
для данного типа структуры индексы
(HKLj1, рассчитывают по формулам (9—11)
теоретические углы ft.Рассчитанные значения углов сравнивают
с экспериментально полученными на рентге¬
нограмме (они будут, конечно, несколько
различаться) и указывают для каждой ли¬
нии ее индексы (HKL).Затем, пользуясь уточненными значения¬
ми углов О и зная индексы (HKL), по этой
же формуле находят уже уточненные зна¬
чения периодов ячейки.При этом рекомендуется пользоваться
данными для линий с большими углами ft
(см. ниже).Точность определения периода решетки
(межплоскостных расстояний) и меры ее
повышения. Значительная часть задач рент¬
геноструктурного анализа требует повы¬
шенной точности определения межплоскост¬
ных расстояний и периода решетки. К таким
задачам относятся: исследование процессов
образования и распада твердых растворов,
построение границ фазовых областей диа¬
грамм состояния, определение напряжений1-го рода и др.Дифференцирование уравнения Вульфа —
Брэггов д?.етA d—— = ctg9.A5,	(15)аA dгде ——относительная ошибка в опре¬
делении межплоскостного расстояния (в
случае веществ с кубической решеткой
Ad А а \—— =— i; Aft — абсолютная ошибка в
а а 'определении угла Ф. Следовательно, отно¬
сительная ошибка в определении d (или а)
зависит от величины и точности измерения
угла ft.При одинаковой погрешности Aft для раз-А dных линий относительная ошибка —га/Да \тем меньше, чем больше угол “O'.
Это справедливо для углов О до 84—85°.Получить на рентгенограмме линии с
большими углами ft можно специальным
подбором излучения. В табл. 8 приведены
применяемые излучения для прецизионной
съемки разных металлов и сплавов и полу¬
чающиеся при этом максимальные углы.Таблица вРекомендуемое излучение для прецизионной
съемкиЭлемент и
сплавы на его
основеРекомендуемоеизлучениеДлина волны. кХМаксимальный
угол Ф для чис¬
того элементаИндексы интер¬
ференции линии
с максимальным
угломМагнийГек1,93282°49'<105);АлюминийСикК«11,537ОооО(511)
<ззз):оО*S1,78581°03'(420) ;ЖелезоСок1,78580°30'(310)НикельСпкК*11,53777° 45'(420)МедьСпк1,53772° 20'(420)оо*1,78581°40'(400)1 См. табл. 7 (стр. 102)Второе следствие из уравнения (15) —не¬
обходимость всемерного уменьшения ошиб¬
ки Aft. Основными источниками системати¬
ческих ошибок при определении углов ft
служат погрешности, обусловленные:1)	толщиной образца (только для образ¬
цов, омываемых первичным пучком рентге¬
новых лучей);2)	смещением образца относительно цент¬
ра камеры вдоль луча;3)	неточным определением диаметра ка¬
меры;4)	изменением длины пленки при ее фото¬
обработке.Все приведенные погрешности сказывают¬
ся слабее при больших углах ‘О1. Для даль¬
нейшего уменьшения ошибки, помимо повы¬
шения качества эксперимента, применяют
специальные методы съемки, в частности
съемку с обратным и ассиметричным распо-13*
196МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИложением пленки (см. рис. 15). При этом
линии, отвечающие большим углам О, рас¬
полагаются у входного отверстия на близ¬
ком расстоянии одна от другой. Это позво¬
ляет уменьшить ошибку ДО.При с'ссиметричной съемке, кроме того,
исключается ошибка, связанная с изменени¬
ем длины пленки при ее фотообработке. Уг¬
ловое расстояние между центрами входного
и выходного отверстий при этом не изме¬
няется и остается равным 180°, что позво¬
ляет найти по рентгенограмме эффективный
диаметр пленки, равныйа 4-6Яэф = 			 .	(16)7гЕще большая точность может быть полу¬
чена при съемке с использованием эталона.
Чаще всего съемку с эталоном производят
на плоскую пленку (см. рис. 16). В качест¬
ве эталона выбирают вещество, размеры
элементарной ячейки которого известны с
высокой степенью точности. Эталон наносят
тонким слоем на образец (в виде фольги
или порошка). На рентгенограмме полу¬
чаются линии (кольца) эталона и исследуе¬
мого образца.Угол скольжения Ф определяют по форму¬
леtg (180 — 2 9) = ,	(17)где R — радиус кольца на рентгенограмме;А — расстояние от образца (эталона) до
пленки.Высокая точность в определении угла Ф
(0,01% и больше) достигается благодаря
тому, что величину А находят из формулы
для эталона, аналогичной формуле (17) (так
как для него точно известен угол Ф).Необходимо учитывать, что при очень точ¬
ных измерениях периода решетки необходи¬
мо вести съемку при постоянной темпера¬
туре. В противном случае неучтенное влия¬
ние теплового расширения образца сведет
на нет все меры повышения точности. Так,
повышение температуры на 10° меняет пе¬
риод решетки железа на 3.1СН кХ, а пе¬
риод решетки алюминия — на 1 • 10_3 кХ.При съемке в цилиндрической камере
максимальная величина случайной ошибки в
определении периода решетки Да равна57 3А а = а • ctg ЯД (2L) . —г~ (18)
Rгде Д (2L)—ошибка в замере расстояния
2L; R — радиус камеры.Подробнее о некоторых способах повы¬
шения точности см. [14].5.	ОСНОВНЫЕ ОБЛАСТИ
ПРИМЕНЕНИЯОпределение фазового состава. Опреде¬
ление фазового состава основано на том,
что каждая фаза имеет только ей прису¬
щую кристаллическую решетку и независи¬
мо от наличия других фаз дает на рентге¬
нограмме свою систему линий.Цель рентгеноструктурного анализа —
найти линии каждой из. присутствующих в
сплаве фаз в отдельности.Практически это осуществляют таким об¬
разом. На основании данных о химическом
составе исследуемого сплава 'и диаграмм со¬
стояния задаются предположением о том,
какие фазы могут присутствовать в иссле¬
дуемом объекте. Для каждой из этих фаз
находят по литературным источникам све¬
дения или о типе решетки и размерах эле¬
ментарной ячейки, или о межплоскостных
расстояниях d и относительной интенсивно¬
сти соответствующих линий (в ряде случа¬
ев имеются и те, и другие данные).В зависимости от имеющихся сведений о
предполагаемых фазах фазовый состав
можно определять двумя путями.Определение фазового соста
ва по данным о типе решетки и
размерах элементарной ячейки.
Вначале для каждой фазы выписывают ин¬
дексы интерференции (HKL) линий, кото¬
рые могут получиться на рентгенограмме
для данной фазы (см. табл. 7).Затем по формулам (9—11) для соответ¬
ствующих сингоний определяют теоретиче¬
ские значения синусов углов Ф для этих
линий и сравнивают их с экспериментально
полученными значениями синусов углов от¬
ражения (некоторое расхождение при таком
сравнении может быть связано с растворе¬
нием в данной фазе других компонентов).При сравнении необходимо также учиты¬
вать относительную интенсивность линий.
Для теоретически рассчитываемых линий в
простейших случаях, при малом различии
углов О, можно принять, что относительная
интенсивность линий пропорциональна мно¬
жителю повторяемости.Рассмотрим в качестве примера выявле¬
ние решетки a-железа по рентгенограмме,
снятой на хромовом излучении лКа =
=2,287 кХ.Решетка а-железа — о. ц. к., а=2,860 кХУ
возможные индексы (HKL) — (110); (200),
(211), (220) и т. д. (см. табл. 7). По фор¬
муле (7) для кубической сингонииг2sin2 0 = —- (Н2+К2 +12)=4а22,2872
4 • 2,8602(Я2 + К2 + L2) == 0,01598 (H2 + K2 + L*).Подставляя вместо HKL возможные для
решетки о. ц. к. индексы, определяем, какие
линии a-железа и под какими углами долж¬
ны получиться на хромовом излучении и ка¬
кова должна быть ориентировочно их отно¬
сительная интенсивность. Из расчета следу¬
ет, что должны получиться три а-лин‘ии:
(110)—под углом Ф = 34026'; (200)—под уг¬
лом ,0, = 53оО5/ и (211)—под углом Ф =
= 78°17/ Линия (220) уже не получится,
так как sin О (220) больше единицы, что
невозможно. Интенсивнее всех должна быть
линия (211), слабее (110) и еще с.'абер
РЕНТГЕНОСТРУКТУРНЫЙ АНАЛИЗ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ197(200). Сравнивая расчетные данные с полу¬
ченными на рентгенограмме, решаем воп¬
рос о наличии или отсутствии a-железа в
исследуемом образце.Определение фазового соста¬
ва по данным о межплос костных
расстояниях. В этом случае по рент¬
генограмме определяют межплоскостные
расстояния d для всех линий от К а -излу¬
чения.Полученные значения d и относительная
интенсивность линий сравниваются с лите¬
ратурными данными. Необходимо при этом
иметь в виду, что относительная интенсив¬
ность линий будет совпадать, если рентге¬
нограмма снималась на том же излучений,
на котором были получены данные, взятые
из литературы. Если это условие не соблю¬
дено, то относительные интенсивности соот¬
ветствующих линий не будут совпадать из-
за различия в значениях некоторых множи¬
телей интенсивности.Необходимо далее учитывать, что если
какая-либо фаза присутствует в небольшом
количестве, то линии этой фазы будут соот¬
ветственно слабее, а наименее интенсивные
из них будут совсем отсутствовать. В таком
случае доказательством присутствия данной
фазы может служить наличие на рентгено¬
грамме нескольких, наиболее интенсивных
линий этой фазы.В табл. 9 приводятся значения d для наи¬
более интенсивных линий некоторых фаз,
часто встречающихся в металлических
сплавах.Более подробные сведения о межплоскос-
ных расстояниях для разных фаз можно
найти в литературе [5].При фазовом анализе необходимо учиты¬
вать чувствительность метода, которая оце¬
нивается минимальным количеством фазы в
смеси, дающим достаточное для ее опреде¬
ления число линий. Чувствительность метода
колеблется в широких пределах — от деся¬
тых долей до нескольких весовых процентов;
при этом она тем ниже, чем ниже сингония
решетки, чем менее равновесно состояние
фазы, чем из более легких элементов она
состоит, чем более искажена решетка. Во¬
обще все факторы, ослабляющие или раз¬
мывающие линии, ухудшают чувствитель'
ность.Рентгеноструктурный анализ дает воз¬
можность определять и количественное со¬
отношение фаз в сплаве, поскольку коли¬
чество фазы в сплаве пропорционально
интенсивности линий данной фазы. При
этом необходимо, однако, учитывать ряд
моментов.Если мозаичные блоки кристаллов опре¬
деляемой фазы велики (свыше 0,5—1 мк),
то количественный фазовый анализ по наи¬
более интенсивным линиям (обычно—с ма¬
лыми индексами интерференции) стано¬
вится крайне неточным, так как при одном
и том же содержании фазы интенсивность
линии для подобных образцов очень силь¬
но зависит от величины блоков.Таблица 9Межплоскостные расстояния для некоторых
металлических фазФазаHKLоd, АОтноситель.
ная интен¬
сивностьЦементит Fe3C и(112)12,38скарбид Мп3С*.(021)Ср. СРсмбическая(121)2,104ячейка (16 ато¬(022)|2,001О. Смов на ячейку);(103)а = 4,505 кХ;(211)1,971Ср. сb = 5,074 кХ\(122)1,850Сс = 6,732 кХ(233)1,160Ср. сКарбид Сг7С3.2,12Ср.Гексагональ¬2,04Сная ячейка (801,81Ср.атомов на ячей¬1,205Ср.ку); а=4,523 кХ\
с = 13,98 кХ1,160Ср.Карбид Сг3С2.2,53Ср.Ромбическая2,30сячейка (20 ато¬2,28Ср.мов на ячейку);
а = 11,16 кХ\
b = 5,52 кК\
с = 2,821 кХ1,95Ср.Карбиды W2C и(101)2,77сМо2С Гексаго¬(102)1,74Ср.нальная компак¬(110)1,50Ср.тная решетка(212)1,270Ср. с(3 атома на ячей¬(201)1,252Ср. ску); а=2,99 кХ\(203)1,002: Ср. сс = 4,27 кХ(114)1,930| Ср. сКарбид быстроре¬(400)2,75Ср. сжущей стали(331)2,52Ср. сFe3W3C «Кубиче¬(422)2,24£) Сская решетка(333), 5112,122> 0. С(112 атомов на(551), 7111,54£j Ср. сячейку); а =(660), 825> 1,30() С=11,04-М 1,08 кХ
(d даны для
а = 11,04 кХ)(Ю60),96;5 0,94'j с* Значения d для Fe3C и Мп3С совпадают
до тысячных долей кХ.
198МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙПродолжение табл. 9ФазаHKLоd, АОтноситель¬
ная интен¬
сивностьКарбиды: Сг23Сб,
Mn23C6, (Сг, Fe,
Мо, W)23C6**.
Кубическая
решетка (116
атомов на ячей¬
ку); а = 10,51 -г-
4-10,63* кХ.
Значения d даны
для а=10,62 кХ(420)(422)(333)(511)(531)(644)(820)(660)(822)(844)(971)2,3752,168}2,0441,796j1,288Jl,2521,0840,928Ср.Ср.сСр.Ср.Ср. сссКарбид WC. Гек¬
сагональная ре¬
шетка; а == 2,90 кХ; с =
= 2,83 кХ (2
атома на ячейку)(100)(101)(111)(120)(202)(121)2,501,871,2900,9510,9410,903сО. сСр. ссссFeO. Кубическая
решетка (г.ц.к.)
типа NaCl (8
атомов на ячей¬
ку)2,47
2,14
1,51Ср. со. с
сFe304. Кубическая
решетка (56
атомов на ячей-
ку)2,531,611,483О. ссо. сFea03. Ромбоэдри-
ческая решетка
(10 атомов на
ячейку)2.69
2,51
1,841.69
1,485О. с
О. сссСр. с(Т-фаза системы
Fe — Сг (Fe —
48,2%; Сг —
51,8%). Тетра¬
гональная ре¬
шетка; а = 8,96;
с = 4,64, (410)
! (212)
§ (411)
4 (413)
j (720)
1 (721)2,1261,9681,9281,2361,2071,167ссо. с
с
с
' с** Значения d для приведенных трех кар¬
бидов совпадают i о тысячных долей кХ.Продолжение табл. 9ФазаHKLd, АОтноситель¬
ная интен¬
сивностьNi3Ti. Решетка(201)2,13Ср.гексагональная;(004)2,07Ср.а = 5,093; с =(202)1,95с= 8,276(220)1,273Ср.(224)1,085Ср.(402)1,066Ср.Графит. Гексаго¬(001)3,4580нальная сложная(002)3,38100решетка (4 атома(100)2,1230на ячейку); а =(101)2,0260=2,456 кХ; с =(ПО)1,2335= 6,695 кХ(П2)1,1550г-карбид железа2,36СFe4C. Гексаго¬2,16О. снальная решет¬2,07Сл.ка. а=2,73 кХ\1,60Ср.с = 4,33 кХ1,361,23ссКорунд а = А1203.(102)3,4750Ромбоэдрическая(006)2,5575решетка (40 ато¬(105)2,3730мов на ячейку);(ИЗ)2,08100а = 5,12 кХ;(201)1,7450а=55°17'(204)1,59100(116)1,4040(121)1,3750(108)1,2320Силлиманит А1203-(ПО)5,3025•Si02. Ромбиче¬(120)3,40100ская решетка(002)}2,8820(32 атома на(211)ячейку); а =(220)2,6830= 7,43 кХ\ b =(112)2,5445= 7,58 кХ; с —(130)2,4113= 5,74 кХ(202)2,2815(212)2,2075Муллит ЗА1203 •(120)3,36100• 2Si02. Ромбиче¬(001)2,8720ская решетка(011)2,6980(21 атом на ячей¬(111)2,5280ку); а = 7,52 кХ\(300)2,42306=7,65 кХ\ V =(310)2,2940= 2,89 кХ(121)2,2940(121)2,2090(211)2,1140(240)1,6950(041)1,5950(401)1,5390
РЕНТ ГЕНОСТРУКТУРНЫ И АНАЛИЗ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ199Продолжение табл. 9ФязаHKLd, АОтноситель¬
ная интен¬
сивность■ Шпинель А1203(111)4,6513•MgO. Кубиче¬(220)2,8330ская сложная(311)2,41100решетка (56 ато-(400)1,9963■ мов на ячейку);(422)1,638а=7,96 кХ(511)1,5340' Нидрид железа(111)2,18100Fe4N. Кубиче¬(200)1,8840ская решетка(220)1,3320(г. ц. к.) (5 ато¬
мов на ячейку);
а = 3,79 кХ(311)1,1430г-сульфид железа(100)2,9733FeS. Решетка (4W02)2,884атома на ячей¬(101)2,6533ку); а = 3,43—(102)2,061003,45 кХ\ с =(110)1.7133: =5,69—5,87 кХ(103)1,617Пирит FeS2. Куби¬(111)3,1227ческая решетка,(200)2,7075г. ц. к. (12 ато¬(210)2,4245мов на ячейку);(211)2,2135а = 5,40 кХ(220)1,9145(311)1,63100(221)1,5615(320)1,5017(321)1,4525Сульфид марганца(111)3,0211MnS. Кубическая(200)2,61100решетка (г. ц. к.)(220)1,8567(8 атомов в ре¬(222)1,4620шетке);
а = 5, 213 кХ(420)1,1723Фосфид железа(100)9,09Сл.Fe3P. Тетраго¬(110)6,42Сл.нальная решетка(200)4,54Сл.(24 атома на(210)4,06Ср.ячейку); а =(101)3,87Ср.= 9,09 кХ; с =
= 4,45 кХ(111)3,56О. сТриферрид крем¬(НО)3,98О. сния Fe3Si. Куби¬(200)2,82Сл.ческая решетка,(211)2,30Ср.о. ц. к. (32 ато¬(220)1,99Сл.ма на ячейку);(310)1,78Сл.а = 5,64 кХ(222)1,63Ср.(321)1,51Сл.(400)1,41Сл.Продолжение табл. 9ФазаHKLоd, АОтноситель¬
ная интен¬
сивностьДиферрид бора(ПО)3,60Ср.Fe2B. Тетраго¬(101)3,26снальная решетка(200)2,55Сл.объемноцентри-(002)2,12Ср.рованная (12 ато¬(121)2,03Сл.мов на ячейке);(112)1,82Ср.а = 5,10 кХ\(220)1,80Сл.с = 4,24 кХ(202)1,63Сл.Триферрид алюми¬(111)3,32Ср.ния Fe3Al. Ку¬(200)2,89О Сбическая решет¬(220)(311)2,05Ср.ка, г. ц. к. (161,77Слатомов на ячей¬(222)1,62Сл.ку); а = 5,78 кХ(400)1,46Ср.Диферрид титана(100)4,12Сл.Fe2Ti. Гексаго¬(002)3,88Снальная решет¬(101)3,63Ска (12 атомов на(102)2,79Ср.ячейку); а =
= 4,77 /сХ; с =(ПО)2,ЗЭО. с(103;2,15Сл.= 7,75 кХ(200)2,06Ср.Диферрид ниобия(100)4,19Сл.Fe2Nb- Гексаго¬(002)3,92Снальная решетка(101)3,70С(12 атомов на(102)2,82Ср.ячейку);(110)2,42о. са = 4,82 кХ;
с = 7,87 кХ(103)2,19Сл.Диферрид цирко¬(111)4,06Сния Fe2Zr. Ку¬(220)2,48Сл.бическая решет¬(311)2,12Ср.ка типа алмаза(400)1,76Сл.(24 атома на(331)1,61Ср.ячейку); а =(422)1,44Сл.= 7,04 кХ(511)1,35Ср.Диферрид воль¬(100)4,11Сл.фрама Fe2W.(002)3,87СГексагональная(101)3,63Срешетка (12 ато¬(102)2,78Срмов на ячейку);(НО)2,38О. Са = 4,73 кХ\
с = 7,70 кХ(ЮЗ)2,16Сл.
МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИПри невозможности искусственно из¬
мельчить блоки нужно проводить анализ
по относительно слабым линиям с высо¬
кими индексами.При наличии у определяемой фазы чет¬
ко выраженной текстуры количественный
фазовый анализ вообще невозможен.Цементит в стали (при съемке со шли¬
фа) может быть обнаружен при его со
держании 5—6%, остаточный аустенит —
не меньше 4%. Карбидные и иные дисперс¬
ные фазы в стали и металлических спла¬
вах должны быть получены для исследо¬
вания в изолированном виде. Основным ме¬
тодом извлечения их является метод элек¬
тролитического растворения основы спла¬
ва. При этом карбидные и иные фазы ос¬
таются в осадке, который и подвергают
рентгеноструктурному анализу. Методика
электролитического растворения описана в
литературе [6] ( см. также стр. 159).Чувствительность фазового анализа мо¬
жет быть значительно (в 5—6 раз) повы¬
шена путем монохроматизации излучения с
помощью кристаллмонохроматоров, что
приводит к ослаблению фона рентгенограм¬
мы [14], а также путем регистрации лучей
пропорциональными или сцинтилляционны-
ми счетчиками в сочетании с дискримина¬
торами.При этом в ряде случаев можно опреде¬
лять наличие дисперсных фаз путем съемки
непосредственно со шлифа.Применение острофокусных трубок в ка¬
честве источника излучения позволяет см-
кратить экспозицию.В качестве примера приведем рентгено¬
графические данные Авербаха и Коэна [21]
по определению остаточного аустенита и
образцах закаленной с разных температур
стали, содержащей 1% С, 1,5% Сг и 0,2% V,
сопоставленные с данными количественно¬
го металлографического анализа (табл. 10).Таблица 10Точность определения остаточного
аустенита в закаленной сталиТемпература
нагрева
под закалку
°СКоличество остаточного
аустенита, °Сметаллографи¬
ческий анализрентгеновскийанализ7502,0±1,03,1±0,38456,0±1,07,0±0,490013,8± 1,014,0±0,895520,1±1,020,0±1,0Детально методика количественного оп¬
ределения остаточного аустенита приведе¬
на в работе [7, 21].Определение границы растворимости. Ре¬
шение этой задачи основано на том, что
период решетки твердого раствора зако¬
номерно меняется с концентрацией, причемдля сравнительно небольшого интервала
концентраций — прямолинейно.При образовании твердых растворов
внедрения период решетки всегда растет,
в случае растворов вычитания — всегда па¬
дает. При образовании растворов замеще¬
ния период решетки обычно растет, если
атомный радиус растворенного элемента
больше, чем у растворителя, и падает при
обратном соотношении атомных радиусов.Ниже дано изменение периода решетки
феррита [кА] при растворении в нем 1%
(вес.) легирующего элемента:Хром+ 0,0005Марганец+ 0,0002Никель+ 0,0007Кобальт— 0,0005Ванадий+ 0,0С6Молибден+ 0,002Алюминий+ 0,0С6Вольфрам+ 0,0015Кремний— 0,001На рентгенограмме увеличение периода
решетки приводит к смещению всех линий
в сторону меньших углов скольжения, а
уменьшение — к смещению их в обратнуюКонцентрация элемента ВКонцентрация элемента &
бРис. 20. Построение границы
растворимости:
а—диаграмма равновесия спла¬
вов: б — вспомогательный гра¬
фиксторону (линии с большими углами сме¬
щаются сильнее).Для построения границы растворимости
(например, компонента Б в А, (рис. 20, а)
необходимо вначале построить вспомога¬
тельный график зависимости периода ре-
РЕНТГЕНОСТРУКТУРНЫЙ АНАЛИЗ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ201шетки твердого раствора от концентрации гулятора легко можно добиться, чтобы по¬
данного растворенного элемента (рис. 20, б). грешность 61 не превышала 1° Эти значе-
Обычно для этого достаточно снять рент- ния и приняты при составлении табл. 11.Таблица 11Погрешность в определении границы растворимости Si в А1 (при 560—500°)
и Sn в Си (при 310—380°) при Ьа = ={12,10~4 кХ\ bt = ±1°СплавыAl-SiCu-Snда/дСdc/dt2-10
10'-з,-210“4,6-10'*-28iC. % (ат.)hC, % (ат.)SC, % (ат.)0,100,020,010,0460,110,066генограммы с 3—4 сплавов, лежащих за¬
ведомо в однофазной области (сплавы № 1,2	и 3, закаленные с температуры t\,
рис. 20, а). После этого все исследование
можно провести на одном сплаве, лежащем
заведомо в двухфазной области (сплав
№ 4). Сплав должен быть хорошо гомоге¬
низирован (как и предыдущие однофазные
сплавы) и отожжен последовательно при
разных температурах t2, tz ... с последую¬
щей закалкой после каждой выдержки.
Для закаленного с различных температур
образца определяют период решетки твер¬
дого раствора равновесной предельной
концентрации для данной температуры.Значение этой предельной концентрации
устанавливают из ранее построенной вспо¬
могательной кривой по найденному перио¬
ду решетки. Зная температуры выдержек и
предельные концентрации для каждой тем¬
пературы, строят границу растворимости.Съемка рентгенограмм и определение пе¬
риодов решетки должны быть выполнены
обязательно прецизионными методами.Погрешность в установлении предельной
растворимости при заданной температуре
(бС/) складывается из двух величин:8C, = 8lC + S2C = -±— Ъа+^-Ы.dajdC	dtЗдесь да/дС—величина, характеризую¬
щая зависимость изменения периода решет¬
ки^ твердого раствора от концентрации;—	— характеристика температурной за¬
висимости растворимости, да и 6/ —по¬
грешности в измерении периода решетки и
температуры изотермической выдержки.В разных случаях преобладает влияние
либо первого фактора (SiC), либо второ¬
го— (б2С). Это можно проиллюстрировать
на примерах нахождения границ раствори¬
мости олова в меди при 310—380° и крем¬
ния в алюминии при 500—560°.Погрешность ба, как указывалось выше,
можно без особого труда довести до2.	10-4 кХ\ с помощью хорошего терморе-Из таблицы видно, что в тех случаях, ког
да период решетки твердого раствора ма¬
ло изменяется при изменении его концен¬
трации и температура не сильно влияет на
растворимость (сплавы Al-Si), решающее
влияние на погрешность в определении
растворимости оказывает точность измере¬
ния периода решетки. Существенного
уменьшения погрешности б С t можно до¬
биться лишь за счет увеличения точности
определения периода решётки. Когда же
да дСвеличины — и — значительны, следует
дС atв первую очередь совершенствовать термо¬
регулировку — увеличение точности изме¬
рения периода решетки не даст существен¬
ных результатов.Рентгеноанализ процесса распада твер¬
дых растворов (старения). Основные экспе¬
риментальные сведения об истинной приро¬
де структурных изменений в процессе ста¬
рения и особенно на ранних его стадиях
получены с помощью рентгеновских мето¬
дов [22].Особый интерес к изучению начальных
стадий старения объясняется двумя причи¬
нами. Именно на этих стадиях в большин¬
стве случаев стареющие сплавы приобре¬
тают наиболее ценные свойства. Кроме
того, это изучение дает богатый материал
для установления общих закономерностейо	связи между свойствами сплавов и их
структурным состоянием.С помощью рентгеновских данных удает¬
ся в ряде случаев описать структуру [22],
размеры и форму областей, образующихся
в решетке пересыщенного раствора на са¬
мых ранних стадиях распада, обогащенных
избыточным компонентом. Можно также
установить характер изменений этой струк¬
туры по мере завершения распада, наличие
или отсутствие структурного соответствия
и когерентной связи между частицами из¬
быточной фазы и матрицы, характер иска¬
жений решетки матрицы и второй фазы,
связь между структурными изменениями и
изменениями физических и механических
свойств сплава.
202МЕТЪДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИДля изучения ранних стадий распада
применяется различная рентгеновская ме¬
тодика, как правило, сложная по экспери¬
ментальной технике и анализу результа¬
тов.Методика исследования аномального
(диффузного) рассеяния. Под аномальным
(диффузным) рассеянием подразумевают
рассеяние, которое происходит под угла-Рис. 21. Рентгенограммы монокристаллов
сплава А1 + 38% Ag, полученные ;в моно-
хроматизированном излучении методом
качания. Старение 150°:
а — 10 час.; 6 — 6 днейми, не удовлетворяющими трем уравнени¬
ям Лауэ и формуле Вульфа—Брэггов, и вы¬
зывается нарушениями строгой периодич¬
ности в распределении атомов.Если в сплаве на ранних стадиях стап<=>-
ния возникают «двухмерные» образова¬
ния, т. е. образования, имеющие правиль¬
ную периодичность только в двух направ¬
лениях (тонкие пластинки, толщиной не¬
сколько атомных слоев), то удовлетворя¬
ются два уравнения Лауэ. На пленке при
монохроматическом излучении получаются
уже не одно, а несколько пятен, правда
очень слабых. Если при этом вращать или
качать объект, оставляя пленку неподвиж¬
ной, то отражения от двухмерных частиц
непрерывно смещаются, прочеркивая на
пленке полоску (дугу), тогда как отраже¬
ния от трехмерной частицы при повороте
кристалла исчезают в одних местах и воз¬
никают в других.Если в сплаве возникают одномерные об¬
разования — тонкие цепочки атомов, то
удовлетворяется только одно уравнение
Лауэ. На рентгеновской пленке при тех же
условиях съемки, но неподвижном кристал¬
ле образуются линии, являющиеся следами
пересечения дифракционных конусов с
пленкой.Нужно учитывать, что интенсивность
аномально рассеянного излучения очень
мала и для ее регистрации необходимы
специальные меры.На рис. 21 показаны некоторые типичные
рентгенограммы со следами отражений за
счет аномально рассеянного излучения.Метод съемки с крупнозернистых поли¬
кристаллов (метод А. М. Елистратова [23]).
По этому методу с крупнозернистого об¬
разца при неизменной его ориентировке
снимают серию рентгенограмм на разном
характеристическом и немонохроматизиро-
ванном излучении, т. е. при излучении от
разных анодов. На рентгенограммах полу¬
чают отдельно пятна аномального рассея¬
ния от меняющейся характеристической ча¬
сти спектра и неизменной сплошной. Ана¬
лиз этих снимков позволяет сделать важ¬
ные для теории выводы.Метод рассеяния под малыми углами.
Это метод позволяет определять форму и
примерные размеры любой группы атомов,
которые рассеивают рентгеновы лучи с ин¬
тенсивностью, отличной от матрицы. Этот
эффект не зависит от внутренней структу¬
ры этих групп, а зависит только от разни¬
цы в рассеивающей способности атомов,
входящих в эти группы (fx ) и в состав
матрицы ( /м )• Поэтому он пригоден для
анализа и той стадии старения, когда ато¬
мы избыточных компонентов еще не обра¬
зуют самостоятельной фазы, а являются
сегрегациями в решетке матрицы. Однако
этот метод применим только для анализа
сплавов, образованных компонентами, да¬
леко отстоящими друг от друга в таблице
Менделеева. Он особенно эффективен для
изучения таких дефектов решетки, как
микротрещины и пустоты.Сущность метода: диффузное рассеяние
рентгеновых лучей, т. е. рассеяние под уг¬
лами, не удовлетворяющими -формуле
Вульфа—Брэггов, убывает по мере увеличе¬
ния угла ft (или угла рассеяния Ф = 2ср)
от направления первичного рентгеново-
го луча. Для областей размером более
1(Н см интенсивность этого рассеянного
излучения падает до нуля на угловом рас¬
стоянии около одной угловой минуты от
0=0.Для рассеивающих областей меньшего
размера интенсивность снижается более
плавно.В первом приближении для областей ша¬
ровидной формы одинаковых размеров ин¬
тенсивность / излучения, рассеянного под
малыми углами, равнаk*R*I = Nn2e 6	(19)
РЕНТГЕНОСТРУКТУРНЬТЙ АНАЛИЗ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ203где N — число рассеивающих частиц (об¬
ластей) ; п — разность электронных плот¬
ностей рассеивающих частиц и матрицы;2к(рk— —; Я —радиус частиц (областей);Ф — угол рассеяния; X — длина волны из¬
лучения.Из формулы (19) следует, что интенсив¬
ность убывает с ростом угла ср и тем силь¬
нее, чем больше размер R. Логарифмируя
формулу (19) и найдя из экспериментаI	= f iф)> можно определить R.В случае частиц нешаровидной формы
интенсивность рассеянного излучения в
разных направлениях различна.Экспериментальные трудности этого ме¬
тода связаны с необходимостью пользова¬
ния очень тонкими щелями, монохромати-Рис. 22. Схема расположения аппаратуры при
изучении рассеяния под малыми углами:/ — рентгеновская трубка; 2 — изогнутый
кристалл; 3 — образец; 4 — камера; 5 — фо¬
топленказированным, интенсивным и желательно
более мягким излучением, необходимостью
применять очень тонкие образцы (10~2—
10-3 мм).Схема съемки и типичные рентгенограм¬
мы по методу рассеяния под малыми угла¬
ми показаны на рис. 22 и 23.В последнее время для этих целей ус¬
пешно применяют ‘ионизационные методы
съемки.ный отпуск стали. Размытые линии карбид
ной фазы были обнаружены после отпуска
при 120°.При рентгеноструктурном анализе более
поздних стадий старения поликристаллов
изучаются линии твердого раствора.Распад пересыщенных твердых раство¬
ров, судя по рентгенографическим данным,
может протекать, как известно, однофаз¬
ным и двухфазным путем.В случае однофазного распада на рент¬
генограмме присутствуют линии одного
твердого раствора. С течением времени ста¬
рения линии эти перемещаются в соответ¬
ствии с тем, в каком направлении меняет¬
ся при старении период решетки исходного
твердого раствора. Рентгеноанализ распада
этого типа требует прецизионных методов
определения периода решетки.В случае двухфазного распада на рент¬
генограмме наряду с линиями, отвечающи¬
ми исходному пересыщенному твердому
раствору, появляются сильно смещенные
линии распавшегося раствора конечной,
равновесной концентрации. С течением про¬
цесса распада линии исходного раствора
ослаблевают, линии конечного раствора
становятся все интенсивнее.К концу процесса распада сохраняются
только линии конечного раствора.Рентгеноанализ закаленной и отпущен¬
ной стали. Методика исследования мартен¬
сита разработана Г. В. Курдюмовым с со¬
трудниками [9]. Степень тетрагональностисмартенсита (т. е. отношение —) линейноазависит от содержания в нем углерода в
пределах от 1 (0%С) до 1,08 (1,7%С). Та¬
ким образом, определив по рентгенограмме
степень тетрагональности мартенсита,
можно определить содержание углерода в
твердом растворе.Вследствие тетрагональности решетки
мартенсита его рентгенограмма отличаетсяРис. 23. Картина рассеяния под малыми углами в сплаве А1 + 38%> Ag послестарения:а— 4 часа при 1406, атомные группы имеют сферическую форму и малые разме¬ры; 6—1 мин. при 342 , форма частиц та
в—3 мин. при 342°, сферическая формаМетод поликристаллов с применением
монохроматизированного излучения. Он по¬
зволяет выявлять линии 2-й фазы на ран¬
них стадиях старения. Так, в работе [24]
этим способом изучался низкотемпертур-же, что в случае а, размеры крупнее;
частиц изменилась на пластинчатуюот рентгенограммы a-железа. Вместо пер¬
вых четырех линий a-железа (ПО), (200),
(211) и (220) на рентгенограмме мартенси¬
та образуются четыре пары линий (101) и
(110); (002) и (200); (112) и (211); (202)
204МЕТОДЫ ИСГГПТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИи (220). Схематически это показано на
рис. 24 с учетом интенсивности линий, об¬
разующих пары.Расщепление линий на пары вызвано
тем, что в случае тетрагональной решетки,
в отличие от кубической, плоскости (101) и
(110), так же как (202) и (200), и т. д. от¬
носятся к разным совокупностям, так как&-Железото) . Ш) Ш №1 о I I > ~Тф )) п )) гРис. 24. Схема рентгенограмм а-железа
и мартенситаимеют разные межплоскостные расстояния
и потому дают отражения под разными,
хотя и мало различающимися углами.Чем больше содержание углерода в мар¬
тенсите, тем больше и степень его тетра-
гональности. и ДО— разница в углах Ф для
каждой пары линий и тем дальше эти ли¬
нии отстоят одна от другой на рентгено¬
грамме.Периоды решетки тетрагонального мар¬
тенсита а и с так зависят от весовой кон¬
центрации углерода Р:а = 2,861 —0,015 р; с =2,861 +0,118р.Пользуясь формулами (9) и квадратич¬
ной формой для тетрагональной синго-
нии [формула (10)], определяют разницу в
углах АО для какой-либо пары линий при
разных содержаниях углерода и изобра¬
жают эту зависимость графически. Затем
определяют разницу в углах Ад для той
же пары линий по рентгенограмме и с по-Рис. 25. Фотометрические кривые линий
(110) а -железа (крайняя слева) и мар¬
тенсита с разным (увеличивающимся) со¬
держанием углеродамощью графика находят содержание угле¬
рода в мартенсите, а если нужно, также
размеры ячейки мартенсита и степень ее
тетрагональности.Если в мартенсите мало углерода (мень¬
ше 0,7—0,8%), то линии (101) и (110) на¬
столько сближаются, что сливаются в одну
размытую линию. В этом случае линию
фотометрируют. В зависимости от содер¬
жания углерода фотометрическая криваяможет состоять из двух пиков или из од¬
ного размытого (рис. 25).По расстоянию между пиками или по
разнице Ах в ширине пиков линии (110)
для мартенсита и a-железа определяют
величину ДФ то формуле
360Д %=	Ах.	(20)Пользуясь описанной методикой, можш?
изучать полноту прохождения процесса
закалки, устанавливать содержание угле¬
рода в мартенсите при отпуске и степень
отпуска.На основании анализа фона между ли¬
ниями, образующими пары, и характера
фотометрической кривой можно также су¬
дить о степени однородности мартенсита.Одну из часто решаемых задач, связан¬
ных с фазовым составом стали, представ¬
ляет выявление остаточного аустенита и
определение его количества. Методика ко¬
личественного определения остаточного
аустенита основана на сопоставлении ин¬
тенсивности линий аустенита и мартенси¬
та [7].Рентгеноанализ позволяет также опре¬
делять период решетки остаточного аусте¬
нита и по этим данным в совокупности с
другими судить о содержании углерода и
легирующих элементов в аустените.Карбидные фазы, присутствующие в ста¬
ли, исследуются описанными выше мето¬
дами.Используя монохроматизированное из¬
лучение, можно съемкой со шлифа обна¬
ружить линии карбидной фазы, выделяю¬
щейся при низких температурах отпуска и
анализировать структуру этих фаз [24].Определение размеров кристаллов и бло¬
ков^ мозаики. Как отмечалось выше, каж¬
дый кристаллит, в котором одно из се¬
мейств плоскостей удовлетворяет уравне*
нию Вульфа — Брэггов, дает отраженный
луч. Если размеры кристаллов относитель¬
но невелики (0,1 ^-2 jll) , то их число в объе¬
ме металла, участвующего в отражении*
будет большим, как и общее число пучков
отраженных лучей. Следы их на пленке в
этом случае сливаются в одну сплошную
линию, ширина которой определяется гео¬
метрией съемки.При больших размерах кристаллитов
(>2+5 |i) число их в отражающем объеме,
как и общее число отраженных лучей*
уменьшается. Линия на рентгенограмме
вместо сплошной получается пунктирной.
Чем крупнее кристаллиты, тем меньше чи¬
сло пятен. По числу пятен, таким образом,
можно судить об относительном размере
частиц.Минимальные размерь* кристаллитов, при
которых линии становятся пунктирными»
тем меньше, чем больше атомный номер ве¬
щества (1+2 мк для вольфрама, 3+4 мк
для железа, 4+5 мк для алюминия и т. д.)*
Кристаллиты в свою очередь, как извест¬
но, не представляют собой идеальных мо¬
РЕНТГЕНОСТРУКТУРНЫ Я АНАЛИЗ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ205нокристаллов, а состоят из так называемых
блоков мозаики с относительно идеальной
решеткой, дезориентированных относитель¬
но друг друга на небольшие углы — по¬
рядка десятков минут. Размеры блоков
мозаики и углы дезориентировки сущест¬
венно влияют на упрочнение сплавов. Они
определяются рентгенографически.Определение величины блоков и кри¬
сталлитов размером более 0,1 : 0,5 мк ос¬
новано на явлении экстинкции [25]. Оно
проявляется в ослаблении интенсивности
линий, расположенных под малыми угла¬
ми, тем более сильном, чем крупнее блоки.
Расчетные методы были предложены Дар¬
вином [26] и другими [27]. Они требуют
дальнейшего теоретического уточнения и
обоснования. Ими можно пользоваться без
большой точности.Определение величины блоков и субми-
кроскопических кристаллитов' размером
меньше 0,1 +0,5 мк основано на особом эф¬
фекте— размытии линий рентгенограммы
[4, 5, 14]. С уменьшением размеров кри¬
сталлитов ниже указанного предела линии
на рентгенограмме закономерно расширя¬
ются. Величина размытия связана с раз¬
мером частиц D ^KL) в направлении, пер¬
пендикулярном плоскостям, давшим на
рентгенограмме линию, ширина которой
определяется уравнением Селякова-Шер-
рера:изменением межплоскостного расстояния
tidD0,94 XА В cos 1• R, (21)где X — длина волны излучения; R — ради¬
ус камеры; АВ = В2 — Bq ; В и В0 — со¬
ответственно ширина линии на половине вы¬
соты пика фотометрической кривой в слу¬
чае субмикроскопических частиц и частиц,
не дающих размытия.Общая интенсивность линии (интеграль¬
ная интенсивность) определяется пло¬
щадью пика. Наиболее точно величина
В (В0) определяется по формулеВ = ■Н т(22dу всех плоскостей, ориентированныхпод одним углом к действующим напря¬
жениям.Смещение линии на угол АО по сравне¬
нию с ненапряженным состоянием связано
с величиной напряжений:
для линейного напряженного состоянияа = — • ctg Ь Д '
V-(23)для плоского напряженного состояния
ЕGi+G2=	 -Ctg 0 ДО, (24)р*где о — напряжение, кг/мм2, G1 + G2 — сум¬
ма главных напряжений; О — угол сколь¬
жения для расчетной линии, радианы; ДО—
смещение линии, радианы; Е и \х — со¬
ответственно модуль нормальной упругости
и коэффициент Пуасоона.Для определения смещения линий съем¬
ку рентгенограмм следует производить с
напряженного и ненапряженного образцов
методами повышенной точности.Ошибка при определении напряжений I
рода этим методом может колебаться в
зависимости от точности метода в преде¬
лах: ± 1+2,5 кг!мм2 Для стали и ±0,3+
+0,7 кг/мма для алюминия.Напряжения II рода неоднородно изме¬
няют межплоскостные расстояния d и приво¬
дят к размытию линий на рентгенограмме
и к исчезновению ,Ка = дублета. Чем боль-/Д d Д а\ше напряжения II рода —или	 , тем\ d	а 1сильнее размыше линий, особенно линий с
большими углами.Мерой напряжений II рода (микронапря-
•\ А d
жении) может служить отношение — илиdД аопределяемое по формулеAddАВ4	tg &(25)где S — площадь пика, Я — высота пика;
т — увеличение микрофотометра.Рентгеновские методы позволяют также
определять угол максимальной дезориенти¬
ровки блоков .мозаики в кристаллите по
угловой протяженности отдельных интер¬
ференционных пятен вдоль линии.Обзор этих методов дан в работе [25].Рентгеноанализ внутренних напряжений.
Рентгеновский анализ позволяет раздельно
определять напряжения I, II, III рода (по
классификации Н. Н. Давиденкова) в гю*
верхностных слоях образца.Напряжения I рода приводят к смеще¬
нию линий на рентгенограмме. Последнее
объясняется одинаковым относительнымТаким образом, по величине размытия
можно судить об относительной величине
напряжений II рода.Д аПорядок величины — при обычных ре-
ажимах пластической деформации или тер¬
мообработки составляет примерно 10~3+
+ 10~4.В литературе приводятся формулы для
определения абсолютной величины напря¬
жений II рода, выраженной в кг!мм2. Од¬
нако при их выводе приняты столь боль¬
шие упрощения, что пользование этими
формулами вряд ли целесообразно.Процессы, приводящие к возникновению
напряжений II рода, часто вызывают од¬
новременно измельчение блоков мозаичной
структуры. Оба эти явления приводят к
206МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙразмытию линий рентгонограммы, что и
затрудняет выявление влияния каждого из
этих факторов в отдельности.Размытие линий (Д£), вызванное напря¬
жениями (в отличие от размытия, вызван¬
ного дисперсностью частиц), не зависит от
длины волны излучения и пропорционально
fgd, а не seed.Это используется для разделения влия¬
ния указанных двух факторов на размытие
линий рентгенограммы [14, 15, 16, 25].Однако трудности разделения эффектов
дополнительно усугубляются тем, что на
размытие линий влияют еще геометричес-интенсивности фона рентгенограммы. По¬
добное уменьшение интенсивности линий
может быть объяснено смещением отдель¬
ных атомов из их равновесных положений
в решетке.Для определения искажений III рода
необходимо получить и профотометриро-
вать на рентгенограмме линии с большими
углами и определить их интегральную ин¬
тенсивность.Во избежание влияния случайных факто¬
ров (режима съемки, проявления) целесо¬
образно вести съемку н)а плоскую пленку
с применением эталона и пользоваться зна¬
чениями ширины и интенсивности линий
исследуемого сплава, отнесенными к шири¬
не и интенсивности линий эталона. Очень
важно при этом избежать влияния тексту¬
ры и экстинкции на интенсивность. Мето¬
дика определения этих смещений изложена
в ряде работ [17, 18].Рентгеноанализ текстур. Под текстурой
понимают, как известно, наличие преиму¬
щественной ориентировки кристаллитов в
поликристаллическом материале.Рентгено структурный анализ позволя
ет однозначно установить наличие тексту¬
ры. Вместо сплошных колец (линий) на
рентгенограмме при наличии текстуры об¬
разуются отдельные пятна, закономерно
расположенные на месте колец. Когда тек-Рис. 26. Рентгенограммы техетуроваттного металла. Съемка на плоскую
(а) и цилиндрическую (б) пленкукие условия съемки и химическая неодно¬
родность твердых растворов. Поэтому пе¬
ред тем как определять долю уширения,
вызванного микронапряжениями и блоч-
ностью, приходится исключить долю уши¬
рения за счет этих факторов.Долю уширения, вызванного отдельно
микронапряжениями и блочностью, опреде¬
ляют в настоящее время двумя способами:
или с помощью гармонического анализа
микрофотометрических кривых, или мето¬
дом апроксимации этих кривых определен¬
ными математическими функциями [14, 16,
25]. Последний метод проще и во многих
случаях может быть рекомендован для
практического использования. Следует, од¬
нако, подчеркнуть необходимость дальней¬
шего совершенствования и теоретического
обоснования этих методов.В основе определения искажений III ро¬
да лежит другой эффект — уменьшение ин¬
тегральной интенсивности линий, особенно
высших порядков отражения, и усилениястура выражена в металле не очень резко,
вместо отдельных пятен получаются от¬
дельные разорванные дуги большей или
меньшей протяженности (рис. 26).По одной рентгенограмме, снятой с по¬
ликристалла на плоскую пленку, можно ус¬
тановить наличие текстуры. В случае ак¬
сиальной текстуры (например, при волоче¬
нии) можно определить ее ось, т. е. кри¬
сталлографическое направление, являюще¬
еся направлением преимущественной ориен¬
тировки. В металлах с решеткой о. ц. к.
кристаллиты, как правило, ориентируются-
вдоль направления волочения направле¬
нием [110], а в металлах, с решеткой г. ц. к.—
направлением [111].Более сложный характер имеет текстура
прокатки. При прокатке фиксируется не
только кристаллографическое направление,
параллельное оси деформации (т. е. нап¬
равлению прокатки), но и кристаллографи¬
ческая плоскость, параллельная плоскости1
РЕНТ ГЕНОСТРУКТУРНЫ И АНАЛИЗ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ207прокатки. Запись такой текстуры прокатан¬
ного металла .включает символы этих кри¬
сталлографических направлений и плоско¬
сти — (hkl) [uwv]. При прокатке, как
правило, возникает не одна, а несколько
ориентировок, то есть несколько различно
ориентированных групп кристаллитов. Со¬
ответственно 'и запись такой сложной тек¬
стуры включает несколько пар символов:
(hkl)[uvw]. Одна из этих ориентировок
всегда является преобладающей, отвечаю¬
щей группе из большего числа кристалли¬
тов, тогда как другие ориентировки менее
вероятны, их имеет соответственно меньшее
число кристаллитов.Так, например, текстура холоднокатаного
железа (степень обжатия 98%), по дан¬
ным Г. В. Курдюмова и 3. Закса, харак¬
теризуется следующими тремя ориентиров¬
ками, записанными в_порядке убывания их
вероятности: (112) [ПО]; (001) [110]; (111)
[П2]1. Это значит, что в одной, самой боль¬
шой, группе кристаллитов параллельно пло¬
скости прокатки устанавливается плоскость
(112), а параллельно направлению прокатки—
направление ("ПО]. Во второй группе крис¬
таллитов соответственно (001) и fllO], и в
третьей— (111) и fl 12"|.Для расшифровки таких сложных тек¬
стур нужно снять серию рентгенограмм в
специальных камерах и построить так на¬
зываемые полюсные фигуры [10, 11].Под полюсной фигурой вообще понима¬
ют стереографическую проекцию полярного
комплекса (см. выше), т. е. проекцию нор¬
малей к плоскостям кристалла.Полюсная фигура поликристалла пред¬
ставляет собой проекцию нормалей к опре¬
деленному семейству плоскостей (hkl),
построенную для всех кристаллитов данно¬
го поликристалла.На полюсной фигуре не изображают
каждый полюс в отдельности, а заштрихо¬
вывают те места круга проекций, на кото¬
рые приходятся проекции этих полюсов.
Благодаря различию вероятностей разных
ориентировок густота полюсов и их проек¬
ций в разный участках круга проекций
различна. Это изображается разной густо¬
той штриховки или разной окраской этих
участков.Если текстура в образце отсутствует, то
полюсы любой плоскости равномерно пок¬
рывают сферу, а их проекции — круг про¬
екций. Полюсная фигура в этом случае
представляет собой равномерно заштрихо¬
ванный круг. При наличии текстуры этой
равномерности нет.На рис. 27 показана полюсная фигура
плоскостей (100) для приведенной выше
текстуры холоднокатаного железа. Для ее
построения была снята серия рентгеног¬
рамм при разных углах ориентировки про¬
катанного образца относительно первичного
рентгенового луча. По рентгенограммам
анализировали характер заполнения интер¬1	Запись удовлетворяет уравнению (1), стр, 185ференционными максимумами линии (100)
и строили полюсную фигуру нормалей к
плоскостям (100). Приведенная полюсная
фигура и ее запись расшифровываются так.В железе образовалось три ориентиров¬
ки, упомянутые выше.Кристаллиты первой группы с основной
ориентировкой (112) [110] расположены так,
что проекции нормалей к плоскостям (100)Рис. 27. Полюсная фигура плоскости
(100) холоднокатаного железа (Г. В. Кур*
дюмов и Г. Закс)находятся в местах, наиболее густо заш¬
трихованных и помеченных квадратиками
(□). Проекции нормалей к плоскостям
(100) у второй группы кристаллитов с ори¬
ентировкой (001) [ПО] располагаются в
местах, помеченных кружками (О). Эта
ориентировка менее распространена. Проек¬
ции нормалей к плоскостям (100) у третьей
группы кристаллитов с ориентировкой (111)
[112] располагаются в областях, наименее
густо заштрихованных и помеченных тре¬
угольниками (А). Это наименее вероятная
ориентировка.Рентгеноанализ процессов отдыха и рек¬
ристаллизации. Изменение свойств и
структуры деформированного металла в
сторону приближения их к недеформиро-
ванному состоянию происходит, как из¬
вестно, в результате процессов отдыха
(включая полигонизацию) и рекристаллиза¬
ции.Рентгеноструктурный анализ —основное
средство изучения структурных изменений
при отдыхе. Установлено, что при отдыхе
частично уменьшаются напряжения II ро¬
да, а в ряде случаев и III рода; уменьша¬
ется ширина линий и возрастает интеграль¬
ная интенсивность линий с большими уг¬
лами скольжения, размытые отражения от
отдельных деформированных зерен разби¬
ваются на несколько четких рефлексов.Изучение изменений в ширине и интен¬
сивности линий и структуре отдельных от¬
ражений составляет основу рентгенострук¬
турного изучения процесса отдыха.
208МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИЙНачало рекристаллизации обработки сои
ровождается появлением отдельных пятен
и увеличением их числа и одновременным
уменьшением интенсивности сплошного фо¬
на колец. К концу рекристаллизации об¬
работки сплошной фан колец совсем исче¬
зает, а число пятен достигает максимума.Наступающая за рекристаллизацией об¬
работки собирательная рекристаллизация
проявляется в укрупнении отдельных пятен
и уменьшении их числа.По рентгенограммам можно судить, как
изменилась текстура в результате рекри¬
сталлизации.Рентгеноанализ рекристаллизации пере¬
сыщенных твердых растворов и гетерофаз-
ных сплавов с большим количеством дис¬
персной фазы осложняется торможением
роста зародышей рекристаллизации, а ино¬
гда и их фазовым наклепом. Подробнее об
этом см. статью. «Отдых и рекристаллиза-
ция».Помимо перечисленных областей, рентге¬
ноструктурный анализ может быть исполь¬
зован для определения характеристическойI л ^vMaKc \
температуры (6 = ——J [17], коэффи¬
циентов теплового расширения [4, 14], диф¬
фузионных констант [17], распределения
электронной плотности в кристалле [181,
распределения отдельных компонентов
сплава в микрообъемах методом микро¬
рентгенографии [19], структуры жидкостей[18]	и др.6.	РЕНТГЕНОВСКИЕ ТРУБКИ,
АППАРАТЫ И КАМЕРЫ ДЛЯ
СТРУКТУРНОГО АНАЛИЗАОсновной тип рентгеновских трубок, при¬
меняемых для структурного анализа, — за¬
паянные электронные трубки. Наименова¬
ния этих трубок, выпускаемых отечествен¬
ными заводами электропромышленности
узаконены ГОСТ 8600—57 и 8491—57 и
состоят из комбинации букв и цифр [12].
Первая буква означает род защиты от не¬
используемых рентгеновых лучей, вторая —
назначение трубки, третья — охлаждение
анода. Цифра означает характер фокуса 'и
назйачение трубки: 1 — круглый фокус,
трубка для аппарата УРС-70, 2 —линейча¬
тый фокус, трубка для аппарата УРС-55,3	линейчатый фокус, трубка для аппарата
УРС-50И. Последнее обозначение — мате¬
риал зеркала анода, а следовательно, дли¬
на волны характеристического излучения.Например, название BCBl-Fe можно рас¬
шифровать: безопасная (Б) трубка для
структурного (С) анализа; охлаждение
анода — водяное (В); предназначена для
аппарата типа УРС-70; фокус круглый; ма¬
териал зеркала анода — железо.Промышленность выпускает трубки с
анодами из разных металлов. Наибольшее
распространение имеют трубки с анодами из
хрома, железа, кобальта, никеля, меди, мо¬
либдена, вольфрама (см. табл. 6).Конструкция трубки типа БСВ1 показана
на рис. 28.Оконца для выпуска лучей сделаны из
специального стекла «гетан» с малым ко¬
эффициентом ослабления или бериллия.Трубки БСВ2 и БСВЗ имеют оконца для
выпуска лучей из вакуумно непроницаемого
бериллия, в котором выходящие лучи ос¬
лабляются еще меньше, чем в стекле «ге¬
тан». Это важное обстоятельство позволя¬
ет сокращать время экспозиции при съемке.Вновь полученные, а также долгое время
не бывшие в употреблении трубки до пус-Рис 28. Эскиз трубки типа
БСВ1:/—катод: 2—анод; 3—анод¬
ный наконечник; 4—отвер¬
стия для выхода лучей;
5—окошко из стекла «ге¬
тан»: 5—защитный метал¬
лический цилиндрка их в эксплуатацию должны быть тща¬
тельно осмотрены, проверены на вакуум
(по свечению) и подвергнуты тренировке
[12].В последнее время все более широко на¬
чинают применяться острофокусные трубки
{14, 20] с очень малыми размерами фокуса
(до 50—60 мк) и большой удельной интен¬
сивностью излучения. Они позволяют резко
РЕНТГЕНОСТРУКТУРНЫ И АНАЛИЗ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ209снизить экспозицию и одновременно повы¬
сить чувствительность и точность анализа.Рентгеновские аппараты для структурно¬
го анализа строятся на напряжении не
больше 70 кв [13]. Основные аппараты, вы¬
пускаемые в СССР для структурного ана-ловину периода с помощью вентильного вы¬
прямителя (кенотрона). Напряжение регу¬
лируется плавно. Обеспечена стабилизация
тока накала.Аппарат УРС-55 настольного типа, рас¬
считан на напряжение 55 кв и ток доРис. 29. Рентгеновский аппарат УРС-70
/—стол; 2—главный трансформатор; 3—рентгеновская трубка;
4—столик для камеры; 5 — пульт управлениялиза, — УРС-70, УРС-55 (рис. 29 и 30) и
УРС-50И.УРС-70 — стационарный аппарат, рассчи¬
танный на напряжение 70 кв и ток трубки
до 30 ма, предназначен
главным образом для
работы с трубками типа
БСВ1. Аппарат состоит
из пульта управления,
на котором смонтирова¬
ны все приборы, я «опе¬
ративного стола», соеди¬
ненного с пультом высо¬
ковольтным кабелем.В столе размещено
генераторное устройство
(масляный бак с высо¬
ковольтным трансформа¬
тором и трансформато¬
рами накала трубки и
кенетрона, кенотрон). На
верхней крышке стола,
сквозь которую 'Прохо¬
дит трубка, установлены
камеры. Анод трубки,
выступающий над крыш¬
кой стола, заземлен через охлаждающую
воду. Катод трубки расположен внутри
стола. Аппарат электрически безопасен.
Работает аппарат по полуволновой схеме,
т. е. трубка находится под пульсирующим
’напряжением и отключается во вторую по*14	Металловедение (справочник), т. I20 ма\ предназначен для питания трубки
т'ипа БСВ2. Управление сосредоточено в
небольшом пульте. Трубка расположена,
как и в установке УРС-70- Анод заземлен.Аппарат работает также по полуволновой
схеме, но вентильный выпрямитель отсутст¬
вует. Выпрямителем служит сама трубка.Регулировка напряжения ступенчатая. На¬
кал трубки 'Стабилизирован.Рис. 30. Рентгеновский настольный аппарат УРС-55
210МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИУстановка для структурного анализа
УРС-50И (см. рис. 18) отличается иониза¬
ционной регистрацией интенсивности рассе¬
янных лучей. Установка дает непосредствен-щается пружина, прижимающая пленку к
внутренней поверхности цилиндра 2.В центре нижней крышки установлен
вращающийся столик 3, на котором кре-Рис. 31. Цилиндрическая камера для съемки рентгенограмм
поликристалловно угловую зависимость интенсивности рас¬
сеянного излучения («фотометрическую кри¬
вую»), обладает повышенной чувствитель-Рис. 32. Камера для обратной съемки рент¬
генограмм на плоскую пленку (КРОС)ностью и поэтому при ее использовании
резко сокращается продолжительность ана¬
лиза.Наиболее часто для съемки рентгенограмм
с поликристаллов на цилиндрическую плен¬
ку применяют камеры, аналогичные пока¬
занной на рис. 31.Камера представляет собой цилиндриче¬
скую коробку с двумя крышками. Верхняя
крышка 1 имеет выступ, в который поме-пится исследуемый образец. Камера снаб¬
жается столиками двух конструкций — для
съемки рентгенограмм с образцов, имею¬
щих фо^рму столбика (прово¬
лочки) и форму пластинки
(шлифа). Ось образца долж¬
на точно совпадать с осью
(центром) камеры, что обеспе¬
чивается специальными винта¬
ми.Для получения сплошных и
равномерно зачерненных линий
при работе с крупнозернистым
или текстуиро ванным материа¬
лом образец можно вращать с
помощью специального мотор¬
чика с малым числом оборотов
и редуктора 4.Лучи попадают в камеры че¬
рез коллиматор 5 и выходят че¬
рез тубус 6.В некоторых институтах
{ЛГУ, МГУ и др.) организова¬
но производство камер, в прин¬
ципе аналогичных описанной,
больших диаметров (86;
114,6; 142,6 мм и др.). и с
большей разрешающей способ¬
ностью. Из камер для съемки на плоскую
пленку следует отметить камеру типа
КРОС, приведенную на рис. 32. Камера
снабжена специальной дисковой кассетой,
которая позволяет получать на одной плен¬
ке, без перезарядки, шесть последователь¬
но снятых двусторонних рентгенограмм с
симметрично расположенными линиями или
двенадцать односторонних. Образец и кас¬
сету с пленкой можно вращать при съем¬
ке раздельно и одновременно.
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ211Сокращение экспозиции при съемке и по¬
вышение чувствительности могут быть до¬
стигнуты применением так называемых экс¬
прессных фокусирующих камер [14].В последнее время разработано несколь¬
ко типов камер для съемки рентгенограммпри высоких [27] и низких [28] температу¬
рах, для исключения влияния текстур на
интенсивность линий [29] и др.Для рентгеноструктурного анализа в
СССР выпускается пленка XX чувствитель¬
ностью 30 обратных рентген (см. стр. 247).ЛИТЕРАТУРА1.	Е. Е. Флинт. Начала кристаллографии,
Г осгеологиздат, 1952.2.	О. М. А н ш е л е с. Начала кристаллографии.
Изд.-во ЛГУ, 1952.3.	Г. С. Жданов и Я. С. Уманский.
Рентгенография металлов, ч. I и II, ГОНТИ, 1941.4.	Я. С. Уманский, А. К. Трапезни¬
ков, А. И. Китайгородский. Рентгено¬
графия, Машгиз, 1951.5.	А. И. Китайгородский. Рентгенострук¬
турный анализ мелкокристаллических и аморфных
тел, Гостехтеориздат, 1952.6.	Н. М. Попова. Заводская лаборатория,
1945, № 10; Карбидный анализ. Заочные курсы
по металловедению и термической обработке,
выи. 10, Машгиз, 1949.7.	В. В. Нечволодов Сб. «Рентгенография
в применении к исследованию материалов», Гос-
техтеориздат, 1946.8.	Я. С. Уманский. Б. Н. Финкель-
штейн, М. Е. Б л а н т е р, С. Т. К и ш к и н,
Н. С. Ф а с т о в, С. С. Горелик. Физические
основы металловедения, Металлургиздат, 19559.	Г. В. Курдюмов и Э. 3. Каминский.
ЖПФ. т. VI, вып. 2, 1929.10.	Г. С. Ждано в. Исследование кристалли¬
ческих ориентировок в металлах и сплавах по
методу полюсных фигур. Цветметиздат, 1934.11.	Ch. S. Barrett. Structure of Metals, New-
Iork, 1954.12.	В. И. Раков. Электронные рентгеновские
трубки, Госэнергоиздат, 195213.	В К. Ш м е л е в. Рентгеновские аппараты,
Госэнергоиздат, 1953.14.	Б. Я. П и н е с. Острофокусные рентгенов¬ские трубки и прикладной рентгеноструктурный
анализ, Гостехтеориздат, 1955.15.	Л. С. Мороз*. ЖТФ, 22, 1952, вып. 3.16.	Л. И. Л ы с а к. Вопросы физики металлов
и металловедения, АН УССР, 1954.17.	Известия АН СССР, Серия физическая,
т. XV, № 1 и 2, 1951: т. XVIII, 1953, № 2 и 3,
т. XXI, 1956, № 3 и 4.18.	Проблемы металловедения и физики метал¬
лов. Сб. трудов Института физики металлов
ЦНИИЧМ, Металлургиздат, 1955.19.	К. А. И в а н о в. ЖТФ, т. XIX, вып. 11, 1949.20.	Барретт. Современные физические ме»
тоды исследования металлов, Металлургиздат,1958.21.	В. L. Averbach а. М. Cohen. Trans,
AIME, 176, 1948, p. 401—415.22.	Харди. Успехи физики металлов, т. II,
Металлургиздат, 1958..23.	А. М. Е л и с т р а т о в. Известия АН СССР.
Серия физическая, т. XV, 1951, № 1; ДАН СССР,
т. 101, 1955, № 1. стр. 473.24.	К. Н. Jack. J. Iron a. Steel Inst, v., 169,
1951, p. 26; Acta Crystal, v. 3, 1950, p. 392.25.	Я. С. Уманский и Л. X. Пивоваров.
Заводская лаборатория, № 5, 1958.26.	Гирш. Успехи физики металлов, т. III.27.	В. П. Овчаров, Ф. И. Ч у п р и н и в,
П. П. Петросян. Заводская лаборатория»
1960, № 4; А. С. К а г а н, Я. С. У м а н с к и й.
Заводская лаборатория, 1960, № 1.28.	В В. Голик. Заводская лаборатория,
1960, № 3.29.	В. М. Финкель. Изв> АН СССР, Серия
физ., т. XXIII, 1959, № 5ГЛАВА 14ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯФизические свойства сплава определяют¬
ся количеством и свойствами отдельных
фазовых составляющих и его структурой
[1]. При изменении состава сплава, а так¬
же в процессе термической и механической
обработки происходят структурные и фазо¬
вые превращения и как следствие этого из¬
меняются физические свойства. По измене¬
нию свойств можно анализировать характер
превращений в сплавах “и их структуру.Физические свойства делят на структур¬
но нечувствительные и структурно чувстви¬
тельные. Первые зависят преимущественно
от фазового состояния (состава фаз и их
количественного соотношения) и практичес¬
ки не зависят от структуры (например, на¬
магниченность насыщения и точка Кюри
ферромагнитных сплавов), вторые — резко
реагируют на изменения структуры :(напри¬14*мер, коэрцитивная сила). Такое деление не¬
сколько условно; большинство свойств в той
или иной мере реагируют на изменение и
фазового состояния, и структуры (напри¬
мер, электрическое сопротивление, удельный
объем, внутреннее трение и др.).Применение физических методов для ре¬
шения металловедческих задач, касающих¬
ся только равновесного состояния сплава
(например, при исследовании диаграмм
фазового равновесия), сводится к анали¬
зу зависимостей физическое свойство —
температура и физическое свойство — со¬
став.При исследовании кинетики превраще¬
ний исследование сводится обычно к пост¬
роению изотерм физическое свойство — вре¬
мя (кинетические кривые). Снимают также
кривые скорость изменения физического
212МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИИсвойства — время. По кинетическим кривым
можно проследить ход процесса во време¬
ни, по скорости приближения свойств к
равновесным значениям — определить, яв¬
ляется ли процесс диффузионным, а также
установить энергию активации процесса.К физическим методам при исследовани¬
ях кинетики предъявляется ряд новых тре¬
бований, например требование безынерци-
овности показаний при больших скоростях
нагрева или охлаждения сплава.1.	ЭЛЕКТРИЧЕСКИЕ СВОЙСТВАЭлектрические свойства и методы
их измерения [1]Ток создается направленном перемещени¬
ем свободных зарядов. Сила тока на 1 см2
площадки, перпендикулярной направлению
перемещения зарядов, называется плотно¬
стью тока. Для металлов плотность тока /
в любой точке пропорциональна напряжен¬
ности электрического поля Е в той же точ¬
ке (закон Ома):/ = <тЕ.	(1)Коэффициент а называется удельной элект¬
ропроводностью, обратная величина р = Усг-
уд ельным электросопротивлением. Полное
сопротивление однородного проводника
длинрй I и сечен‘ием S равноR = ?l/S.	(2)Если / выражено в м, S в мм2, то р бу¬
дет выражено в ом -мм2/м. При / в см2 и
5 в см2 измеряется в ом*см\ 1 ом. см=—	1СН ом» мм2! м.По величине удельного сопротивления все
вещества делятся на проводники (главным
образом металлы, р ~ 1Q-6 — 10-4 ом •см),
полупроводники ( р ~'Ю-2—1010 ом • см) и
изоляторы (р>1010 ом» см).Отличительным признаком металла явля¬
ется также приблизительно линейное воз¬
растание р с температурой:P2=Pi П + а (^2 — Л)Ь	(3)pi и р2 соответствуют температурам t\ и t2;
а — температурный коэффициент электро¬
сопротивления. Для большинства полупро¬
водников и изоляторовA*Lр = Ае RT	(4)где А—const, АЕ — энергия активации
носителей тока.На стр. 423 приведены значения удельно¬
го электросопротивления и его температур¬
ного коэффициента, а на рис. И (стр. 420)
показано периодическое изменение элек¬
тропроводности с изменением атомного но¬
мера.Различают электронную проводимость
(носители тока — свободные электроны),
дырочную (носителями тока являются дыр¬
ки — вакансии юа электронных уровнях) и
смешанную. Если N — концентрация носите¬лей одного типа (число их в единице объ¬
ема), и — средняя по всем электронам ско¬
рость дрейфа, то плотность тока запишется
в виде:j = eNu,	(5)где е — абсолютная величина заряда элек¬
трона.Согласно (1) и (5),G — eNv,	(6)где v = и/Е — скорость дрейфа на единицу
приложенного электрического поля. Величи¬
на v называется подвижностью носителей.При наличии носителей тока обоих зна¬
ков (смешанная проводимость) выражение
для электропроводности будет иметь вид:
а = е (N_ i>__+ N+ v+).Знаки (—) и ( + ) относятся соответственнр
к электронам и дыркам. При наличии сме¬
шанной проводимости всегда можно рас¬
сматривать суммарный ток как обусловлен¬
ный некоторым количеством одних только
электронов:а = eN*v*,	(7)где N * и v * называют соответственно эф¬
фективной концентрацией и эффективной
подвижностью. Нужно иметь в виду, что
эти величины не имеют простого физическо¬
го смысла. Например, N * может иметь от¬
рицательные значения.Удельное электросопротивление изменяет¬
ся под действием магнитного поля (гальва-
щомагнитный эффект). Различают продоль¬
ный гальваномагнитный эффектАр \\/р0, ког¬
да поле Н параллельно току, и поперечный
Др±/р0» когда поле перпендикулярно току
( Ро — удельное сопротивление при Н = 0).В поперечном магнитном поле возникает
эффект Холла. Он заключается в следую¬
щем. Рассмотрим проводник в форме па¬
раллелепипеда с измерениями а, Ь и с. Ес¬
ли вдоль ребра а течет ток плотностью /, а
вдоль b направлено магнитное поле //, то
вдоль с появляется э. д. с. Холла 8, пропор¬
циональная с, j и Н\s == A fjCjH.Величина Ан называется константой Холла.Теория металлов для случая носителей
одного типа приводит' к выражению
Aft = ± l/Afe,
где N — концентрация носителей; е — абсо¬
лютная величина заряда электрона. Знаки
( + ) и (—) относятся соответственно к
дыркам и электронам. В случае смешанной
проводимости можно написатьАн = — \/N*e,	(8)где под N * понимают эффективную кон¬
центрацию.Измерения электропроводности и постоян¬
ной Холла позволяют по формулам (7) и
(8) вычислить N * и v *:N* = —	= — сАНк (9)
л гг е
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ213Из других электрических явлений следует
отметить термоэлектрические эффекты Зее-
бека, Пельтье и Томсона. Явление Зеебека
заключается в том, что в замкнутой цегш
из проволок двух различных металлов воз¬
никает термоэлектродвижущая сила
(т. э. д. с.), если температуры обоих кон¬
тактов (спаев) Т\ и Т2 различны. Такая со¬
вокупность двух проволок называется тер¬
мопарой. Принято считать, что т. э. д. с.
металла А положительна по отношению к
металлу В, если в холодном спае ток течет
от Л кВ. Все металлы можно расположить
в термоэлектрический ряд, в котором каж¬
дый предыдущий будет положителен по от¬
ношению к любому последующему: Si, Sb,
Fe, Mo, Cd, W, Au, Ag, Cu, Zn, Rh, Ir, Tl, Cs,
Та, Sn, Pb, Mg, Al, С (графит), Hg, Pt,
Na, Pd, K, Ni, Co, Bi.Если температура одного спая фикси¬
рована (обычно равна 0°), то т. э. д. с. Е
определяется температурой t второго спая:Е = at + bi2 + ctz +Этот факт лежит в основе применения тер¬
мопар для измерения температуры. Коэф¬
фициенты а, b, с зависят от природы ме¬
талла и не зависят от температуры.Характеристикой термопары является тер¬
моэлектрическая чувствительностьdEе = —— = a + 26/ + 3daf...
alТ. э. д. с. обладает важным свойством ад¬
дитивности. Если составить цепь из трех
металлов Л, В и С, то э. д. с. пары АВ
можно представить в виде алгебраической
суммы э. д. с. пар АС и СВ:Елв = еас + Есв.На стр. 423 'Приведены т. э. д. с. различных
элементов по отношению к платине.Эффект Пельтье заключается в том, что
в месте контакта металлов А и В, помимо
джоулева тепла, выделяется добавочное теп¬
ло, пропорциональное количеству электриче¬
ства, протекшего через контакт, т. е. про¬
порциональное силе тока i и времени его
прохождения т;Q = П ABiz'Коэффициент Пельтье Идв зависит от
природы соприкасающихся металлов.Тепло выделяется и в одном проводнике,
однородном по своим свойствам, если в
нем имеется градиент температуры (эффект
Томоона). Тепло Томсона пропорциональноi,	т и перепаду температуры At;Q = S-пг-ДЛКоэффициент Томсона S является характер¬
ной для данного проводника величиной.Важной отличительной особенностью теп-
лот Пельтье и Томсона является их про¬
порциональность силе тока в первой степе¬
ни, тогда как тепло Джоуля пропорцио¬
нально квадрату силы тока. При перемененаправления тока первые меняют знак
(вместо поглощения тепла будет происхо¬
дить его выделение, и наоборот). Это поз¬
воляет выделить тепло Пельтье или Томсо¬
на из общего количества теплоты, выделен¬
ной током в проводнике. Действительно,
если при одном направлении тока суммар¬
ная теплота равна сумме теплот Джоуля
Qi и Томсона (или Пельтье) Q* то при
противоположном направлении тока она
равна Qi — Q2. ОтсюдаQ2=-j[(<?!+Q2)-(<?!-&)]• (Ю)На основании термодинамики необрати¬
мых процессов показано, что термоэлектри¬
ческие эффекты имеют общую физическую
природу и связаны соотношениями:ПАВ = еАВ *'>
dеАВ _ $А ~
dt tЭти два соотношения позволяют вычислить
по одному известному эффекту два осталь¬
ных.Главным методом измерения э. д. с. яв¬
ляется компенсационный (потенциометриче¬
ский) (рис. 1). Магазин сопротивлений АВРис. 1. Схема измерения
э. д. с. компенсационным
методомвключен в цепь источника Е. Элемент Вес¬
тона, э. д. с. ЕN которого высокостабильна и
хорошо известна, и измеряемая э. д. с. Ех
включены, как указано на схеме. С по¬
мощью регулировочного сопротивления R
устанавливается некоторый рабочий ток i.
В положении 1—2 ключа К передвижением
конггакта Д добиваются отсутствия тока в
гальванометре Г. При этом ЕN = iRcD> где
Rco— сопротивление участка CD. Анало¬
гично для положения 1—3 Ех — iRcr-Поэ¬
томуВажнейшие методы измерения сопротивле¬
ния следующие.
214МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЯ И ИССЛЕДОВАНИИМетод одинарного моста (моста Уитстона)Известные сопротивления Ri, #2, Rn и ис¬
комое R х включаются вместе с гальваномет¬
ром Г и ‘источником тока Е по схеме
рис. 2. Меняя Ru R2, Rn > добиваются от¬
сутствия тока в гальванометре. ТогдаЯх~ р
KN(П)(условие баланса). Точность метода макси¬
мальна, когда все четыре сопротивленияРис. 2. Схема моста
Уитстонаравны (сопоставимы), к чему нужео стре¬
миться при измерениях. Метод примешм
для сопротивлений не меньше 1 ома, когда
можно не учитывать сопротивлений контак¬
тов и подводящих проводов.Метод двойного моста (моста Томсона)Этот метод применим для измерения ма¬
лых сопротивлений порядка 1(Н —1 ом, а
схема приведена на рис. 3. Ri+R\ и R2+R2 —
спаренные магазины, R N— нормальное,валось влияние концов на характер распре¬
деления в нем линий тока. При вычислении
р по формуле (2) под / нужио понимать
расстояние АЕ. Нужно опасаться перегрева
образца, так как это внесет значительную
ошибку вследствие температурного прироста
сопротивления. Для устранения случайныхэ.	д. с. измерение нужно вести для двух
(прямого и обратного) направлений тока
элемента Е.В комбинированных мостах совмещаются
одинарный и двойной мост. Так, мост МТВ-2
завода «Эталон» позволяет измерять соп¬
ротивления в диапазоне 10~6—Ю6 ом с по¬
грешностью не более 0,05%.Потенциометрический методИскомое Rx и эталонное R N сопротивле¬
ния включаются последовательно в цепь
элемента Е (рис. 4). Падения напряжения=НГС=К потенциометруРис. 4. Схема измерения
сопротивлений потенцио¬
метромна них Ux и Uдг измеряют потенциометром
(см. р*ис. 1) и находят Rx из пропорции
Rx V*иNМетод амперметра — вольтметраЭтот метод (рис. 5) прост, но уступает
предыдущим по точности. В обоих случаяхRx=~т-Рис. 3. Схема двойного моста ТомсонаRx—-искомое сопротивления, причем Ru
R2 Rx, Rtf- Условие баланса—см. (11).
Шунт ef должен иметь по возможности
весьма малое (близкое к нулю) сопротивле¬
ние. В состав участка АЕ не должны вхо¬
дить соединительные провода, для чего то¬
ковые (а, е) и потенциальные (Л, Е) кон¬
такты делают раздельными. Потенциальные
контакты не следует помещать слишком
близко к концам образца, чтобы не сказы-КеслиРис. 5. Метод амперметра —
вольтметраRx > Ra (схема а)
Rx < Ry (схема б)
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ215{I — показание амперметра, V — показание
вольтметра, Яд, Ry—сопротивления ам¬
перметра и вольтметра).На рис. 6 показана схема измеренияэ.	д. с .Холла [3, 4]. Образец вырезают из
ленты толщиной около 0,1 мм в форме по¬
лоски с выступами а, б ив. Магнитное по¬
ле перпендикулярно плоскости образца
{плоскости чертежа на рис. 6). Первичный
ток подводится к концам А я Б образца.Э.	д. с. Холла снимается с контактов а и
d; ;в отсутствие магнитного поля они дол¬
жны иметь одинаковые потенциалы. Разни¬
ца потенциалов, вносимая случайной не-дого раствора, как правило, больше, чем
сопротивление гетерогенной омеси. Ска¬
чок вверх указывает на обратное раство¬
рение. Такие скачки видны, например, наУРис. 6. Схема измерения э. д. Холласимметрией расположения точек and, при¬
водится к нулю передвижением контакта d.
Снимаемое напряжение обнаруживается
индикатором И. Чувствительность обычно¬
го гальванометра (10_6—Ю-7 в!мм), как
правило, недостаточна для этой цели. Хо¬
рошие результаты дает применение фотоэ-
лектрооптического усилителя ФЭОУ [5],
позволяющего регистрировать напряжения
до 10-9 в. Усилитель градуируется подачей
известного напряжения от устройства С.Применение методов измерения
электрических свойств
к исследованию металловИсследование превращений в твердом
состоянииМетод измерения электросопротивления,
распространенный на высокие температуры
[6], является эффективным средством ис¬
следования превращений в твердом состо¬
янии. По кривым сопротивления и темпера¬
турного коэффициента сопротивления в
функции температуры можно уточнить по¬
ложение критических точек. Плавный ход
этих кривых означает, что в рассматривае¬
мом температурном интервале превращения
отсутствуют. (Сам сплав может быть одно¬
фазным или многофазным). Возможен слу¬
чай, когда кривая делает резкий, почгч
вертикальный скачок вниз или вверх. Ска¬
чок вниз свидетельствует о распаде твер¬
дого раствора, так как сопротивление твер¬Рис. 7. Температурная кривая
электросопротивления эзтекто-
идной стали (0,89% С)кривых электросопротивления эвтектоидной
стали: скачок вверх на кривой нагрева
и скачок вниз на кривой охлаждения
(ряс. 7).Наконец, может быть случай, когда тем¬
пературная кривая сопротивления имеет
излом без скачка и соответственно пик нз
кривой температурного коэффициента. Этот
случай соответствует фазовым превраще¬
ниям второго рода. Типичным примером
является ферромагнитное превращение, что
иллюстрируется кривой на р-ис. 8 для чис-Рис. 8. Температурная кривая элек¬
тросопротивления чистого железа (Ra—
сопротивление при 0° С)того железа. Другим примером является
превращение упорядочение—разупорядоче-
ние, если оно идет, как фазовый переход
2-го рода. Если же оно идет, как превра¬
щение 1-го рода, то на кривой сопротивле¬
ния имеется скачок вместо излома. В от¬
дельных случаях скачок может быть столь
слабо выражен, что его можно принять за
излом. В таких сомнительных случаях
нужно привлекать другие физические мето¬
ды или проводить анализ микроструктуры.Метод электросопротивления применим
также для исследования превращений в
жидком состоянии и процесса кристалли¬
216МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙзации, что связано, однако, со значитель¬
ными экспериментальными трудностями.Достаточно точно по величине электро¬
сопротивления, зависящего главным обра¬
зом от состава твердого раствора, оцени¬
вается степень распада пересыщенных
твердых растворов. Из рис. 9 видно, чтоНс<эрст/догSr.BC72000HQ-8006- 700-то60-020.200 400 600
Температура. °СРис. 9. Зависимость свойств сплава
Fe-Mo с 18,8% Мо от температуры от¬
пуска (выдержка 1 час) после закалки
с 1350°на ранней стадии ведет не к снижению
электросопротивления, а к его росту. Маг¬
нитная восприимчивость также возрастает.
На этой стадии изучение физических
свойств (вместе с изучением твердости и
других механических характеристик) слу¬
жит основным источником информации о
протекании превращений. При повышении
температуры (225° для сплавов Al-Си) на¬
блюдается обычный распад (выделяется
соединение СиАЬ), сопровождающийся
снижением электросопротивления.Интересно исследование старения элек¬
трическими методами, проведенное на спла-
ве Al-Mg-Zn с 4°/о Mg и 8% Zn [8]. Как
видно из рис. 12, электросопротивлениеиаг!|*4*
^ 3$20*V\V225Рис. 11. Кинетические кривые сопротивления
для сплава алюминия с 4,5% меди, посл^
различных температур отпускаэлектросопротивление сплава Fe-Mo в
функции температуры отпуска сначала па¬
дает, а затем растет. Последнее можно
объяснить только обратным растворением
выделений, так как коагуляция их вела бы
к падению сопротивления.На рис. 10 приведены кинетические кри¬
вые распада того же сплава, отпущенного
при 600°. Величины коэрцитивной силы иРис. 10. Кинетические кривые
распада сплава железа с 18,8 %
молибдена, отпущенного при
600°электросопротивления монотонно прибли¬
жаются к значениям этих свойств для рав¬
новесного состояния сплава при 600°. Этот
сплав относится к числу стареющих без ин¬
кубационного периода.На рис. 11 приведены кинетические кри¬
вые сопротивления для сплава алюминия
с 4,5%> Си при различных температурах от¬
пуска. Как видно из рис. И и 12, старениеРис. 12. Электросопротивле¬
ние и т. э. д. с. сплава Al-
Mg-Zn с 4% Mg и 8% Zn в
зависимости от температуры
отжига (выдержка 30 мин.)немонотонно изменяется с температурой
нагрева. Первоначальное возрастание ав¬
торы связывают со стадией «холодного
старения», считая, что оно носит тот же
характер, что и в других алюминиевых
сплавах (вероятно, скопление атомов Mg и
Zn). Падение сопротивления в интервале
50—275° естественно связать с выделением2-й фазы («горячее старение»). Такое ис¬
толкование подтверждается немонотонным
характером кривой т. э. д. с. На рис. 13
сплошная кривая дает разность т. э. д. с.
закаленного и отпущенного в течение часа
образца. Авторы рассматривают ее как на¬
ложение двух кривых, одна из которых
(штриховая) соответствует холодному ста
рению, вторая (штрих-пунктирная)—го¬
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ217рячему. Точка А соответствует обратному
рассасыванию скоплений и является ана¬
логом точки Кюри для сплавов, в которых
при низкой температуре образуется К-со-
стояние. Данные рис. 13 позволяют пред-АНЮВCGSM/vac\//JiггYК. ,О	100 А 200Температура отпуска, °СРис. 13. Разложение кривой
т. э. д. с. закаленного и
отпущенного в течение ча¬
са сплава на две состав¬
ляющие. соответствующие,
холодному и горячему ста¬
рениюположить, что процесс холодного старения
является самостоятельным и не служит
подготовительной стадией для распада с
выделением 2-й фазы.Изучение старения алюминиевых сплавов
методом эффекта Холла также приводит к
представлению о наличии двух типов ста¬
рения.Превращения без выделения в однофазных
сплавахПри 500—600° в сплавах могут наблю¬
даться превращения, которые отражаются
на физических свойствах, но не приводят
к выделениям второй фазы; по крайней ме¬
ре эти выделения не обнаруживаются ме¬
тодами структурного анализа. К таким
превращениям относятся упорядочение и
образование К-состояния; к ним следовало
бы отнести также первую стадию старе¬
ния, рассмотренную выше.Из физических методов для исследова¬
ния этих превращений чаще всего привле¬
каются электрические методы. Изменение
электрических величин при упорядочении
сплава Cu3Au приводится на рис. 14 [9].
При переходе от неупорядоченного состоя¬
ния к упорядоченному сопротивление р
сильно уменьшается; постоянная Холла
Ан становится положительнее и даже ме¬
няет знак с (—) на ( + ). Установлено, что
гальваномагнитный эффект сильно зависит
от степени упорядочения. В том же спла¬
ве поперечный гальваномагнитный эффект
Ар±/р возрастает в 50 раз при переходе в
упорядоченное состояние (при отжиге),
тогда как сопротивление увеличивается
приблизительно в два раза. В сплаве
СизРс! Api/p возрастает при упорядоче¬
нии приблизительно в 250 раз.400гооо•200А и Си 3р——Л4rz^Iгг\ .д /сериях Измерения при\
плл. „ У комнатной
о и сери я J температуре 1+Д с ери я. Измерения
при температуре
жидкого азота•Ани\§ 5:. и1£ $
Г280 320 360
Температура, °СРис. 14. Изменение электросопротивления f
постоянной Холла сплава AuCu3 при перехо¬
де от неупорядоченного состояния к упоря¬
доченному0,3290.3251%МО350 450 550 650
Температура,9СРис. 15. Влияние отжига после
наклепа на электросопротивле¬
ние пермаллоя Ni3Fe, легиро¬
ванного 0: 1 и 5% МоВ ряде сплавов переходных металлов
(Ni-Сг, Ni-Cu, Ni-Cu-Zn, Fe-Al, Ag-Mnr
Cu-Mn, Au-Сг, NiaFe-Mo и др.) сопротив¬
ление при отжиге не убывает, как при упо¬
рядочении, а возрастает [11]. Наклеп сни¬
218МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИжает сопротивление этих сплавов. Это не¬
обычное поведение особенно наглядно вид¬
но на примере пермаллоя NiaFe, легирован¬
ного молибденом. На рис. 15 приведена за¬
висимость сопротивления от температуры
отжига. На рис. 16 показано влияние на¬
клепа на электросопротивление этих спла-цессе охлаждения измерялись электриче¬
ские величины; 2) образцы, холоднодефор-
мированные в исходном состоянии, отжи¬
гались при все более высоких температурах
в течение получаса и снова подвергались
закалке. Предполагается, что при низких
температурах, т. е. в наклепанном состоя-Степень обжатия. %Рис. 16. Влияние наклепа на
электросопротивление пермал-
лойных сплавов, предваритель¬
но отожженныхвов; предварительно сплавы отжигали с
медленным снижением температуры от
550 до 200° в течение недели для получе¬
ния стабильного состояния. Для сплава
без молибдена (который, как известно,
упорядочивается) сопротивление при на¬
клепе возрастает на 35%. Добавки молиб¬
дена ослабляют эффект упорядочения, и v
сплава с 1 % Мо сопротивление от наклепа
не зависит. Увеличение добавок свыше
1% меняет эффект на противоположный:
для сплавов с 5—6% Мо изменение сопро¬
тивления при больших обжатиях превыша¬
ет 10%. Была высказана точка зрения, что
аномальное поведение этих сплавов связа¬
но с образованием внутри твердого раст¬
вора областей, обогащенных молибденом,
которые разрушаются при холодной дефор¬
мации. Структурные методы не обнаружи¬
вают выделений. Кинетические кривые сви¬
детельствуют о том, что превращение но¬
сит атомный характер и происходит диф¬
фузионным путем.Исследование атомных распределений в
однофазных твердых растворах проведено
Кёстером с сотрудниками [2, 4, 7 и 10] мето¬
дом измерения электропроводности и эф¬
фекта Холла.Образцы подвергались обработке двух ти¬
пов: 1) очень медленное охлаждение с
печью из области однородного твердого
раствора; медленное охлаждение обеспе¬
чивает достижение равновесного состояния
при каждой данной температуре. В про-Рис. 17. Зависимость электрических
величин медленно отожженных спла¬
вов Cu-Zn от содержания Znf АнN*100 200 300 400-t*1-1.2
%•£-/.0Рис. 18. Зависимость электрических
величин от температуры для спла¬
ва с 36*/о Zci (сплав медленно ох*
лаждался от высоких температур)нии, как и при высоких температурах, об¬
разцы находятся в статистически неупо
рядоченном состоянии. В средней же об¬
ласти температур проявляется своеобразие
атомных распределений.Сущность метода Кёстера заключается в
сопоставлении зависимости электрических
величин от состава и термической обра¬
ботки. Рассмотрим наиболее характерные
примеры. На рис. 17 приведены значения
электросопротивления р и постоянной
Холла А н сплавов Cu-Zn в зависимости
от состава, а на рис. 18 — зависимость от
температуры для сплава с 36% Zn. Там же
даны эффективные значения концентрации
носителей N* и их подвижности v*, вычи¬
сленные по формулам (9). В интервале
150—300° наблюдается некоторое измене¬
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ219ние состояния, ведущее к уменьшению р,
Ан и v* и росту N*. Чтобы выяснить при¬
роду этого состояния, сравним изменение
Ая на рис. 17 и 18. Увеличение содержа¬
ния Zn уменьшает Ан, т. е. эффект леги¬
рования действует в том же направлении,
что и образование нового состояния. От¬
сюда можно заключить, что возникнове¬
ние этого состояния связано с увеличением
числа связей типа Cu-Zn, т. е. с возникно¬
вением ближнего порядка. В пользу этого
мнения говорит также все усиливающееся
влияние Zn по мере увеличения его содер¬
жания (рис. 19). Из рис. 19 убеждаемсясостояние в нихроме с ближним порядком.
Различие в изменении электросопротивле¬
ния латуни и нихрома (при одинаковом
характере изменения всех остальных вели¬
чин) связано с тем, что в первом сплавеРис. 19. Прирост сопротивления Ар
и постоянной ХоллаД>4#при обра
зовании ближнего порядка в функ.
дни содержания Zn для сплавов
Cu-Zn.также в отсутствии дальнего порядка, так
как концентрация Cu3Zn ничем не выде¬
лена.На рис. 20 и 21 приводятся электричес¬
кие величины для нихрома. Все они изме¬
няются в том же направлении, что и для
латуни (рис. 18 и 19), за исключением Р,
возрастающего при образовании нового70 20 30 40
Содержание хрома.%/ат.)Рис. 20. Постоянная Холла
А-н и удельное электросопро¬
тивление р сплавов Ni-Cr в
зависимости от составасостояния. Это возрастание является при¬
знаком К-состояния [11]. Сопоставляя
рис. 20 и 21 подобно тому, как это сдела¬
но для латуни, Кёстер отождествляет К-§-2.2Й. .v^г32 **2J8 Ч1%л—1т•>'L^—ГОи^С'#Ц2ЧQ 200 400 600 800 100
Температура отжига, °С0,20&
А0,1В ЬРис. 21. Температурная зависимость	элек¬
трических величин сплава Ni-Cr с	26,8е/*
Сг (сплав медленно охлаждался от	высо¬
ких температур)рост N* перекрывает падение v*, что ве¬
дет к убыли р, тогда как в н-ихроме—обрат¬
ное явление. Таким образом, противопо¬
ложное — по изменению р— поведение этих
сплавов при отпуске одинаково по своей
физической сущности.Точка зрения Кестера с сотрудниками
опровергается структурными исследования¬
ми [12]. Рентгеновским методом показано
[12]. что в нихроме (72% Ni, 28% Сг), об¬
наруживающем аномальное изменение р
и К-состояние, в рамках гомогенного твер¬
дого раствора существуют области с paj-омерами порядка 100 А. При этом в обла¬
стях, вероятно обогащенных хромом, до
33% (атомн.), имеется дальний порядок
типа Ni2Cr. По-видимому, для /(-состоя¬
ния существенным является искажение
химического состава на близких расстоя¬
ниях, термодинамически стабильное при
низких температурах.Иную картину наблюдаем в сплавах
Cu-Ni: их электрические характеристики из¬
меняются при отжиге точно так же, как и
у латуни. Под влиянием легирования Ац
повышается' (при отпуске же, т. е. при
образовании нового состояния А^ пони¬
жается). Таким образом, возникновение
нового состояния действует в том же на¬
правлении, что .и уменьшение концентра
ции никеля. Это означает, что связи Си—Ni
являются менее предпочтительными, чем
связи Ni—Ni, ведущие к снижению легиро-
ванности твердого раствора никелем. Сле¬
довательно, образование К-состояния в
этом случае следует связывать с распадом,
но в рамках гомогенного твердого раство¬
ра путем образования комплексов, обога¬
220МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИщенных атомами Ni. Это явление Кёстер
с сотрудниками называет ближним распа¬
дом.Электрическим методом обнаружено, что
и в упорядочивающихся сплавах на на¬
чальных ступенях отпуска (после перехода
от одной температуры отпуска к другой)Закалка с 650°IP'IIIill80SO402005250° \3L350'IS	64 4 36 4 36 4 36160
Продолжительность отпуст,
vac.Рис. 22. Изменение электросопротивле¬
ния в процессе упорядочения сплава
Cu-Au при повышающихся температу¬
рах отпуска (сопротивление после за¬
калки принято за 100°/®)электросопротивление сначала возрастает,
а затем падает, как всегда при упорядоче¬
нии (см. рис. 22, сплав Au-Cu). Вероятно,
начальные стадии отпуска связаны в этом
случае с появлением ближнего порядка.Холодная пластическая деформацияЗначительное нарушение правильности
строения кристаллической решетки при на¬
клепе обусловливает (наряду с атомами
примеси, вакансиями и другими фактора-наклепа возрастает при 20° на 2—6%. На
рис. 23 приводятся [13] кривые зависимо¬
сти электросопротивления и эффекта Хол¬
ла некоторых металлов от температуры от¬
жига после предварительной холодной де¬
формации. Сопротивление при отжиге сни¬
жается одной или несколькими ступеня¬
ми. Изменение подвижности носителей при
наклепе и отжиге (рассчитанной по элек¬
тросопротивлению и постоянной Холла), а
также удельного электросопротивления »
процентах почти одинаково. Поэтому мож¬
но заключить, что главной причиной воз¬
растания удельного электросопротивления
при наклепе является нарушение периодич¬
ности решетки. Изменения электронной
структуры и числа носителей, как можно-
судить по изменению постоянной Холла
А И сравнительно малы. Следует отметить,
что подвижность при деформации всегда
уменьшается, а при отжиге всегда возрас¬
тает. У большинства металлов Ан стано¬
вится отрицательнее (возрастает по абсо¬
лютной величине), у палладия и платины
почти не меняется, а у алюминия убывает
(становится положительнее).При отжиге электросопротивление сни¬
жается почти целиком в процессе возвра¬
та, что связано со снятием напряженийII	рода. Из рис. 24 видно, что после отжи¬
га при 500° (т. е. до начала рекристалли¬
зации) сопротивление железа почти равно
исходному. Следует помнить, что количе¬
ственное сопоставление сопротивления до
и после наклепа возможно лишь при оди¬
наковых условиях проведения отжига до
наклепа и отжига рекристаллизационного.
Постоянная Холла восстанавливается до-4 95-490•4.85-480175171/7918.1лСи4,-	L.	11185J 155О 200 400 600 800-880
'875
■370
■865К! мп- А .пнО66О 200 400 600 800 /ООО /200
Температура °С~лр-\чА9\/85-7,05/75-700165-S.9SISO-6.90200 400 600 8006.0626010310.5Ю.7109Р\АиА»200 400 600 800
-]712.55245!Jsi
2.25 \WX\А67
6.3
5.9200 400 600 800 /ООО /200
Температура, °СРис.23.	Электросопротивление и эффект Холла ряда металлов в зависимости от температуры
отжига после предварительной холодной деформациими) наличие так называемого остаточного
(температурно независимого) сопротивле¬
ния ро, которое можно получить экстра¬
поляцией полного сопротивления к абсо¬
лютному нулю температур. Удельное со¬
противление чистых металлов в процессеисходного значения главным образом в.
процессе рекристаллизации, а у молибдена,
и вольфрама изменяется уже во время от¬
дыха.Электросопротивление неупорядочиваю-
щихся твердых растворов изменяется анз-
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ221логично: возрастает при наклепе и спадает
при отдыхе до начала рекристаллизации.Для упорядочивающихся твердых раст¬
воров изменения р достигают 100% и да¬
же больше. Однако это связано не с пря¬
мым влиянием наклепа через искажение
решетки, а с косвенным — разрушением
упорядоченного состояния.Такого же типа косвенное влияние на¬
клепа обусловливает аномальное поведениеО 200 400Температура отжига, °СРис. 24. Изменение электро¬
сопротивления железа при
отжиге после наклепасплавов типа нихром, сопротивление кото¬
рых при наклепе падает, а при отжмге
возрастает (см. выше). В этом случае на¬
клеп приводит к разрушению К-состояния.Сопротивление гетерогенных сплавов при
наклепе также может возрастать и умень¬
шаться. Наклеп в этом случае не только
вызывает (искажение -решетки, но и оказы¬
вает косвенное влияние, изменяя характер
расположения структурных составляющих.
Например, сопротивление предварительно
нормализованной стальной проволоки с
0,56% С уменьшается в результате накле¬
па на 5,5%, что объясняется ориентиров¬
кой пластин перлита вдоль проволоки (об¬
разованием фибровой структуры). Обнару¬
жено влияние размеров зерна на электро¬
сопротивление.Исследования наклепа и отжига электри
ческими методами можно вести дифферен¬
циальным способом. Для этого в одно из
■плеч моста включают наклепанную прово¬
локу, а в другое — отожженную проволоку
из того же материала. Обе проволоки на¬
ходятся в печи. Мост дает кривые разно¬
сти -сопротивлений наклепанного и отож¬
женного образцов в зависимости от темпе¬
ратуры отжига при определенной скорости
нагрева или в зависимости от времени вы¬
держки при фиксированной температуре
отжига. Поместив в печь термопару, можноодновременно снимать кривую температу¬
ра — время.Наклеп влияет на т. э. д. с. Например,
наклепанное железо отрицательно по от¬
ношению к ненаклепанному, причем ве¬
личина т. э. д. с. возрастает с увеличением
степени наклепа. Экспериментально уста¬
новлено, что т. э. д. с. и электросопротив¬
ление латуни возвращаются к исходным
значениям при отдыхе, еще до наступле¬
ния рекристаллизации. Исследование на¬
клепа и отжига с помощью термопары из
наклепанной и отожженной проволок яв¬
ляется очень удобным. Этим методом ис¬
следовались, например, превращения в на¬
клепанной аустенитной стали с 18% Сг и
8% Ni [1].2.	МАГНИТНЫЕ СВОЙСТВАМагнитные свойства [14]
и методы их измеренияТело в магнитном поле Н приобретает
«магнитные заряды» и дипольный магнит¬
ный момент. Величина дипольного магнит¬
ного момента, отнесенного к единице объ¬
ема. называется намагниченностью /. От¬
ношениех = I/Hназывается удельной восприимчивостью.
•Магнитный момент можно относить также
к 1 г или 1 г-ат вещества. Соответственно
вводят восприимчивость на грамм % и на
грамм-атом %. Очевидно:где А — атомный вес; V — атомный объем;
8 — плотность.По характеру наблюдаемых магнитных
свойств все вещества можно разделить на
слабомагнитные и сильномагнитные
К первым относятся диамагнетики, нор¬
мальные и температурно независимые па¬
рамагнетики, антиферромагнетики. У диа¬
магнетиков восприимчивость отрицательна
(т. е. намагниченность направлена против
поля), мала по величине (ос~10_6) и не
зависит от поля и температуры. Кривая
намагничения диамагнетика /=/(#) пред¬
ставится прямой линией с малым отрица¬
тельным наклоном (рис. 25). Из металлов
характерными диамагнетиками являются
благородные металлы (Си, Ag, Аи). Силь¬
но диамагнитны уфазы в системах Си —
Zn, Си—Cd, Ag—Zn и др. Висмут, сурьма
и другие металлы обнаруживают аномаль¬
ные диамагнитные свойства.Все другие группы магнетиков обладают
положительной восприимчивостью К Для
нормальных парамагнетиков %~1СЙ—1	В магнитном поле диамагнитный стержень
устанавливается поперек линий поля, а для ве¬
ществ с положительной восприимчивостью —
вдоль них.
222МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИЙ10—3, не зависит от поля и убывает с тем¬
пературой по закону Кюри:* = С/7\	(12)где С — постоянная Кюри.Типичными представителями являются
соли редких земель и переходных метал¬
лов. Из наклона прямой—-=f(T) можно1определить С, а из последней — рассчитать
эффективный момент на каждый магнит-Феррома гнетинРис. 25. Кривые намагничения
I (Н) диамагнетиков, нормаль¬
ных парамагнетиков и ферро¬
магнетиков и кривая проницае¬
мости jj- (Н) ферромагнетиковный ион, выраженный в магнетонах Бо¬
ра *, по формулеИэФФ = 2,84/с.	(13)Для температурно независимых парамаг¬
нетиков (щелочные металлы и др.) %~10-6
и практически не зависит от температуры.
Кривая намагничения парамагнетика пред¬
ставлена на рис. 25.Антиферромагнетики отличаются наличи¬
ем определенной температуры (точка Нее-
ля), выше которой они ведут себя как нор¬
мальные парамагнетики с восприимчиво¬
стью, убывающей по закону Кюри — Вейс-
са:Г— АТаблица 1Точки Нееля & и константы Д типичных
антиферромагнетиковСоединение или
элементa. °KД. °KMnF272113FeF279117Mn0284316MnO122610FeO198570Cr420—Mn100—На стр. 423 приводятся значения удель¬
ной восприимчивости элементов.К группе сильномагнитных веществ от¬
носятся в первую очередь ферромагнетики.Рис. 26. Темпера¬
турная кривая
(восприимчивос¬
ти антиферро¬
магнетиковДля характеристики этих вешеств вместоВк обычно вводят проницаемость и = —гг ==■П= 1 + 4jtx, где В = Н + 4 п1 — магнитная
индукция. У ферромагнетиков достигает
значений порядка 106 (вместо ji~1 для
слабомагнитных веществ) и сильно зави-где Д — постоянная. В точке Нееля % до¬
стигает максимума (типичная кривая пред¬
ставлена на рис. 26). Ниже точки Нееля %
зависит от поля. Переход через точку Нее¬
ля сопровождается аномальными измене¬
ниями удельной теплоемкости, электриче¬
ских и других -свойств. Типичными предста¬
вителями ангпиферрюмагнетикюв являются
окислы, сульфиды и галогениды переход-
ных металлов пруппы железа. Класс этих
веществ весьма обширен. Из металлов ан-
тиферромагнитны хром, марганец и др.
В табл. 1 приведены значения величины
точки Нееля и константы Д некоторых ти¬
пичных антиферромагнетиков.1	Магнетон Бора является единицей
Магнитных моментов и равенатомных
—20
0,927 10 гс.Рис. 27. Петля гистерезисаферромагнетиковсит от поля (рис. 25) и температуры. В по*
лях порядка сотен или тысяч эрстед на¬
магниченность достигает насыщения 1=1 s
(рис. 25). Для характеристики магнитных
материалов важно знать начальную м-п я
максимальную jx макс проницаемость.Важной отличительной особенностью
ферромагнетиков является наличие гисте¬
резиса. Намагниченный до насыщения об¬
разец (точка А, рис. 27) после снятия по¬
ля сохраняет остаточную намагниченность
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ22а/г (точка В). Для устранения ее нужно
приложить поле Н=—Яс, направление ко¬
торого противоположно исходному (точка
С). Абсолютная величина этого поля назы¬
вается коэрцитивной силой. При дальней¬
шем увеличении поля тело будет намагни¬
чено в обратном направлении (точка D).
Ветвь DEFA совершенно аналогична вет¬
ви ABCD. Площадь получившейся петлиРис. 28. Термомагнитная
кривая ферромагнетиковгистерезиса численно равна тепловым поте¬
рям при перемагничивании 1 см3 ферромаг¬
нетика (тепло гистерезиса).Для ферромагнетиков существует кри¬
тическая температура (точка Кюри), выше
которой они ведут себя как нормальные
парамагнетики, подчиняющиеся закону Кю¬
ри — Вейсса. Спонтанная намагниченностьс ростом температуры уменьшается и и
точке Кюри практически обращается ь.
нуль. Кривая Is (Т) (рис. 28) называется,
термомагнитной. В точке Кюри наблюда¬
ются аномальные пики или изломы на тем¬
пературных кривых тепловых, электричес¬
ких, упругих и других свойств.Из технически важных металлов ферро¬
магнитны железо, никель и кобальт. В
табл. 2 приводятся их основные магнитные
свойства.Таблица 2Магнитные свойства ферромагнитных
металловМеталлНамагни¬
ченность
насыще¬
ния на
единицу
объема
гсНамагни¬
ченность
на атом в
магнето¬
нах БораТочка Кюри°С°КFe17402,227701043Со14301,7111201393Ni5100,606358631Ферромагнитны многочисленные сплавы
ферромагнитных металлов между собой иТаблица ЯТочки Кюри cr-фаз из двух и трех компонентовЗаданный состав, % (ат.)Химический анализ, % (ат.)ОтжигТочкаКюри°Ктемпера¬
тура. °Свремячас.80 Мп; 20 Сг80,1 Мп; 19,9 Сг10001209160 Мп; 11 Fe; 29 Сг—8102649536 Мп; 25 Fe; 39 Сг—8102648537 Fe; 16 Мп; 47 Сг37,7 Fe; 15,3 Мп; 47,0 Сг81026410653 Fe; 47 Сг53,6 Fe; 46,4 Сг78033616346 Fe; 7 Со: 47 Сг46,5 Fe; 7,5 Со; 46 Сг82033616340 Fe; 14 Со; 46 Сг—82033616240 Fe; 10,5 Со; 49,5 Сг38,9 Fe; 11,9 Со; 49,2 Сг82012011830 Fe; 18,5 Со; 51,5 Сг—82012011627 Со; 16 Fe; 57 Сг28,8 Со; 16,1 Fe; 55,1 Сг10001209142,1 Со; 57,9 Сг41,3 Со; 58,7 Сг10001207360 Мп; 10 Со; 30 Сг—10001447839 Мп; 20 Со; 41 Сг38,9 Мп; 20,8 Со; 40,3 Сг10001447129 Со; 20 Мп; 51 Сг29,8 Со; 19,3 Мп; 50,9 Сг10001447283,5 Мп; 16,5 V83,4 Мп; 16,6 V100012010616 Fe; 57 Мп; 27 V16,1 Fe; 57,4 Мп; 26,5 V10001209942,3 Fe; 15,6 Мп; 42 V43 Fe; 16,3 Мп; 40,7 V100012010652,7 Fe; 47,3 V52,4 Fe; 47,6 V100012020341 Fe; 12 Со; 47 V42,8 Fe; 11,6 Со; 45,6 V100012014929,2 Fe; 23,9 Со; 46,9 V30,7 Fe; 24,4 Со; 44,9 V100012012851,3 Со; 48,7 V50,4 Со; 49,6 V10001209837 Со: 10 Ni; 53 V37,2 Со; 9,5 Ni: 53,3 V10001206225,9 Со; 18,6 Ni; 55,5 V25,8 Со; 18,6 Ni; 55,6 V10001205836,3 Ni; 63,7 V35,8 Ni; 64,2 V10001205225,5 Со; 47,6 Мп; 32 V—10001209536 Со; 17 Мп; 47 V36,1 Со; 17,6 Мп; 46,3 V100012096
224МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИсо многими неферромагнитными элемента¬
ми, а также сплавы хрома и марганца с
некоторыми элементами; кроме того, фер¬
ромагнитны многие сг-фазы (см. табл. 3 и4). К сильномагнитным веществам относят-Магнитные свойства кристаллов опреде¬
ляются магнитными свойствами ионного
остова и газа коллективизированных элек¬
тронов. Неметалл будет диамагнетиком, ес¬
ли его ионы не обладают результирующимW /ч t
/Ч.\V ✓-Л ч
•—'•Л УЧРис. 26* Ориентация атомных магнитных моментов: а — нормальный парамагнетик; б — анти¬
ферромагнетик; в — ферримагнетик; г — ферромагнетик<ся ферриты, представляющие собой твер¬
дые растворы окислов типа МеО—Fe2Oz
(одинарные ферриты) или Ме\0—МепО —
Fe2Oz (двойные ферриты), где Me, Ме1у
Ме^ — ионы некоторых двухвалентных ме¬
таллов (Ni, Со, Си, Mn, Mg, Zn, Fe и др.).м а гнитн ы м м ом ентом (п ри м ер — ще лоч н о -
галоидные кристаллы). Если ионы облада¬
ют постоянными моментами, магнитные
свойства зависят от их взаимодействия.
При слабом взаимодействии распределение
ориентаций моментов будет хаотическим
(рис. 29, а)\ примером могут служить солиТаблица 4Точки Кюри a-фаз Fe-Cr-Mo и Со-Сг-МоЗаданный состав, % (ат.)Химический анализ, % (ат.)ОтжигТочкаКюри°Ктемпера¬
тура, °Свремячас.48,1 Fe; 29,7 Сг55,1 Fe; 25,6 Сг; 19,3 Мо12007219155,5 Fe; 28,5 Сг; 16,0 Мо56,7 Fe; 26,9 Сг; 16,4 Мо12007219154 Fe; 24 Сг; 22 Мо54,5 Fe; 24,6 Сг; 20,9 Мо12007218154,5 Fe; 28,0 Сг; 17,5 Мо—12007217751 Fe; 29 Сг; 20 Мо52,4 Fe; 27,4 Сг; 20,2 Мо12007215651,6 Fe; 28.0 Сг; 20,4 Мо—12007215052 Fe; 26 Сг; 22 Мо51,9 Fe; 25,7 Сг; 22,4 Мо12007214551 Fe; 29,5 Сг; 19,5 Мо—12007213450 Fe; 28 Сг; 22 Мо51,0 Fe; 27,2 Сг; 21,8 Мо12007213649,5 Fe; 31,5 Сг; 19,0 Мо—12007212651 Fe; 26 Сг; 23 Мо51,5 Fe; 25,3 Сг; 23,2 Мо12007212549 Fe; 26,0 Сг; 25,0 Мо—12007211748,5 Fe; 29,3 Сг; 22,2 Мо49 Fe; 28,9 Сг; 22,2 Мо12007211247 Fe; 33,5 Сг; 19,5 Мо47,5 Fe: 33,3 Сг; 19,2 Мо120072109• 47 Fe; 26 Сг; 27 Мо47,3 Fe; 25,3 Сг; 27,4 Мо12007210953 Fe; 47 Сг53,6 Fe; 46,4 Сг78033616351,5 Fe; 46,0 Сг; 2,5 Мо—78033614249 Fe; 44,5 Сг; 6,5 Мо—78033612047 Fe; 43 Сг; 10,0 Мо48 Fe; 41,9 Сг; 10,1 Мо78024010945 Fe; 42 Сг; 13,0 Мо—10001209642 Fe; 42 Сг; 16 Мо42,1 Fe; 41,7 Сг, 16,2 Мо1200729141 Fe; 41 Сг; 18 Мо41,2 Fe; 40,1 Сг; 18,7 Мо11601208138,5 Fe; 38,5 Сг; 23 Мо38,8 Fe; 38,5 Сг; 22,7 Мо1200727442,1 Со; 57,9 Сг41,3 Со; 58,7 Сг1300727336 Со; 55 Сг; 9 Мо—1300486638 Со; 48 Сг; 14 Мо—1300726941 Со; 50 Сг: 9 Мо—1300727743,5 Со; 41 Сг; 15,5 Мо—1200728849,5 Со; 41 Сг; 4,5 Мо—13007210547 Со; 50,5 Сг; 2,5 Мо46 Со; 51,6 Сг; 2,4 Мо130072102
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ225редких земель; незаполненные 4/-обг>-
10чки редкоземельных элементов располо¬
жены глубоко внутри атома. Такое распо¬
ложение моментов характерно для нор¬
мальных парамагнетиков.При наличии особого (обменного) взаи¬
модействия возникает упорядоченное рас¬
положение моментов (рис. 29, б). Узлы, на
которых моменты ориентированы «вправо»,
образуют подрешетку А, остальные — под-
решетку В. Если намагниченности подре*
шеток точно компенсируют друг друга,
как на рис. 29, б, кристалл является анти¬
ферромагнетиком; в случае неполной ком¬
пенсации имеем феррит (рис. 29, в).Металл, ионы которого не имеют резуль¬
тирующего момента, будет либо диамаг¬
нетиком, когда диамагнетизм ионного осто¬
ва и диамагнетизм электронного газа пе¬
рекрывают парамагнетизм электронного га¬
за (благородные металлы), либо темпера¬
туря о независимым парамагнетиком в об¬
ратном случае (щелочные металлы). Пол
наличии собственных моментов у ионов тип
магнетизма определяется взаимодействием
их между собой и с электронным газом.В результате может возникнуть либо упо¬
рядочение антиферр о магнитного типа
(хром, марганец и др.), либо упорядоче¬
ние, представленное на рис. 29, г. ■ Гослед-
нее присуще ферромагнетикам.Разберем механизм макроскопического
намагничения ферромагнетиков [15]. Фер¬
ромагнитный образец в отсутствие поля со¬
стоит из малых областей (доменов) с ли¬
нейными размерами ~ 10~3—1(Н см, внут¬
ри которых моменты практически полно¬
стью упорядочены при температуре значи
тельно ниже точки Кюри (самопроизволь¬
ная или спонтанная намагниченность,
рис. 29, г). Между доменами имеется пере¬
ходной слой (междоменная граница) тол¬
щиной в несколько сотен межатомных рас¬
стояний. Намагниченность домена оюе-
мится ориентироваться по некоторым пред¬
почтительным направлениям в кристалле.Во внешнем поле намагничение осущест
вляется: 1) путем смещения междоменной
границы; 2) путем поворота вектора намаг¬
ниченности доменов к направлению поля
Граница смещается так, что домены, ори¬
ентированные под острым углом к направ¬
лению поля, растут за счет доменов,
ориентированных под тупыми углами
(рис. 30, а). Этот механизм намагничения
протекает в основном в слабых полях и яв¬
ляется основным для магнитномягких ма¬
териалов. Вращение (рис. 30, б) имеет ме¬
сто в более сильных полях, предшествую¬
щих насыщению. За полями насыщения на¬
магниченность слабо растет за счет роста
величины самой спонтанной намагниченно¬
сти (парапроцесс).Резко неоднородные напряжения, воз¬
никающие при закалке на мартенсит, вы¬
делении дисперсных фаз, распаде переох¬
лажденного аустенита, ттод воздействием
поля дислокаций и в других случаях со¬
здают энергетические барьеры на Пути двт!-15 Металловедение (справочник), т. Iжения границы. Коэрцитивная сила ' Н
будет равна полю, необходимому для прео¬
доления этих барьеров. Расчеты показы¬
вают, что Нс зависит от степени дисперс¬
ности напряжений: она максимальна, ког-
ца «длина волны» напряжений сравнима с
толщиной границы. При данной степениРис. 30. Схема
а — процесса смещения междоменной
границы; б — вращения намагничен¬
ностидисперсности Нс пропорциональна величи¬
не внутренних напряжений <у/ и магнито-
стрикции X:(14)В частности, для напряжений, обуслов¬
ливаемых статистически распределенными
дислокациями, создаваемыми холодной де¬
формацией, коэрцитивная сила равна [16]:Не =Уг ь
21JLIn —•О(15)где г — плотность дислокаций (число линий
дислокаций на 1 см2 площади, перпендику¬
лярной линиям); 5 — толщина граничного
слоя; L — размеры доменов; R — абсолют¬
ная величина градиента энергии при сме¬
щении слоя (для случая, когда плоскость
скольжения дислокации параллельна пло¬
скости слоя).Помимо напряжений, на процесс смеще¬
ния границы влияют немагнитные включе¬
ния, пустоты. Расчет показывает, что для
этого случая Нс растет пропорционально
Vгде V—объемное содержание вклю¬
чений:Hc = f-V2/3Коэффициент f зависит от размеров вклю¬
чений. Существует некоторый критический
размер включений, при котором коэрцитив¬
ная сила максимальна.Иной характер носит процесс намагниче¬
ния в мелкодисперсных системах, в кото¬
рых частицы ферромагнитной фазы распре¬
делены в немагнитной или слабомагнитной
основе в форме более или менее вытяну¬
тых сфероидов или пластинок. Для малых
ферромагнитных частиц существует крити¬
ческий размер d, ниже которого деление
226МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИна домены невыгодно (d~200 А для желе¬
за). Перемагничение однодоменной части¬
цы возможно только вращением намагни¬
ченности, что связано с преодолением энер¬
гетического барьера магнитной анизотро¬
пии, анизотропии формы (и. напряжений,
если они имеют место). Коэрцитивная си¬
ла одной частицы2	К	3 Х<тНсил„*>—+№-Ые) /, + •/«где К — константа анизотропии; Nt и
Ne — поперечный и продольный размагни¬
чивающие факторы частицы; X — магнито-
стрикция; а — напряжения, действующие
на частицу. ^В конгломерате частиц эта величина бу¬
дет снижена из-за неодинаковой ориента¬
ции в А раз (Л = 0,48 при хаотической ори¬
ентации частиц) и благодаря взаимному
влиянию полей зарядов различных частиц.Большинство метод о-в измерения, пара-
или диамагнитной восприимчивости [171
сводится к измерению силы F, действующей
на образец в неоднородном поле НтF = y.VHdHdx(16)где х — удельная восприимчивость; V —
dHобъем образца; —— —градиент поля вдоль
dxнаправления перемещения образца.На рис. 31 схематически представлены
весы Сексмита. Они конструктивно просты
и обеспечивают достаточную точность. Не¬
однородное магнитное поле создается элек¬
тромагнитом NS со скошенными полюсами.
Образец А помещается на конце стержня,
прикрепленного вторым концом к нижней
точке В кольца из фосфористой бронзы
Верхняя точка С кольца закреплена не-Рис. 31. Схема
весов СексмитаРис. 32. Принципиальная схема баллистической установки (а),
магнитометра (б) и анизометра (в)Последний фактор при небольших концен¬
трациях ферромагнитных зерен можно
учесть множителем (1—У), где V — объем
ферромагнитной фазы. Таким образом, для
•системы однодоменных частицНс = АНс макс O-Ю.Коэрцитивная сила таких материалов мо¬
жет превышать 10000 эрст.Если размеры частиц превышают крити¬
ческие, в них образуется доменная струн
тура и имеют место процессы смещения.
Коэрцитивная сила порошкового материа¬
ла со сверхкритическими размерами зави
сит от размеров частиц d:где А — постоянная (порядка тысячных
долей эрстеда). Такая же зависимость
найдена и для коэрцитивной силы тонких
ферромагнитных пленок (в этом случае
d — толщина пленки). Проницаемость ц
изменяется в основном обратно коэрцитив¬
ной силе: факторы, повышающие Нс,
уменьшают д.подвижно. Сила, действующая на образец,
деформирует кольцо и вызывает поворот
зеркал S и Si, укрепленных на кольце. Све¬
товой луч, падающий от осветителя Р, сме¬
щается на шкале. Установку легко програ¬
дуировать, нагружая тарелочку Т грузамч
с известным весом.Индукцию (намагниченность), проницае¬
мость и коэрцитивную силу ферромагнети¬
ков измеряют обычно баллистическим ме¬
тодом (рис. 32, а). Образец А, часто в фор¬
ме тороида (во избежание размагничиваю¬
щего влияния концов), имеет две обмотки:
намагничивающую / и баллистическую II.
Коммутация тока в обмотке / (ключом К)
индуцирует э. д. с. .в обмотке II. Суммар¬
ное количество электричества, протекшее в
обмотке //, измеряется баллистическим
гальванометром Г Отсюда можно рассчи¬
тать индукцию тороида при данном токе.
Метод подробно описан в [1, 18 и 19]. Ре¬
же применяется метод магнитометра (рис.
32, б). Совокупность двух взаимно антипа-
раллельных магнитных стрелок NS и AfjSj
образует подвесную астатическую систему,
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ227не реагирующую на однородные поля (на¬
пример, земное поле). Два одинаковых со¬
леноида I и II расположены так, что их
поля взаимно компенсируются и не влия¬
ют на астатическую систему. Образец, по¬
мещенный в одну из катушек, создает до¬
полнительное неоднородное поле, откло¬
няющее подвесную систему.Анизометр Н. С. Акулова (рис. 32, в) да¬
ет возможность записывать термомагнит¬
ные кривые и, следовательно, определять
точку Кюри. Он состоит из магнита NS и
подвесной системы. Образец А в форме
цилиндра длиной 30 мм и диаметром 3 мм
прикрепляют к кварцевой трубочке а и
устанавливают под некоторым углом к по¬
лю. При включении поля' этот угол изме¬
няется на величину, пропорциональную на¬
магниченности образца. Для нагревания
образца на него снизу надевается печь (не
показана на рис. 32, в). Отклонения запи¬
сываются на фотобарабане В. Противо¬
действующий момент создается упругим
подвесом С.Применение методов магнитного
анализа к исследованию металловИзучение диаграмм состоянияЛинии ферромагнитного превращения на
диаграммах состояния (например, линию
МО и линию магнитного превращения це¬
ментита в системе железо — углерод) про¬
ще всего получить непосредственным оп¬
ределением точек Кюри по температурным
кривым намагниченности насыщения.В некоторых системах магнитное пре¬
вращение является следствием аллотропи¬
ческого превращения, когда из ферромаг¬
нитной модификации получается слабомаг¬
нитная модификация, или наоборот, при¬
чем температура аллотропического пре¬
вращения лежит ниже точки Кюри ферро¬
магнитной модификации. Так, на линииOS	в системе железо — углерод при ох¬
лаждении феррит выделяется сразу же в
ферромагнитном состоянии. То же самое
происходит на линии SK, где выделяющий¬
ся с эвтектоидом феррит является уже
ферромагнитным. Вынужденное ферромаг¬
нитное превращение имеет место и в дру
гих системах. Во всех этих случаях поло¬
жение линии аллотропического превраще¬
ния можно исследовать магнитным мето¬
дом.Количественный фазовый анализ
и анализ примесейДля целей количественного фазового
анализа гетерогенных смесей можно ис¬
пользовать любое структурно нечувстви¬
тельное свойство. Наиболее часто приме¬
няется термомагнитный анализ. По соотно¬
шению аддитивности можно найти содер¬
жание второй фазы, если намагниченности
насыщения фаз 1\ и h предварительно оп¬
ределены. Если одна из фаз распределена15*в мелкодисперсном виде, нужны сильные
поля (до 10 000 эрст), чтобы достичь насы¬
щения. Точность метода значительно пада¬
ет, когда /1 и h почти равны. Однако ме¬
тод применим, если их точки Кюри сильно
различаются. В этом случае одну из фаз
можно перевести в парамагнитное состоя¬
ние нагреванием. Если только одна из фаз
ферромагнитна, намагниченность смеси
пропорциональна содержанию ферромаг¬
нитной фазы.Термомагнитный анализ применим для
обнаружения малых количеств сильно 'па¬
рамагнитных атомов, растворенных в ре¬
шетке основного металла (не образующих
самостоятельной фазы). Таким методом ус¬
пешно исследовалась растворимость пере¬
ходных металлов в неферромагнитных ме¬
таллах [20]. Им широко пользуются также
для контроля чистоты металлов и полу¬
проводников. При малых количествах раст¬
воренного элемента электропроводность,
т. э. д. с. и другие свойства пропорциональ¬
ны концентрации этого элемента. Эти ме¬
тоды также используются для контроля
малых содержаний примесей [21].Фазовый анализ с помощью физиче¬
ских методов значительно чаще исполь¬
зуется как качественный анализ.Магнитный метод позволяет определить
размеры одно доменных частиц
дисперсной ферромагнитно й
фазы в немагнитной основе при условии,
что размеры ферромагнитных частицо~20—100 А. При таких малых размерах
частиц на ориентацию намагниченности
большое влияние начинают оказывать теп¬
ловые флуктуации. Благодаря этому пове¬
дение совокупности частиц аналогично по¬
ведению нормального парамагнетика, в ко¬
тором роль магнитных ионов играют сами
частицы [22].Сравнивая кривую намагничения такого
сверхпарамагнетика с теоретической кри¬
вой нормального парамагнетика [14], мож¬
но определить магнитный момент частицыи,	следовательно, ее объем, если намагни¬
ченность насыщения ферромагнитной фазы
заранее известна. Метод применим также к
порошкам ферромагнитных частиц.Изучение распада пересыщенных
твердых растворовДля количественной оценки распада ис¬
пользуют какое-либо физическое свойство,
реагирующее только на изменение фазово¬
го состояния и практически нечувствитель¬
ное к структуре. На рис. 9 были приведены
[1] кривые изменения магнитных и электри¬
ческих свойств сплава 81,2% Fe и 18,8% Мо
в зависимости от температуры отпуска.
Сплавы закалены с 1350° и отпущены в те¬
чение часа. Количество выделений в этом
сплаве лучше всего оценивается по величи¬
не намагниченности насыщения (или ин¬
дукции насыщения Вмакс при постоянном
поле). Так как выделяющееся неферромаг¬
нитное химическое соединение РезМо2 уво¬
228МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИдит большое количество железа из ферро¬
магнитного а-раствора и намагниченность
насыщения не зависит от структуры, то
всякое изменение количества выделений от¬
ражается на величине ВмакС* Этот метод
применим, когда фаза, распадающаяся или
выделяющаяся, ферромагнитна. Из рис. 9
видно, что до 500° максне меняется. Это
означает, что распада при этих темпера¬
турах еще не происходит. Резкий спад в
области 600—700° и наличие минимума
указывают на интенсивный распад, приво¬
дящий к фазовому равновесию. Дальней¬
ший рост Вмахс однозначно говорит о по¬
вышении растворимости с температурой.Рис. 33. Зависимость коэффициента магнитной
жесткости от коэрцитивной силы для сплава Fe-
Мо с 18°/о Мо, изменяющихся в результате от¬
пуска различной продолжительности при 625°Коэрцитивная сила имеет резкий максимум
при температуре, соответствующей крити¬
ческой степени дисперсности выделений.
Ввиду резкой структурной чувствительно¬
сти этой величины она не может быть ис¬
пользована для оценки степени распад?..
Например, на основании измерений толь¬
ко коэрцитивной силы нельзя установить
эффект обратной растворимости при высо¬
ких температурах отпуска: падение Нс от
650 до 700° можно связывать с коагуляцией
выделений, а также повышением раствори¬
мости Fe3Mo2.Экспериментально показано [23], что
коэффициент магнитной жесткости А [14] в
уравненииА В'■= Н'1 + И3 +%р’описывающем намагничение ферромагн
тиков в сильных полях (500—3000 гс), мо¬
жет служить индикатором наличия второй
фазы на ранних стадиях выделения Ыр —
восприимчивость пара-процесса; константа
В определяется, магнитной анизотропией).
На рис. 33 представлена зависимость А от
коэрцитивной силы Нс для сплава Fe-Mo
с 18% Мо, подвергнутого отпуску различ¬
ной продолжительности при 625°. Возрас¬тание Нс на участке 1 связано с выделе¬
нием большого количества мелкодисперс¬
ных кристаллов фазы РезМо2, а падение ее
на участке 2 — с их коагуляцией. Слабая
зависимость А от Нс на участке 2 означа¬
ет, что коэффициент магнитной жесткости
реагирует на количество выделений и поч¬
ти не зависит от их дисперсности.Исследование превращений в сталиТермический метод, естественно, непри¬
годен для исследований в изотермических
условиях. С точки зрения количественной
оценки степени распада или превращения
переохлажденного аустенита наилучшие
результаты дает магнитный метод. Для
этого намагниченность образца / сравни¬
вается с намагниченностью эталона I На¬
магничивающее поле должно быть доста¬
точно большим (4500 эрст и больше), что¬
бы исключить влияние внутреннего раз¬
магничивающего фактора выделений. Если
вместо эталона в баллистическую катушку
быстро вставить образец, то баллистичес¬
кий гальванометр даст отклонение, про¬
порциональное /9—Is. Величинадаст процент нераспавшегося аустенита, а
/>==—. 100
/.—	степень распада. Эталон изготовляют
из отожженной исследуемой стали и пред¬
полагают, что он целиком ферритный.
В действительности же наряду с ферритом
он содержит также цементит, намагничен¬
ность которого 4яIs составляет 12500—
13000 гс (намагниченность феррита
21600 гс). Для случая превращения аусте¬
нита в мартенсит нужен эталон со 100%
мартенсита. Однако эталон из закаленной
исследуемой стали наряду с мартенситом
содержит некоторое количество остаточно¬
го аустенита или цементита (в фер-
рито-карбидной смеси). Эта неопределен¬
ность магнитных свойств эталона является
главным недостатком магнитного метода.
Несмотря на это, магнитный метод дает
наиболее точную оценку распада и являет¬
ся основным для исследования распада и
превращения переохлажденного аустенита.Баллистический метод непригоден для
исследования быстрого распада. Чаще для
этой цели применяют анизометр Акулова,
допускающий автоматическую запись.
В этом случае анизометр имеет две печи,
одна из которых является изотермической
ванной, вторая служит для нагрева образ¬
ца до аустенитного состояния. Специаль¬
ное устройство позволяет быстро подво¬
дить под образец ту или другую печь. Сна¬
чала образец помещают в изотермическую
ванну и выдерживают до остановки свето¬
вого зайчика в некотором положении (Zi
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ229на шкале. Это положение соответствует
100% превращения. Затем под образец
подводят вторую печь, образец переводят
в аустенитное состояние, выдерживают
нужное время и снова производят отсче!
светового зайчика ао (0% превращения).
После нагрева образец быстро перебрасы¬
вают в изотермическую ванну и на фото¬
бумаге записывается перемещение свето¬
вого зайчика а. Степень распада в процен¬
тах вычисляют по соотношениюР =100.(17)Для изучения изотермического распада
аустенита применяют также метод элект¬
росопротивления. Электросопротивление
измеряют по способу амперметра — вольт¬
метра, так как мостовые методы не позво¬
ляют проводить быстрых измерений. Сте¬
пень распада определяется соотношением,
аналогичным (17):Р% = Р~Ро .100.Pi Рогде Ро—сопротивление образца (при тем¬
пературе изотермической выдержки) в на¬
чальный момент, когда распад еще не на¬
чался; pi — сопротивление после заверше¬
ния распада. В этом случае величину pi
также определяют на специально подо¬
бранных эталонах, например на длительно
отпущенных образцах. Остается, однако,
неясным, действительно ли состояние эта¬
лона совпадает с состоянием образца после
завершения процесса распада аустенита.
Чувствительность метода падает для ниж¬
ней части С-образной кривой, так как раз¬
ница сопротивлений аустенита и мартенси¬
та невелика по сравнению с разницей со¬
противлений аустенита и феррито-карбид-
ной смеси.Опыт показывает, что электрический ме¬
тод уступает магнитному по точности оцен¬
ки степени распада, однако дает лучшие
результаты в оценке начала и конца прев¬
ращения, дополняя, таким образом магнит¬
ный метод.Наклеп, который обычно изучают элек¬
трическими методами, можно изучать так¬
же и магнитными методами, поскольку под
его влиянием значительно меняются маг¬
нитные свойства. Например, диамагнитная
восприимчивость меди при наклепе стано¬
вится менее отрицательной, а при больших
степенях наклепа — даже положительной.
Отжиг приводит восприимчивость к исход¬
ной величине. Восприимчивость аустенит-
ной стали сильно возрастает при наклепе
вследствие выделений феррита. В случае
ферромагнетиков наклеп особенно сильно
влияет на структурно-чувствительные свой¬
ства. Проницаемость при этом сильно
уменьшается, а коэрцитивная сила возра¬
стает. По величине коэрцитивной силы [со¬
отношение (14)] или по величине прони¬цаемости можно оценить [24] величину вну¬
тренних напряжений о-7 в гомогенном фер¬
ромагнетике. Нужно, однако, помнить, что
эта оценка справедлива только по поряд¬
ку величины, так как невозможно отделить
влияние других причин, определяющих
коэрцитивную силу. По соотношению (15)
можно в принципе оценить плотность дис¬
локаций и зависимость ее от степени хо¬
лодной деформации.Образование текстуры после рекристал-
лизационного отжига в холоднокатаных
листовых материалах влечет за собой по¬
явление анизотропии магнитных свойств.
Исследование магнитной анизотропии дис¬
ков, отштампованных из исследуемых ли¬
стов, дает возможность [14] выполнять ко¬
личественный анализ текстуры, если
предварительно рентгеновскими методами
установлен характер текстуры в данном
материале, т. е. определено, какая плоскость
кристаллитов стремится установиться по
плоскости прокатки и какое направление
кристаллитов устанавливается вдоль на¬
правления прокатки.3.	ТЕПЛОВЫЕ СВОЙСТВАТепловые свойства [1] металлов
и методы их измеренияКак известно из термодинамики, при по¬
стоянном давлении существует функция со¬
стояния Q, называемая теплосодержанием,
изменение которой равно количеству тепла,
переданного телу или отданного телом. Ко¬
личество тепла, необходимое для нагрева¬
ния 1 г вещества на один градус, называет¬
ся удельной теплоемкостью (истинной):1	dQс =		 кал! г-град, (13)т аТгде.пг — масса тела, г\ dT — бесконечно ма¬
лое изменение температуры в результате
воспринятого количества тепла dQ. Тепло¬
емкость на г-моль (атомная теплоемкость)
равнаС = сЛ,где А — атомный вес.Практически при определении теплоемко¬
сти телу сообщается конечное количество
теплоты AQ, вызывающее конечное измене¬
ние температуры АТ = Т2—Т\. ВеличинаС = — Ш-m АТ(19)—	это средняя теплоемкость в данном ин¬
тервале температур Т2 — Ть Теплоемкость
Ср, определенная в условиях постоянства
давления, не совпадает с теплоемкостью
у, соответствующей условию, что объем
тела поддерживается постоянным. Экспери¬
ментально всегда определяют Ср, а теоре
тически рассчитывают Су. Для сравнения
экспериментальных и теоретических данных
230МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИпользуются термодинамическим соотноше¬
ниемVTС р — Су = р2 ,где Р — коэффициент объемного расшире¬
ния; V — атомный объем; Т — абсолютная
температура; х — коэффициент всесторон¬
него сжатия.Разность Ср—Су растет с температу¬
рой и может достигать величины порядка
10% при комнатной температуре.Для чистых металлов фазовые превраще¬
ния 1-го рода (агрегатные, аллотропиче¬
ские) сопровождаются скачком теплосо¬
держания q= Q2—Qi и соответственно
разрывом теплоемкости (рис. 34, a); q на-Рис. 34. Завися,
мость теплосодер¬
жания Q и теп*
dQлоемкостиот температуры
для превращений
первого (а) и
второго (б) родаатзывается скрытой теплотой превращения.
Для превращений 2-го рода наблюдается
резкое нарастание Q вблизи температуры
превращения — без скачка. Соответственно
теплоемкость .имеет пик конечной высоты
(р.ис. 34, б).Нужно отметить, что электросопротивле¬
ние и его температурный коэффициент ве¬
дут себя так же, как теплосодержание и
теплоемкость.Выше так называемой характеристиче¬
ской дебаевской температуры, вполне опре¬
деленной для данного металла, справедлив
закон Дюлонга и Пти: атомная теплоем¬
кость всех одно атомных металлов прибли¬
зительно равна 3R~6 кал/град • моль,, где
R = 11,986 кал/град • моль —универсальная
газовая постоянная. Для некоторых пере¬
ходных металлов эта величина значитель¬
но выше 3R. Согласно закону Кошта и Ней¬
мана, теплоемкость сплава С можно под¬
считать по известным теплоемкостям ком¬
понентов Ci и С 2:С = plC1 + P2C2,	(20)где р\ и р2 — количества вещества в весо¬
вых процентах в случае определения удель¬
ной теплоемкости и в атомных — при рас¬чете атомной теплоемкости. Ниже дебаев¬
ской температуры оба закона несправед¬
ливы.Правило Коппа — Неймана не выпол¬
няется для ряда сплавов и соединений, со¬
держащих переходные металлы (в частно¬
сти, для ферромагнитных сплавов.).Важной характеристикой является теп¬
лота образования кристалла, так как она
характеризует прочность между атомной
связи. О межатомных силах связи можно
судить по дебаевской температуре, рас¬
считанной по теплоемкости или температу¬
ре плавления. Наибольшей теплотой об-Таблица 5Теплота образования химических
соединений [1]ТвердыйЖидкийсплавсплавCSФормулаСистема\o о
О <55\=>соединения'Mо4-« § 2са К ОСОО Я \5 *сааН -—'с м ас g ао£Ь СО «85Н со «При наличии явного максимумана диаграмме фазового равновесияА1—Са+ 12,825А13Са—	А1 —Се+ 13,033А12Се——Au—Sn+4.150AuSn+3,350Bi—Са+2360BiCa3——Bi — Li+ 1475Bi Li3——Bi—Mg+7.360Bi2Mg3+360Bi-Na+ 11,475BiNa3—Ca—Si+5650CaSi——Ce—Mg+6,550CeMg——Co—Sb+550CoSb——Co—Si+ 1250CoSi——Fe—Si+950FeSi——Hg-K+6,550HgK+440Hg-Na+6,033HgNa+3,350Li—Pb+8,430Li5Pb2——Li-Sb+ 1033Li2Sb——Li-Tl+6,450LiTl——Mg—Pb+4,233Mg2Pb+233Mg—Sb+ 13,640Mg3Sb2—Mg—Sn+5,633Mg2Sn+3,440Mg—Zn+4,257MgZn2+ 1,560Na—Sb+ 1225Na3Sb——Na—Sn+650NaSn——Na—T1+4,550NaTl——Ni-Si+ 11,133Ni2Si+ 1440Соединения,плавящиесяс разложением на две фазыAu—Sb+ 1,367AuSb2+ 1,367Ca-C'd+7,575CaCd3—Са—Zn+8,750CaZn——Со—Sn+3,550CoSn<0,550Си—Sb+(2-3)50Cu2Sb-^;+0,840Fe-Sb+ 1,250FeSb——Na-Pb+5,850NaPb——•Sb-Zn+260Sb2Zn3-0,7560
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ231разования обладают стойкие химические
соединения, меньшей—промежуточные фа¬
зы и еще меньшей — твердые растворы и
чистые металлы, что иллюстрируется дан¬
ными ’табл. 5, 6 и 7.Таблица 6Теплота образования промежуточных
фаз [1]СистемаТ вепдый
сплавн о ^О со К-4'
Ч <Я К 'Ч
сада
а> \о я «
н о вФазовоесостояниеЖидкийсплавно?О « Rvч Я ts 'Ч
сака
а»ю я *
н о и *Ag-Al+1 * 130Ag-Cd+ 1,4560—+0,3850Ag-Sb+1,860a-Sb + e'+1 > 135Ag—Sn——+ 1,235Ag—Zn———+2,350Al—Cu+5,267i+4,565Au—Cd+3,9508+ 150Cd—Hg+1,15503+0,550Cd—Sb+ 1,850T+0,6550Cu—Sn+1,825Y (Cu3Sn)+ 133Cu—Zn+3,0607+ 250K-Na—0..0550При наличии явного максимума
на диаграмме фазового равновесияAl—Co+ 13,550p (CoAl)——Al—Mg+757T (NiAl)+ (1-502)Al—Ni+ 1750Э—Au—Zn• +5,550? (AuZn)+4,150Ca-Pb+15337 (Ca2Pb)—Ca—T1+ 17507 (CaTl)——Cd—Mg+4,650a (CdMg)——Ni—Sb+8,050у (NiSb)Примечание. Некоторые фазы яв¬
ляются электронными (например, |3)* а дру¬
гие обозначены в соответствии с диаграм¬
мами состояния.Таблица 7Теплоты образования сплавов
при непрерывной растворимости
в твердом состоянии [1]СистемаТвердый сплавЖидкий сплавсостав
% (ат.)теплотаобразова¬нияккал/мольсостав
% (ат.)теплотаобразова¬нияккал/мольAg--Au50+ 0,9550+0,43Au--Cu50+ 1,25——Bi--Sb——50—0,3Pb--T180+0,6560+0,35Теплоемкость измеряется калориметриче¬
ским методом. Он основан на подсчете ко¬
личества теплоты AQ, сообщенной телу, и
определении теплоемкости по соотношению(19). Основной трудностью метода являет¬
ся учет потерь тепла в окружающую сре¬
ду. В методе Сайкса (рис. 35) теп-Рис. 35. Схема установки
для определения теплоем¬
кости по методу Сайксаловой поток от образца 1 (.нагреваемого
электрической спиралью 2, помещенной
внутри него) компенсируется тепловым по¬
током от металлического блока 3, окружаю¬
щего образец и нагреваемого специальной
печью 4. -Если режим нагрева спиралью
подобрать таким,, чтобы температура об¬
разца Тs всегда равнялась температуре
блока Ть, то тепловые потери образца*
можно не учитывать. Теплоемкость тогда
определится соотношением (18), которое
для данного случая имеет вид:	1_ 0,24 W	1 Q.24U7“ m ’ {dTs/dt) ~~ m ‘ (dTb/dt) ’где W — электрическая мощность,, подво¬
димая к спирали. Практически разность
Ts-Tb отлична от нуля и исправленное
соотношение имеет вид:m dTb0,24 IFdtdt(Ts - Tb)Таким образом, теплоемкость определится
по скорости нагрева блока dT ь/dt (термо¬
пара 5) и по скорости изменения разностиdтемператур образца и блока—— (Ts— Ть) ,dtкоторая фиксируется дифференциальной
термопарой 6 (см. ниже).В методе Смита создаются усло¬
вия,, чтобы тепловой поток Я, подводимый
к образцу, был постоянным во время экс¬
перимента. Для этого образец 1 (рис. 36)
нагревается от печи через керамический
блок 2, на стенках которого поддерживает¬
ся постоянный перепад температур Ы
(контролируемый дифференциальной тер¬
мопарой 3). При нагреве блока без образца
232МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИколичество тепла Hdxb, подводимое за вре¬
мя dxb, идет на нагреван-ие самого блока:HdTb = mbCbdTb.	(21)При нагревании блока с образцом имеем:Hdzо — {ть Сb mQCQ) dTq , (22)m0f mb — массы;Со» cb— удельные теп¬лоемкости образца и блока соответственно.Рис. 36. Схема
установки для
определения теп¬
лоемкости по ме¬
тоду СмитаТак как теплоемкость блока неизвестна,
то дополнительно производим нагрев с
эталоном, теплоемкость которого известна:Hd"vэ = (tnb Сь -(- /71э Сэ) dTз. (23)Из трех уравнений (21), (22) и (23), исклю¬
чив две неизвестные величины Н и ть Сь,
находим интересующую нас третью:
dTо dTb!С о — С3Кривые нагреваd т0drbгп0dT эdT bdrBd'ZbdTbd zbdT о
d tndT9dxsзаписы¬ваются термопарой 4.В работе [26] описан автоматический ка¬
лориметр для повышенных температур
(600—1600°), применимый для твердых и
жидких образцов.Таблица 8Характеристическая температура
ряда глементов, СК [1]Элем нтВычисление
по теплоем¬
костиВычисление
по формуле
ЛиндеманаЭл ментВычисление
по теплоем¬
костиВычисление
no формуле
Линдемана	 	Li'474Мо380|' 357Be10001060Ru352Na—192Rh—315Mg305350Pd	270A1398374Ag2151 210К94ИЗCd134172Ca230244In_106Ti—396Sn	111V—413Sb—142Cr485459Те	120 1Mn—368Cs—50Fe420407Ba—116Co385397La_152Ni370425Hf	213Cu315329Та245263Zn—213W3C6315Ga—125Re—283Ce—236Os—256As—224Ir295247 1Se—135Pt225212 |Rb—69Au170 i1 164 |Sr—148Hg9684Zr—275TI10088Nb—301Pb8889Bi—8nДебаевская характеристическая темпера¬
тура 0 определяется из температурной за¬
висимости теплоемкости. Для приближен-Тепловые характеристики чистого железа [1]Таблица 9Температура
/. °CИстинная теплоемкость
кал/еерадТеплотапревращениякал/гИзменение теплосодержания
при изменении температуры
от 0 до t, кал!г0—721721—780
768
780—911
910
906—1401
1401
1401—1539
1539
Выше 15390,108+0,005 (0,01 t) +
+ 0,00125 (0,01 0*
0,45 (0,01 t) — 3,050,1850,1520,1790,19425,825,3551,7650,108 / + 0,25 (0,01 /)!4-
+ 0,0417 (0,01 /)* '
1135,9—3,05 ^ +22,5 (0,01 /)218,605 + 0,185 t16,648 + 0,152 t—19,648 +0,179 t22,256 + 0,1942 t
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИИ233ной оценки 0 пригодна простая формула
Линдемана:		0	= IZ7 VTs/AV'J*,	(24)где Ts — температура плавления, °К; А—
атомный вес; V А — атОхМный объем.На стр. 422 приведены температуры плав¬
ления и испарения, теплоемкость и теплоты
кипения и испарения чистых элементов,
на рис. 8 (стр.418) показано периодическое
изменение температуры плавления с ростом
атомного номера. Такого же рода зави¬
симость имеет место для сил междуатом-
ной связи, которые максимальны для пе-
р еходн ых м е т ал о а.В табл. 8 даны характеристические тем¬
пературы элементов, а в табл. 9 — тепло¬
вые характеристики чистого железа.Применение методов
термического анализа
к исследованию металлов.Линии ликвидус — солидусПлавление и затвердевание являются
фазовыми превращениями 1-го рода и со¬
провождаются резким изменением теплосо¬
держания от температуры. Так как коли¬
чество сообщенной телу теплоты опреде¬
ляется временем нагревания (при неиз¬
менных условиях нагревания), то вместо
кривых температура — теплосодержание
можно строить кривые температура — вре¬
мя (кр,ивые нагрева или охлаждения). Сня¬
тие таких кривых — это простейшая форма
термического анализа. Термический
м е т о д является старейшим и наиболее
простым методом определения критически*
точек, в частности точек плавления и за¬
твердевания. Подавляющее* большинство
диаграмм построено этим методом. После
усовершенствований он и до настоящего
времени является основным методом.Широко применяется автоматическая за¬
пись кривых нагрева и охлаждения с по¬
мощью автоматических регистрирующих
пирометров, из которых наибольшее распро¬
странение получил прибор Н,. С. Курнако-
ва, описанный, например, в работе [27].
Примеры кривых приводятся на рис. 37.
Кривые типа а соответствуют нонвариант-
ному превращению (кристаллизация чисто¬
го металла, химического соединения; эвтек¬
тическая или перитектическая кристалли¬
зация без избытка компонентов). По поло¬
жению ступеньки определяется темпера¬
тура кристаллизации Ts Если затвердева¬
ние идет в интервале температур (напри¬
мер, у твердых растворов или доэвтектиче-
ских и заэвтектических сплавов), то полу¬
чаются кривые б или в соответственно. На
кривых в отчетливо виден перелом, соот¬
ветствующий началу кристаллизации,
ступенька, соответствующая концу кристал¬
лизации. В случае твердых растворов легко
определяется только температура началакристаллизации (точка излома). Температу¬
ру конца кристаллизации, определяемую
точкой перегиба, можно определить лишь
приблизительно. Если жидкий металл допу¬
скает большое переохлаждение, то в на¬
чальной стадии кристаллизации скрытая
теплота выделяется очень бурно; металл
быстро нагревается приблизительно до рав¬
новесной температуры затвердевания, при
которой происходит дальнейший процессРис. 37. Примеры кривых охлажде::;кристаллизации. Так, протекает кристалли¬
зация, например, у сурьмы (рис. 37, г).При снятии кривых нагрева и охлажде¬
ния нужно следить за постоянством скоро¬
сти изменения температуры, так как коле¬
бания скорости могут привести к ложным
перегибам или, наоборот,, замаскировать
превращение. Сильное влияние колебаний
скорости изменения температуры является
существенным недостатком термического
метода.Линии ликвидус и солидус можно также
определять по температурным кривым
электросопротивления, магнитной воспри¬
имчивости и других свойств. Эти методы не
получили широкого распространения на
практике из-за экспериментальных трудно¬
стей.Линии превращений в твердом состояншКривые температура — время обычно
снимаются по всему интервалу температур.
Однако для превращений в твердом со¬
стоянии этот метод обладает гораздо мень¬
шей чувствительностью и точностью. При¬
чиной является малый тепловой эффект
превращений в твердом состоянии (табл.
10) по сравнению с тепловым эффектом
при плавлении и затвердевании (табл. 11)
[27].Таблица 10Теплота превращения в твердом состоянии
некоторых металлов, кал/гFe7 а3,25Niр ->■ а2,01Сое -> я 460°1,05Со(магн.) 1150°2,001Более высокую чувствительность опреде¬
ления критических точек в твердом состоя-
234МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИнии обеспечивает дифференциаль¬
ный термический метод [1, 27, 28].
Для испытаний берут образец и эталон в
форме полуцилиндров и 'разделяют слоем
асбеста или слюды. Эталон не должен испы¬
тывать превращений в исследуемом .интер¬
вале температур.Таблица 11Теплота кристаллизации металлов,кал/гА1NiMgСоFeСиSbMn94.073.072.0
58,2
*49,443.038.0
36,7PdLiСгNaZnPtAgAu36,332.832.0
31,729.927.226.016.3КSnCdBiТеT1PbHg15.7
12,6513.7
12,67,47,26,452,84Один спай дифференциальной термопары
приводят в контакт с образцом, второй —
с эталоном (рис. 38, /). Так как э. д. с. спа¬
ев направлены навстречу друг другу,, тер¬
мопара реагирует лишь на разность темпе-Рис. 38. Схе¬
ма подводки
термопар к
образцу и
эталону при
дифференци¬
альном тер¬
мическом
анализеМногие превращения в твердом состоянии
(например, аллотропические) склонны к пе¬
реохлаждению. Поэтому нужно заботиться
о достижении равновесия.ратур спаев, т. е. на разность температур
образца и эталона. В интервалах превра¬
щений температура образца отличается от
температуры эталона вследствие выделения
или поглощения в образце скрытой тепло¬
ты. Поэтому кривая разности температур
имеет пики в точках превращений. Чтобы
знать, при какой температуре имеют ме¬
сто пики, к образцу подводят еще и про¬
стую термопару II. На рис. 39 приведен
пример экспериментально полученных кри¬
вых для эвтектоидной стали. На кривой
нагрева в точке Ас\ имеется остановка
вследствие поглощения скрытой теплоты.
При этом эталон имеет более высокую тем¬
пературу. На кривой разности температур
эталона и образца имеем пик вверх (аЪс).
При охлаждении в точке Аг\ имеем обрат¬
ную картину. Небольшое различие темпера¬
тур эталона и образца вне критических ин¬
тервалов объясняется неравномерностью
прогрева.Рис. 39. Кривая нагрева и охлаждения
(1) и дифференциальная кривая (2) для
эвтектоидной сталиОтметим, что дифференциальный терми¬
ческий метод используется также для оп¬
ределения линий солидус и ликвидус.Диаграмма свойство — состав 1При исследовании диаграмм состояния,
помимо кривых физическое свойство —
температура (в частности кривых нагрева
и охлаждения) важные сведения дают кри¬
вые зависимости физических свойств пт
состава сплавов при постоянной темпе¬
ратуре. Эти кривые называются диаграмма¬
ми свойство — состав. Изучение диаграмм
состояния по диаграммам свойство — состав
составляет основную сущность метода фи¬
зико-химического ;анализа, раз)работанно-
го Н. С. Ку'рнаковым и его школой [29, 30]Значение диаграмм свойство — состав
заключается, во-первых, в том,, что они от¬
ражают характер химического взаимодей¬
ствия.. Н. С. Курнаков и его ученики уста¬
новили ряд важных закономерностей отно¬
сительно зависимости физических свойств
от состава, называемых ныне законами
Курнакова. Эти законы заключаются в сле¬
дующем:1.	Если компоненты образуют непрерыв¬
ный ряд твердых (растворов, то диаграм¬
ма физическое свойство — состав является
плавной кривой линией, соединяющей зна¬
чения свойств для чистых компонентов. В-
частности,, электросопротивление твердых
растворов представится кривой с максиму¬
мом, а его температурный коэффициент —
кривой с минимумом (рис. 40, а),2.	В случае полной взаимной нераство¬
римости .компонентов для структурно не¬
чувствительных свойств выполняется пра-1 Материал, приводимый в настоящем разделе,
относится ко всем физическим свойствам.
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ235вило аддитивности (или смешения): физи¬
ческое свойство для смеси складывается из
свойств чистых компонентов пропорцио¬
нально их концентрациям. Например,, удель¬
ный объем смеси^ = РЛ + P2V2,(25)где р 1 и рй= 1 — р\ — весовые доли ком¬
понентов; V\ и v2— их -удельные объемы.свойств для фаз (или компонентов), со¬
ставляющих гетерогенный сплав, отличают¬
ся менее чем в два раза.Для расчета электропроводности у (.и
других структурно чувствительных свойств)
нужно знать,, помимо концентраций, харак¬
тер взаимного распределения фаз. Рас¬
сматривались [31]: а) смеси матричного
типа; здесь в оплошной фазе (матрице)
распределены взаимно не соприкасающиеся
приблизительно равноосные зерна второй
фазы (рис. 41, а). Электропроводность у
матричной смеси можно рассчитать по фор¬
муле7 = 7i Н*2Рис. 40. Связь диаграмм свойство — состав
с диаграммами состояния:
а — непрерывный ряд твердых растворов; о—
случай ограниченной растворимости; в — на¬
личие устойчивого химического соединенияГрафически зависимость v(p{) предста¬
вится прямой линией. Ори этом для обрат¬
ного свойства — плотности 8= —имеем:vР$ 1 + Pl^2Зависимость 6(pi) является гиперболой.
Если пользоваться объемными долями Х\ и
х2=1 —х\, то для плотности справедливо
правило аддитивности, а для удельного
объем.а — правило гиперболы.Для намагниченности (и восприимчиво¬
сти) диа- и парамагнетиков и 'намагничен¬
ности насыщения ферромагне¬
тиков имеем соответственно в
объемных и весовых процентах:*i , 7iз Ti— 72где Yi и у2 — электропроводность матрицы
и второй фазы; Х\ и х2 — их концентрации;б)	смеси статистического типа: приблизи¬
тельно равноосные зерна обеих фаз стати¬
стически и равноправно размещены в кри¬
сталле (рис. 31, б). Для этого случая:17—4 f(3*i — 1) 7i + (3*? — 0 7г1 +'V^7i72 + [(3*1 — 1) 7i + (3*2 — 0 72]2в)	смеси пластинчатого типа (например,,
пластинчатый перлит). В этом случае:7 = *i 7i + *2 72»
если пластинки параллельны току («фиб¬
ровая» структура);P=*l Pl+*2P2,если пластинки перпендикулярны току
(слоистая структура).Рис. 41. Смеси матричного (а) и статистического (б)
типаВо втором случае по прави¬
лу аддитивности складываю г-
:я намагниченности на грамм.В обоих случаях I (х 1) и
I (pi)—прямая линия. Прямолинейная зави¬
симость имеет место для модуля упругости
и теплоемкости (в последнем случае пра¬
вило аддитивности выражает закон Коп-
па — Неймана).3-аконы Курна.кова справедливы для из¬
менения (в функции состава) структурно
нечувствительных свойств. Для структурно
чувствительных свойств эти законы при¬
близительно верны, если числовые значенияНаибольшие отступления от аддитивно¬
сти найдены у эвтектических и эвтектоидных
сплавов, что объясняется высокой степенью
дисперсности их структуры. На рис. 42 при¬
водятся изотермы сопротивления р для
системы Pb — Sb [61. Эвтектический оплав
обнаруживается (относительный максимум
р) даже после длительного отжига.Если имеет место частичная раствори¬
мость, случаи (1) и (2) комбинируются: в
236МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИЙобласти твердого раствора свойство изме¬
няется по кривой линии, в гетерогенной
области — по прямой (рис. 40, б). В этом
случае при пользовании правилом адди¬
тивности под V\ и У2 [удельный объем илиРис. 42. Изотермы
электросопротивле¬
ния РЬ — Sb:1 — до отжига; 2 —после двухнедельного
отжига: 3 — после
шестинедельного
отжигадругое свойство в формуле (25)] нужно по¬
нимать значения для фаз предельного со¬
става.3.	Химическое соединение может рассмат¬
риваться как самостоятельный компонент
диаграммы и вместо диаграммы А — В
можно анализировать раздельно диаграм¬
мы А — А т Вп и Ат Вц — В, где А т Вп —
химическое соединение. Это же справед¬
ливо для кривых физических свойств; диа¬
грамму свойство — состав также можно
разбить на две независимые диаграммы,Эти правила широко используются в
практике металловедения. Уже по виду
кривой свойство — состав они позволяют
делать выводы о характере диаграммы
равновесия. Впрочем, не всегда такое со¬
ответствие является однозначным. Диа¬
граммы эвтектического и перитектического
шпа могут дать изотермы одинакового ви¬
да, поэтому однозначного заключения нель¬
зя сделать без дополнительного анализа.Особенно важные сведения можно полу¬
чить при анализе изотерм электросопротив¬
ления [6]. Если компоненты образуют ус¬
тойчивое химическое соединение, то ему
соответствует острый минимум1 сопротиз-
ления (сингулярная точка), отвечающий
рациональному соотношению компонентов,
причем положение минимума на оси со¬
ставов остается постоянным для всех изо¬
терм. Наличие оингулярной точки на изо¬
термах физических свойств и постоянство
ее положения является характернейшим
признаком устойчивого химического сое¬
динения. Н. С. Курнаков называл сингу¬
лярные точки дальтоновскими, а соответ¬
ствующие химические соединения — даль-
тонидами (соединениями постоянного со¬
става). Термическим же методом вопросо	наличии соединения не решается так
уверенно, так как сингулярный максимум1 Может быть и максимум, если в соединении
металлическая связь уступает место ковалентной,
особенно если соединение является полупровод¬
ником.Содержание Sb. ZfSec)на линиях ликвидус солидус не всегда
резко выражен.Упорядочивающийся сплав также приво¬
дит к наличию сингулярной точки на изо¬
термах электропроводности. Н, С. Курнаков,
С. Ф. Жемчужный и М. Заседателев [32] в
системе Си — Аи обнаружили сингуляр¬
ные точки физических свойств сплавов в
твердом состоянии при составах Cu3Au и
CuAu; эти данные свидетельствуют о нали¬
чии превращений в твердом состоянии
(впоследствии рентгеновскими и физичес¬
кими исследованиями было доказано на¬
личие превращений порядок — беспорядок).Для получения изотерм, соответствующих
высоким* температурам, применяют метод
закалки. Образец нагревают до требуемой
температуры, достаточно долго выдержи¬
вают, чтобы достичь равновесного состоя¬
ния, и охлаждают с большой скоростью до
комнатной температуры. Физическое свой¬
ство, измеренное пр:и комнатной темпера¬
туре, относят к высокой температуре, с ко¬
торой производилась закалка, считая, что
закалка фиксирует неизменным высоко¬
температурное состояние. Практически за¬
каленное состояние никогда не тождествен¬
но высокотемпературному, так как даже
при очень больших скоростях охлаждения
частично происходят превращения.Второе важное значение изотерм свойств
заключается в том,, что они дают возмож¬
ность определять положение линий диа¬
граммы состояния, характеризующих огра¬
ниченную растворимость и пределы гомо¬
генности в твердом состоянии. Границу го¬
могенной области для неферромагнитных
сплавов можно определить по изотермам
магнитной восприимчивости. Из рис. 43ОРис. 43. Зависимость восприимчивости
сплавов Al-Cu в зависимости от содер¬
жания меди и температуры закалкивидно, что добавки диамагнитной меди сни¬
жают парамагнитную восприимчивость алю¬
миния. Верхняя прямая линия соответству¬
ет отожженным образцам, остальные — за¬
каленным в воде с различных температур.
Прямая cf отвечает твердым растворам.
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЙ237При распаде выделяется соединение C11AI2,
раствор обедняется медью и падение вос¬
приимчивости идет медленнее. Следова¬
тельно, переломные точки указывают пре¬
дельную концентрацию меди при темпера¬
туре закалки.Линия ограниченной растворимости сое¬
динения Mg2Sn в меди была определена
электрическим методом. При пересечении
линии растворимости (рис. 44) криволиней-Содержание My Sn- 6 меди, %Рис. 44. Электропроводность сплавов
Cu-MgoSn после закалок с различных
температурная зависимость электропроводности от
содержания Mg2Sn сменяется прямолиней¬
ной. По точкам излома находим предельную
растворимость при данной температуре.
Этим методом исследовалась также раст¬
воримость углерода в феррите и аусте-
ните.В ферромагнитных сплавах можно при¬
влекать такие характеристики, как коэрци¬
тивная сила Нс, намагниченность насыще¬
ния 5 и точка Кюри 0. При появлении
второй фазы возникают напряжения,, что
зызывает резкое увеличение коэрцитивной
силы (рис. 45). В сплавах на основе фер¬
ромагнитного металла границу гомогенной
области можно определить по переломам
на изотермах / , если выделение второй
фазы понижает степень, магнитности твер¬
дого раствора.Если в область ферромагнитных твердых
растворов вклинивается фаза с другими
магнитными свойствами, то ряд заключе¬
ний можно получить, определяя зависи¬
мость точек Кюри от состава. Хорошим при¬
мерам является система Fe — Сг. Линия
точек Кюри непрерывно падает при содер¬
жании хрома меньше 38% Сг :и больше
58% Сг, что является характерным призна¬
кам твердого раствора. На участке 43—
53% Сг линия точек Кюри не обнаружи¬
вается. Это соответствует наличию пара¬магнитной фазы (здесь сг-фазы) *. На уча¬
стках 38—43% Сг и 53—58% Сг линия то¬
чек Кюри параллельна оси концентраций,
что характерно для гетерогенной области,
когда только одна из фаз ферромагнитна.
Таким образом, здесь линия точек Кюри
позволяет наметить границы однофазных и
двухфазных областей на диаграмме состоя¬
ния. Если вторая фаза тоже ферромагнит¬
на, то в гетерогенной области будут две
линии точек Кюри, параллельные оси кон-Рис. 45. Коэрцитивная сила	Fe-Moцентраций, — каждая фаза дает свою ли¬
нию.Для определения линий диаграмм равно¬
весия и характера превращений на них в
отдельных случаях применяются методы
теплоемкости [33], внутреннего трения (см.
стр. 245), термоэлектрический [34] и др. На¬
пример, методом изотерм эффекта Холла
установлено [35] наличие соединений TiNb2,
Ti2Nb, Ti5Nb в системе Ti—Nb.Как и при исследовании равновесных
диаграмм состояния,, важнейшим методом
определения критических точек в сплавах
остается термический метод. Однако для
исследования превращений в сталях при
больших скоростях (например, при закал¬
ке) потребовались значительные усовершен¬
ствования этого метода с целью устране¬
ния инерции термопары и гальванометра.
Для устранения инерции термопары прово¬
лочки приваривались непосредственно к об¬
разцу, который играл роль горячего спая
термопары. Индикатором т. э. д. с. служит
безынерционный прибор (струнный галь¬
ванометр,, шлейфовый или электронный ос¬
циллограф). Это дает возможность сни¬
мать кривые температура — время в усло¬
виях больших скоростей нагрева и охлаж¬
дения. Более точно критические точки опре¬
деляются по кривой скорость процесса
dt	— время. Эта кривая снимается с по-d zмощью термопары, подключенной к ин¬
дикатору через индукционный гальвано¬
метр (при малых скоростях) или через
трансформатор (при больших скоростях).Э.	д. с. во второй обмотке трансформатора*	о-фаза ферромагнитна при очень и
пературах.
238МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИили индукционного гальванометра пропор¬
циональна скорости изменения э. д. с. в пер¬
вичной обмотке, т. е. пропорциональна ско¬
рости изменения температуры образца. Для
примера на рис. 46 приведены [1] кривая ох-Рис. 46. Кривая охлаж¬
дения (t) и кривая ско-
/—рости охлаждения ^ _при закалке стали с0,4fl/o С (средняя ско¬
рость охлаждения
600°/сек)лаждения и кривая скорости охлаждения
для стали с 0„4% С (средняя скорость ох¬
лаждения равнялась 600°/час). На кривойdtt имеется остановка, на кривой ——— про-а твал при 330° (мартенситная точка).4.	ОБЪЕМНЫЕ СВОЙСТВАОбъемные свойства металлов
и методы их измеренияЭти свойства обычно характеризуются
плотностью 6 = m/V и коэффициентом ли¬
нейного расширения*-т-£-где т — масса; V —объем; I — длина
стержня.Плотность можно выразить через массу
грамм-атома А (атомный вес) и его объемV	д (атомный объем):1 = A/Vaили через массу пМ и объем V0 элементар¬
ной ячейки:b = nM/V0	(27)(М = А • 1,6599 • 10"24 г —масса атома; п —
число атомов в элементарной ячейке).
Вместо плотности можно рассматривать
удельный объем_ J	Va_	И° 5 А пМ
Если атомный объем Vд разделить на чис¬
ло Авогадро,, получим объем на один атом
Рентгеновским методом можно опре¬делить объем ионного остова ^/. Разность
Q А— Qj равна объему коллективизирован¬
ных электронов на один атом. Вместо
и Qj , рассматривают также атомные и ион¬
ные диаметры. Нужно помнить, что атомные
и ионные объемы и диаметры являются
константами только для свободных атомов
и ионов, а в кристалле они зависят от
природы химической связи.Часто определяют не истинный коэффи¬
циент линейного расширения (26),, а сред*
ний:а=— h~kh Т2-Тгсоответствующие тем-где 1\ и /2 — длины,
пер ату рам Т\ и Т2.Объемный коэффициент расширения при¬
близительно равен утроенному линейному:Р а За.Для чистых элементов плотность и
атомный объем при 20°, а также постоян¬
ные решетки, кратчайшие межатомные рас¬
стояния, атомные и ионные диаметры, ко¬
эффициенты линейного расширения приве¬
дены в гл. 25. Там же, на рис. 4, 5, 10
показано периодическое изменение этих
величин с атомным номером. Наименьшим
атомным объемом обладают переходные
металлы.При плавлении и аллотропических пре¬
вращениях удельный объем изменяется
скачком, т. е. имеет место разрыв коэффи¬
циента расширения. В табл. 6 гл. 25 при¬
водятся значения объемного сжатия эле¬
ментов при кристаллизации.Точное определение плотности произво¬
дится методом гидростатическо¬
го взвешивания. Сначала опреде¬
ляют вес Р образца в воздухе, а затем,
подвесив к чашке весов на тонкой нити
диаметром 10—20 мк — вес его Q в хоро¬
шо смачивающей жидкости (спирт, бен¬
зин и т. п.). Плотность образца подсчиты¬
вают по формуле' (^ж ^в) “Ь SeP-Q—	плотность жидкости и воз-где ож и
духа.При очень точных измерениях нужно
учитывать вес волоска.Быстро, но менее точно плотность оп¬
ределяют пикн о метрическим ме¬
тодом. Образец, предварительно взве¬
шенный, помещают в сосуд с притертой
пробкой, заполненный дистиллированной
водой; по высоте поднятия воды в канале
пробки определяют объем образца и рас¬
считывают плотность. Точность, метода
(~ 1 %) недостаточна для научных, но
удовлетворительна для технических целей.
Точность повышается, если, помимо веса
образца Р в воздухе, определять вес Q
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ239пикнометра с водой и вес р пикнометра
с водой и погруженным в него образцом.
ТогдаР(ож — гв) -г вв.Q — р +РОба метода дают большие погрешности,
когда образец содержит поры, пустоты
включения.Плотность можно рассчитать по соотно¬
шению (27), если рентгеновским методом
найти объем У0 элементарной ячейки и
число атомов в ней.Коэффициент линейного расширения как
функцию температуры можно определить
путем численного дифференцирования кри¬
вой удлинения 1(Т). Кривые удлиненияРис. 47. Дифференциальный оптический
дилатометр:
а — схема головки дилатометра; б — схе¬
ма записиугольник с вершиной прямого угла в точ¬
ке 9. Перемещения пластинки обнаружи¬
ваются по перемещению на фотопластин¬
ке светового зайчика, отраженного от зер¬
кальца 13. Расширение только образца вы¬
зовет смещение зайчика по ОВ (рис. 47,6),
расширение только эталона — смещение по
ОА. Одновременное их расширение пред¬
ставится результирующей ОС. Ось Ох со¬
ответствует одинаковому расширению эта¬
лона и образца. Эталоном служит обычно
сплав пирос, тепловое расширение кото¬
рого известно (состав и свойства его см.
в [36]). Поэтому по кривой расширения пи-
роса ось Ох можно проградуировать на
температуру. Если при какой-либо темпе¬
ратуре, соответствующей, например, точ¬
ке D, произойдет превращение, сопровож¬
дающееся сжатием образца, то это пред¬
ставляется отрезком DF. Расширение выз¬
вало бы смещение от точки D вверх.В дилатометре конструкции А. В. Пано¬
ва (рис. 48) на свободный конец образ-Рис. 48. Схема дилатометра
А. В. Пановаснимают на дилатометре. Большинство ди¬
латометров работает на принципе механи¬
ческого или механо-оптического усиления.
Перемещение свободного конца стержня из
исследуемого материала механически уве¬
личивается системой рычагов. Последний
рычаг заканчивается пером', которое, запи¬
сывает перемещение на барабане, равно¬
мерно вращающемся от часового механиз¬
ма (технический дилатометр Шевенара).
Более совершенным является оптический
дилатометр Шевенара. Точность измерения
повышается применением дифференциаль¬
ного метода. На рис. 47,а схематически
представлено устройство дифференциально¬
го оптического дилатометра. Образец 1 и
эталон 2 помещают в кварцевые трубки 3 и4.	Их удлинения через посредство кварце¬
вых (5, 6) и стальных (7, 8) стержней пе¬
редается в точках 9 я 10 пластинке 11.
Точки опоры 9, 10 и 12 (последняя непод¬
вижна) образуют прямоугольной тре¬ца 1 ставится кварцевая трубка 2, несу¬
щая одну из пластин воспринимающего
конденсатора СВоспр- Вторая пластина кон¬
денсатора неподвижна (скреплена с внеш¬
ней трубкой 3). Удлинение образца изме¬
няет зазор между пластинами и измене-
чие емкости обнаруживается мостом пе¬
ременного тока, питаемого генератором с
частотой f~ 1000 гц. Сизм—эталонный
конденсатор, зазор которого регулируется
и измеряется с помощью оптиметра. Комп¬
лексные нагрузки в плечах AD и DC, со¬
стоящие из подстроечных сопротивлений R
и конденсаторов Сп, регулируют так, что¬
бы при Сво.пр = Сизммост был сбаланси¬
рован по амплитуде и по фазе. В процес¬
се измерений изменение СЕ0спр компенси¬
руется и измеряется по изменениям СИзм-
Баланс моста обнаруживается по отсут¬
ствию звука в телефоне Т Головка дила¬
тометра, состоящая из образца и воспри¬
нимающего конденсатора, помещается в вл
240МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЯ И ИССЛЕДОВАНИИкуумную камеру. В работе [37] описана
более сложная конструкция емкостного ди¬
латометра.Дилатометры с кварцевыми трубками не¬
пригодны для температур выше 1150°, ког¬
да начинает сказываться размягчение квар¬
ца. Замена кварцевой трубки трубкой из
силлиманита (АЬБЮз) повышает рабочий
интервал температур до 1500° (градуи¬
ровка трубки на тепловое расширение про¬
изводится по платине). Бесконтактные ди¬
латометры, в которых перемещение конца
образца отмечается оптическими методами
[38], применимы до 2400°В работах [1] и [36] описаны другие ти¬
пы дилатометров. Предложен [39] дилато¬
метр, приспособленный для измерений при
низких температурах.Применение метода измерения
объемных свойств к исследованию
металловсплавов Ni3Fe -f Мо. Упорядочивающийся
сплав Ni3Fe обнаруживает сжатие. В спла¬
ве Ni3Fe + 5% Мо образуется К-состояние,
ведущее к расширению. Промежуточный
сплав с 1% Мо не обнаруживает объем-гемпература °С200 4 ОС 200 400	200 400I	ДРис. 50. Дилатометрические кривые пер¬
маллоя Ni3Fe, легированного молибденом:
I — Ni3Fe; II — Ni3Fe + 1% Мо; III -
Ni3Fe + 5% МоБольшинство превращений в
твердом состоянии сопровождает¬
ся объемным эффектом и поэтому доступ¬
но исследованию дилатометрическим мето¬
дом.На рис. 49 приводятся дилатометрические
кривые железа, из которых видно, что пе-Рис. 49. Дилатометрические
железакривыеных изменений. Эти данные согласуются с
данными, полученными электрическим ме¬
тодом.Определение критических то¬
чек дилатометрическим методом основа¬
но на значительных объемных эффектах
превращений в стали.Различные структурные составляющие
стали располагаются по возрастанию удель¬
ного объема в следующем порядке: аусте-
нит, троостит, сорбит, перлит, м'артенситВОч*% *реход а-^у сопровождается сжатием, об¬
ратный переход — расширением. Тепловой
эффект этих превращений сравнительно
мал, и термический метод определения кри¬
тических точек уступает здесь по точности
дилатометрическому. Последний метод об¬
ладает одним важным преимуществом пе¬
ред термическим: его показания в меньшей
мере зависят от скорости нагрева или
охлаждения.Применения дилатометрического метода
к исследованию превращений в жидком
состоянии связаны со значительными труд¬
ностями.Объемным эффектом сопровождаются-
также атомные ггерераспределе-
н и я. Поэтому явления старения и ряс-
па да пересыщенных твердых растворов мож-
ной изучать дилатометрически. На рис. 50
приводятся дилатометрические кривые20!j1jL'j6|1 0,2 ОН 0.8 0,8 i.O 1,2
Содержание углерода, %Рис. 51. Изменение удельного
объема закаленной стали в ре¬
зультате отпуска при 300° в те¬
чение 40 час.Табл. 12 и рис. 51 дают представление об
объемных эффектах при закалке и отпуске
углеродистой стали в зависимости от со¬
держания углерода.Дилатометрический метод имеет ряд
преимуществ при исследовании кинети¬
ки процессов. В отличие от терми¬
ческого метода чувствительность его при
скоростях, приближающихся к критической,
возрастает (так как мартенсит обладает
наибольшим удельным объемом).
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ241Инерция дилатометра не возрастает с
ростом скорости охлаждения, так как объ¬
емный эффект непрерывно следует за про¬
цессом превращения. Вместе с тем метод
имеет ряд серьезных недостатков. Отрица¬
тельное влияние оказывает инерционность
передающей системы. Образцы имеют обыч¬
но довольное большое сечение и не дают
возможности проводить охлаждение с
большой скоростью. Дилатометры с ма¬
лым сечением образцов (проволочные ди¬
латометры) не получили распространения
из-за неточности показаний и специфично¬
сти образцов. Поэтому дилатометрический
метод исследования процессов при боль¬
ших скоростях используется значительно
реже термического. Что касается других
физических методов, то они используются
для этой цели очень редко.Таблица 12АвторУвеличение
объема
при закалке
с 800°, %С. %Мп, %М. Г. Окнов0,580,900,460,700,39.0,750,830,280,99Маурер0 ,830,110,431,200,200,60Рис. 52 [36] иллюстрирует применение ди¬
латометрического метода для анализа изо¬
термического превращения аустенита при
300° в стали ЗОХГС (0,32% С; 1,012 Мп;
1,08% Сг; 1,3% Si). Первый (крутой) уча¬
сток соответствует охлаждению образца
до температуры ванны; участок ab — инку-МНачало охлаждения
на Воздухес L5.	УПРУГИЕ И РЕЛАКСАЦИОННЫЕ
СВОЙСТВАУпругие и релаксационные свойства
и методы их измерения [1, 40, 41]По закону Гука упругая деформация г
пропорциональна напряжению «:
а = М е,где константа М -называется модулем
упругости. Обратная величина а = l/М на¬
зывается коэффициентом упругости. Лю¬
бую деформацию можно рассматривать
как наложение простейших деформаций
двух видов:1)	изменения объема без изменения фор¬
мы (всестороннее сжатие), характеризуе¬
мого коэффициентом сжимаемости:1 dVА ~~ V dp 9где V — объем; р — нормальное давление,2)	изменения формы без изменения объ¬
ема (сдвиг); оно вызывается касательными
составляющими напряжения и характери¬
зуется тангенсом у угла скошения парал¬
лелепипеда. Соответственно различают мо¬
дуль всестороннего сжатия К и модуль
сдвига G.При растяжении или сжатии стержня де¬
формация характеризуется относительным
А Iизменением длины	а равносиле, отнесенной к единице площади тор¬
ца стержня. Соответствующий модуль Е
называется модулем нормальной упруго¬
сти или модулем Юнга. Нужно иметь в
виду, что такая деформация является
сложной, так как элементарные объемы
стержня испытывают изменения и формы
и объема. ВеличинаA D/DJA = 	МПA Dназывается коэффициентом Пуассона ( —Д_/IВремяРис. 52. Дилатометрическая кривая
изотермического превращения аусте¬
нита при 300° С в стали ЗОХГСбационный период; Ь — начало превраще¬
ния; с — его конец. Вблизи мартенситной
точки количественное изучение процесса
превращения затруднено. Здесь одновре¬
менно идут процессы образования мартен¬
сита и феррито-цементитной смеси, даю¬
щие противоположные дилатометрические
эффекты.16	Металловедение (справочник), т. I—	относительное изменение попереч¬
ных и продольных размеров тела).Для характеристики упругих свойств
изотропного тела, например поликристал-
лического нетекстурованного металла, до¬
статочно двух констант. Поэтому четыре
величины К, G, Е, jx связаны двумя со¬
отношениями:G =	-	;		-	2(ц + 1)	3(1-2ц) 'Для монокристаллов число упругих посто¬
янных определяется степенью симметрии
кристалла. Например, для кубических кри¬
сталлов вводят три упругих константы.
В табл. 6 гл. 25 приведены значения х
и Е для чистых элементов, а на рис. 12
той же главы показана периодическая
зависимость их от атомного номера.
242МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИЙЗакон Гука справедлив только при пре¬
дельно малых скоростях деформирования.
В реальных условиях, когда деформация
(любого типа) происходит с конечной ско¬
ростью, наблюдаются так называемые ре¬
лаксационные явления*. Рассмотрим их
кратко, предполагая, что пластические де¬
формации исключены.1.	Релаксация деформации при постоян¬
ном напряжении. Пусть в момент времени
t0 внезапно накладывается напряжение сг0,
которое затем остается постоянным (рис.
53, а). В тот же момент появляется де-—	релакс'ированным. Очевидно, < М
ВеличинаРис. 53. Временное изменение дефор¬
мации (б) при внезапном наложении
или снятии напряжения (а)формация е' (рис. 53, б) — мгновенная,
синхронная или безынерционная часть де¬
формации, — которая затем постепенно
возрастает (релаксирует) до максимальной’
величины г" (прямое упругое последейст¬
вие) ; е — е' называется релаксирующей
(запаздывающей) частью деформации. Ее
максимальное значение равно е" — е'
Аналогично при внезапном снятии напря¬
жения в момент t\ одновременно с ним
исчезнет е', а остальная часть деформа¬
ции постепенно релаксирует до нуля (об¬
ратное упругое последействие). Время т0,
в течение которого релаксирующая частье — 1деформации изменяется на —-— « 63%своего максимального значения, называет¬
ся временем релаксации деформации при
постоянном напряжении (е — основание
натуральных логарифмов).Отношение= Мг(28)называется нерелаксированным модулем
упругости, а'о 	(29)д _ Щ-Мямс(30)называется дефектом модуля.2.	Релаксация напряжения при постоян¬
ной деформации. Чтобы сохранить неиз¬
менной, например, деформацию е', возник¬
шую в первый момент при наложении сг0,
часть напряжения в последующие моменты
необходимо снять, чтобы скомпенсировать
возрастание деформации за счет релакса¬
ции, т. е. напряжение должно редактиро¬
вать от .величины сг0 до некоторой стабиль¬
ной величины. Время релаксации напряже¬
ния при постоянной деформации те связано
с та соотношениемZn МттТермин «неупругие явления» неудачен.MR3.	Внутреннее трение и дисперсия моду¬
ля упругости. Пусть в стержне возбужде¬
ны продольные, крутильные или изгибные
колебания (с очень малой амплитудой, что¬
бы исключить пластические деформации).
Для уменьшения потерь механической
энергии колеблющегося тела подвесы и
опоры образца располагают в узлах коле
баний, иногда образец помещают в вакуум..
Оказывается, что и в этом случае коле¬
бания затухают. Это значит, что механиче¬
ская энергия колеблющегося тела умень¬
шается, переходя в тепловую. Мерой внут¬
реннего трения является отношение энергии
&W, рассеянной за период, к средней энер¬
гии колебаний W за период. В режиме
свободных колебаний экспериментально оп¬
ределяют декремент затухания:п Апи частоту собственных колебаний f (Ло —
амплитуда колебаний в некоторый началь¬
ный момент; А п— амплитуда после п пол¬
ных колебаний). По затуханию определя¬
ют внутреннее трениеД W———=2Х,	(31)Wа по частоте собственных колебаний — мо¬
дуль упругости М. Для всех типов колеба¬
ний (продольные, крутильные, изгибные)М = kf2,где k зависит от размеров стержня, фор¬
мы сечения (круглый или призматический),
способа закрепления (номер гармоники),
материала и других факторов. Для изме¬
рений в относительнык единицах знание
k не требуется.Для металловедческих целей измерение
внутреннего трения в режиме свободных
колебаний ведется чаше всего с помощью
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ243крутильного маятника [42]. Схема его1
приведена на рис. 54. Проволока 1 из ис¬
следуемого материала длиной около 300 мм
и диаметром 0,7—0,8 мм закреплена меж¬
ду неподвижным верхним 2 и свободнымВнутреннее трение часто выражают че¬
рез «угол потерь» ф, равный углу сдвига
фаз между е и сг при циклическом дефор¬
мировании (аналогичный углу диэлектри¬
ческих потерь). Вводят также добротность
Q колебательной системы, связанную с- q*
Да)и — соотношением
ш0Согласно (32), связь этих величин с
внутренним трением определяется форму¬
лойAW -1
	—	=2тг<р = 2тг Q	(33)Установка резонансного типа схемати¬
чески представлена ,на рис. 56. Возбуждаю-Рис. 54. Схема крутильного
маятниканижним 3 стержнями из нихрома, обладаю¬
щего малой теплопроводностью. Попереч¬
ный стержень несет два груза 4 и 5, пе¬
редвижением которых можно в небольших
пределах менять частоту колебаний.При таких размерах образца частота
равна около 1 гц и счет колебаний можно
вести визуально. Чтобы исключить переда¬
чу механической энергии колеблющегося
образца внешней среде, подвеску и обра¬
зец помещают в вакуум. Печь служит для
нагрева образца.В режиме вынужденных колебаний сни¬
мают кривую резонанса в координатах
амплитуда колебаний А образца — часто¬
та вынуждающей силы со. Относительнаяполуширина линии резонанса(-)•\ Щ/OIT-WV 3и-4\ '"'.II-иИ-1 i3т ..Рис. 55. Определение полуши¬
рины резонансной линииределяемая как указано на рис. 55, дает
возможность вычислить внутреннее трение:
AW	4к ( Аа \(32)1 В СССР распространен аппарат конструкциикафедры физики Московского института стали(РКФ-МИС).16*Рис. 56. Схема высокочастотной установки
для измерения внутреннего трениящая система состоит из генератора пере¬
менного напряжения Г и конденсатора
одна из пластин которого неподвижна, а
второй пластиной служит торец стержня.
Благодаря притяжению пластин конденса¬
тора возбуждаются продольные механиче¬
ские колебания. Детектирующая система
состоит из такого же конденсатора 2,
усилителя У (если нужно) и индикатора И
(например, осциллографа). Колебания вто¬
рого конца конденсатора возбуждают элек¬
трические колебания в цепи детектора,
регистрируемые осциллографом. Эта уста¬
новка может работать и в режиме свобод¬
ных колебаний. Для этого после возбуж¬
дения колебаний отключают генератор и
наблюдают показания детектора. Сущест¬
вуют другие методы возбуждения [41]:
метод вихревых токов; возбуждение элек¬
тромагнитами, пластинками пьезокварца
и т. п. Для продольных и крутильных ко¬
лебаний частоты обычно лежат в интерва¬
ле 104— 106 гц, а для изгибных колеба¬
ний — в интервале 3 • \02 — 104 гц.Методы свободных и вынужденных ко¬
лебаний дополняют один другой. При ма¬
лом внутреннем трении (слабом затухании)
точнее определяется декремент затухания
из свободных колебаний. Точное установле¬
ние полуширины затрудняется резкой ост¬
ротой кривой резонанса. При большом
внутреннем трении положение обратное и
более пригоден метод вынужденных коле¬
баний. В практике металловедения наи¬
более широкое применение получил низ¬
кочастотный крутильный маятник, описан-
244МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИный выше и работающий в режиме сво¬
бодных колебаний.При исследовании внутреннего трения в
зависимости от частоты получаются макси¬
мумы (пики, рис. 57,6). В том же интерва¬
ле частот модуль упругости возрастает от
до Мц (рис. 57, а). Зависимость мо¬
дуля от частоты называют дисперсией мо¬
дуля, а кривую М(со)—кривой дисперсия..
Область частот, где наблюдается пик вяу-дый релаксационный процесс (в частности,
диффузия) характеризуется временем ре¬
лаксации т, в течение которого процесс в
основном успевает пройти. Пик внутрен¬
него трения имеет место при частоте,
удовлетворяющей условию резонанса: ^(со — круговая частота колебаний стерж¬
ня). Для получения спектра нужно менятьРис. 57. Дисперсионная кривая (а)
и кривая поглощения (б)треннего трения и возрастание модуля, на¬
зывается полосой поглощения. Совокуп¬
ность таких полос образует упруго-релак¬
сационный спектр тела.Все релаксационные явления имеют об¬
щую природу и являются различными про¬
явлениями какого-либо термодинамически
необратимого (релаксационного) процесса,
ведущего к запаздыванию изменений де¬
формации от изменений напряжения. Наи¬
более важной физической причиной внут¬
реннего трения являются диффузионные
перемещения атомов, вызываемые упруги¬
ми напряжениями при колебаниях. Каж¬ЧастотаРис. 58. Типичный упруго-релаксационный
спектр твердого тела при комнатной тем¬
пературе:I	— внутреннее трение, обусловленное на¬
личием пар атомов с различными атом¬
ными радиусами (растворы замещения);
// — внутреннее трение, обусловленное
вязким течением по границам зерен: ///—
внутреннее трение, обусловленное вязким
поведением полос скольжения; IV — внут¬
реннее трение, обусловленное диффузией
атомов внедрения; V — внутреннее тре
ние, обусловленное поперечной теплопро¬
водностью при изгибе образца; VI — внут¬
реннее трение, обусловленное межкрис-
таллитной теплопроводностьючастоту в широких пределах, что связано
с большими экспериментальными трудно¬
стями. Обычно ведут исследование при
одной частоте, меняя т путем измененияТаблица 13Внутреннее трение чистых металлов при комнатной температуреАтомныйномерМеталлСпособ полученияЧистота%ОтжигВнутреннеетрениеQ 1 • 10^темпера¬
тура. °Свремямин.12МагнийЛитой99,99550302,113АлюминийЛитой, тянутый99,99550300,4626ЖелезоЛитое, тянутое99,7930305,627КобальтЭлектролитическийтянутый99,96800602,028НикельЛитой, тянутый99,77003072,129МедьЛитая, тянутая99,994003035,530ЦинкПрессованный99,99200607,742Молибденвпеченный99900605,148КадмийЛитой99,5——И50ОловоЛитое9Э——54,273ТанталЛитой тянутый99,9120060674Вольфрам99——3,582СвинецЛитой99.9——45,783Висмут»9954,2
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ245температуры. В большинстве случаев т за¬
висит от температуры Т по активационно¬
му закону:,=*т0е-я'*г,	(35)где Н — энергия активации процесса; R—
газовая постоянная.Из других причин, вызывающих внутрен¬
нее трение, следует отметить следующие:
тепловые потоки, возникающие при дефор¬
мировании; вязкое поведение границ зерен
и плоскостей скольжения (сводящееся к
диффузии атомов); макро- и микровихре.-
вые токи в ферромагнетиках и др. На рис.
58 приводится пример спектра с указанием
причины поглощения, а табл. 13 дает пред¬
ставление о величине внутреннего трения
чистых металлов по данным [1]; эти.данные
нужно рассматривать как ориентировочные,
так как внутреннее трение зависит от
структуры, наличия примесей и других
факторов.Применение методов измерения
упругих и релаксационных свойств
к изучению металловМетод внутреннего трения открывает ши¬
рокие возможности для исследования диф¬
фузионных процессов [25]. Из ус¬
ловия резонанса сот = 1 находят время ре¬
лаксации т (со — частота колебаний); 1/т—
число элементарных актов диффузии в
1 сек. Эта величина пропорциональна ко¬
эффициенту диффузии и служит непосред¬
ственной характеристикой диффузионной
подвижности.Энергия активации диффузион¬
ного процесса также легко определяется
методом внутреннего трения. На рис. 59Из условий	резонанса (34) для обоих
пиков.W= 1 , СО2^2 1имеемOjTi = о)2т2(36)или в силу (35)откудаInH = R.(О 211(37)Тг Т2где соь со2 — частоты колебаний, соответ¬
ствующие температурам Т\ и Т2\ R — газо¬
вая постоянная.Отметим кстати, что по кинетическим
кривым физических свойств также можно
определять энергию активации и время ре¬
лаксации процесса. Пусть кривые 1 и 2 на
рис. 60 являются, например, изотермамиРис. 60 Определение времени релаксации
по кинетическим кривымэлектросопротивления р Возрастание р
до максимальной величины Рмакс можно
приближенно описать простым экспонен¬
циальным законом:где t — время.
При t = хW 2fi 2J 2,2 2,3 2/i 2,5 2,6 2,7 2,8 2,9 3,0г'-/о3Рис. 59. Кривые внутреннего трения тантала,
содержащего 0,013% внедренного углерода
при частотах 1, 2 гц и ftlfi — 3,81приведены кривые внутреннего трения тан¬
тала, содержащего внедренный углерод
[43]. Для более высокой частоты колеба¬
ний пик, не меняя формы, смещен в сто¬
рону более высоких температур. Обе кри¬
вые можно совместить перемещением од¬
ного из пиков по оси температур.Рмакс-= 163%.Таким образом, т — то время, в течение
которого р достигает 0,63 Рмакс, т. е. т
можно отождествить с временем релакса¬
ции процесса, лежащего в основе измене¬
ния р. Если этот процесс — диффузион¬
ный, то можно принять активационный за¬
кон (35) изменения т с температурой. Оп¬
ределив для двух температур Т\ и Г2, со¬
ответствующие времена релаксации Х\ и
т2 по двум изотермам, как указано на
рис. 60, получим согласно (35)-п^0ен?*т>, -2= т0 eH!RT',
246МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИоткудаIn—1—
т. е, Н = R	2*	.1	1Тг ~ ТгЭто соотношение в точности совпадает с
(37), так как согласно (36),Т2	О)!Метод внутреннего трения позволяет ре¬
шать широкий круг вопросов, связанных
с выделением второй фазы. При¬
ведем примеры. В тантале, содержащем
внедренный азот, обнаружен [44] пик тре¬
ния. Найдено, что высота пика повышает¬
ся после отжига в атмосфере азота при
980 и 1200° и закалки с этих температур.
Измерения при постоянной температуре,
при которой наблюдается пик (350°), по¬
казывают уменьшение его высоты с тече¬
нием времени (рис. 61). При этом метал-8рем я, чашРис. 61. Уменьшение высоты пика внутреннего
грения в тантале, содержащем внедренный азот:
А — закалка с 900°: В — закалка с 600елографический анализ обнаруживает на¬
личие выделений нитрида тантала. После
20-час. выдержки значение внутреннего
трения становится постоянным. Эти ре¬
зультаты показывают, что в данном слу¬
чае внутреннее трение вызвано азотом в
твердом растворе, а не азотом, выделен¬
ным в виде нитрида. Высота пика в каж¬
дый данный момент времени пропорцио¬
нальна концентрации растворенных ато¬
мов азота в тот же момент. Следователь¬
но, по высоте пика трения в функции вре¬
мени можно проследить кинетику распада.Метод очень чувствителен к первым сле¬
дам выделений. Это дает возможность
изучать образование зародышей новой
фазы, дисперсионное твердение и т. п.Окончательная устойчивая величина тре¬
ния на кинетической кривой рис. 61 яв¬
ляется мерой растворимости азота в тан¬
тале при 350°. Снимая таяие кривые для
различных температур (путем изменения
частоты колебаний образца), можно по¬
строить линию ограниченной растворимо¬
сти.С помощью метода внутреннего трения
можно принципиально установить место
выделений второй фазы. На рис. 62 нред-Рис. 62. Зависимость внут¬
реннего трения от темпера¬
туры для поликрчсталли-
ческого (1) и монокристал-
лического (2) алюминия.Частота колебаний 0,8 гц
при комнатной температуреставлен пик трения в поликристаллическом
алюминии. В монокристалле этот пик от¬
сутствует. Поэтому его естественно связы¬
вать с влиянием границ зерен. Высота зер¬
нограничного пика убывает с ростом выде¬
лений по границам зерен, так как выделе-
5 ния затрудняют релаксацию напряжения в
этих местах. Следует отметить несиммет-
рию пика на рис. 62 — в области высоких
температур трение больше. Это — так на¬
зываемое высокотемпературное внутреннее
трение. Найдено, что оно растет с ростом
холодной деформации, но убывает с уве¬
личением температуры отжига, пока не
достигает устойчивой величины. Это тре¬
ние связывается с наличием плоскостей
скольжения (дислокаций) в процессе хо¬
лодной обработки. Число их уменьшается
при отжиге. Выпавшие внутри зерен при¬
меси затрудняют процесс растворения дис'
локаций при отжиге, увеличивая высоко¬
температурное внутреннее трение. Итак,
если выделение идет по границам зерен, то
должен понижаться зернограничный пи?:.
Выделения в толще зерна не влияют на
высоту пика, но повышают высокотемпе¬
ратурное внутреннее трение.ЛИТЕРАТУРА1.	Б. Г. Лившиц. Физические свойства ме- 2. W. К б s t е г. Zeitschr. fur Naturforsch.,
таллов и сплавов, Машгиз, 1959.	1959, Bd. 4а, № 2, S 200—203.
КОНТРОЛЬ С ПОМОЩЬЮ ПРОНИКАЮЩИХ ИЗЛУЧЕНИИ2473.	W. К б s t е г, A. F г е i. Zeitschr. fur
Metallkunde, Bd. 44, 1953, S 495.4.	W. К 6 s t e r, P. R о с h о 11. Zeitschr. fur
Metallkunde, Bd. 48, 1957, S. 485 (Heft 9).5.	Б. П. Козырев. Успехи физических на¬
ук. т. XLIV, 1951, вып. 2, стр. 173.6.	П. Я- С а л ь д а у. Метод электропроводно¬
сти при высоких температурах, Изд.-во АН
СССР 19527.	W К б s t е г. W. S с h u 1 е. Zeitschr. fQr
Metallkund, Bd. 48, 1957, H. 12, S. 628.8.	W. К 6 s t e r, A. D u r e r. Zeitschr fur Me¬
tallkunde, Bd. 30, 1938 Heft 9, S. 311.9.	С. К. Сидоров. Известия АН СССР,
£ерия физ. т. XI, 1947, № 5, стр. 511.10.	W. К б s t е г, W. S с h u le. Zeitschr. fur Me¬
tallkunde, Bd. 48, S.. 588, S. 592, 1957. (Heft. 11).11.	H. Tomas, Zeitschr. fur Physik, Bd. 129,
1951 S 21912.	Ю. А. Б а г a p я ц к и й, Ю. Д. Т я п к и н
ДАН СССР, т. 122, 1958 № 5, стр. 806.13.	W. К б s t е г, W. S chiile. Zeitschr. fur
Metallkunde, Bd. 48, 1957, S, 634.14.	H. С. Акуло в. Ферромагнетизм, 1939;
С. В. Вонсовский и Я. С. Ш у.р. Ферро¬
магнетизм, Гостехиздат, 1948; С. В. Вонсов¬
ский. Современное учение о магнетизме, Гос¬
техиздат, 1952; Я. Г. Д о р ф м а н. Магнитные
свойства и строение вещества, Гостехтеориздат,
1955.15.	Структура металлов и свойства. Сб. статей,
перевод с англ. под ред. М. Л. Бернштейна,
Металлургиздат, 1957. См. статьи: Л. Д. Дий-
кстра. Связь магнитных свойств с микрострук¬
турой; Дж. Ф. Либш и Г. П. Конрад. Структу¬
ра и коэрцитивность.16.	F. Vicena. Czechosl. Journ. Phys. v.1955, № 4.17.	П. С e л в у д. Магнетохимия, И. Л. 1958.18.	И. В. А н т и н, Е. И. К о н д о р с к и й,
Е. П. Островский, Б. А. Садиков. Маг¬
нитные измерения, ОНТИ, 1939.19.	И. И. Кифер и В. С. П а н т ю ш и н.
Испытания ферромагнитных материалов, Гос-
энергоиздат, 1955.20.	G. Т а m m a n, W. Oelsen. Zeitschr.
anong. und allgem. Chem., Bd. 186, 1930, S. 257.21.	G. С h a u d г о п. Rev. Metallurgie, v. 55,
1958, № 5, S. 407.22.	C. P. Bean, I. S. Jacobs. Journ. Appl.
Phys.. v. 27, 1956, № 12, p. 1448—1452.23.	К. М. Большова, Известия АН СССР,
Серия физ., т. XVI, 1952, вып. 5.24.	F о г s f е г und К. S f a m b k е. Zeitschr,
fur Metallkunde, Bd. 33, 1941, S. 97.25.	А. Нови к. Сб. «Упругость и неупругость
металлов». Сб. статей под ред. С. В. Вонсовско-
го, ИЛ, 1954.26.1. Backhurst. J. Iron and Steel Inst.,
1958, v. 189, № 2, p. 124—134.27.	H. В. Агеев и Д. H. Ш о й х е т. Терми¬
ческий анализ металлов и сплавов КУБУЧ, 1936.28.	W. J. S m i t h e r s, Chiang Yao. Differenti¬
al thermal analysis: theory and practice, New
York, 1958.29.	H. С. К У p н а к о в. Введение в физико-хи-
мический анализ, изд.-во АН СССР, 1940.30.	В. Я. Аносов и С. А. Погодин. Ос¬
новные начала физико-химического анализа.
Изд.-во АН СССР, 1947.31.	В. И. О д е л е в с к и й. ЖТФ,	XXI,
1951, вып. 6, стр. 667.32.	Н. С. К у р н а к о в, С. Ф. Жемчуж¬
ный и М. С. Заседателе в. Известия Пе¬
тербургского политехнического института, т. 22,
вып. 2, стр. 485, 1914.33.	К. Хомяков, В, X о л л е р, В. Троши-
н а. Вестник МГУ, серия физ.-мат. и естеств. на¬
ук, 1950, N° 6.34.	Н. Н. Сирота, Ф. Н. Гинзбург. Сб.
Трудов Московского института цветных метал¬
лов и золота, 1957, № 30, стр. 283—291.35.	Н. В. Г р у м-Г ржимайло. Журнал
неорганической химии, т. 3. 1958, № 7, стр. 1715.36.	М. М. Кантор. Методы изучения пре¬
вращений в стали, Машгиз, 1950.37 И. Н. К и д и н и А. В. Панов. Заводская
лаборатория, 1957, № 1, стр. 48.38.	Demerquay. Comptes Rendus, v. 220, 1945,
p. 81.39.	И. Л. Мир кин и В. С. Егоров. Завод¬
ская лаборатория, 1950, № 2, стр. 161.40.	Упругость и неупругость металлов. Сб. ста¬
тей под ред. С. В. Вонсовского, ИЛ, 1954;В.	С. Постников, Успехи физических наук,
т. LXVI, 1958, стр. 43; А. Г. Рахштадт. Современ¬
ные методы определения внутреннего трения,
Машгиз, 1957.41.	А. Нови к. Успехи физики металлов,
т. I, Металлургиздат, 1956.42.	К э T и н-с у й. Сб. «Упругость и неупру¬
гость металлов». Сб. статей под ред. С. В. Вон¬
совского, ИЛ, 1954 (статья 3).43.	К э Т и н-с у й. Там же (статья 6).44.	К э T и н-с у й. Там же (статья 10).ГЛАВА 15КОНТРОЛЬ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ ИЗДЕЛИЙ
С ПОМОЩЬЮ ПРОНИКАЮЩИХ ИЗЛУЧЕНИЙ«Просвечивание» металлических изделий
с помощью проникающего излучения позво¬
ляет выявлять внутренние дефекты (рако¬
вины, включения, непровар, ликвацию, тре¬
щины и др.) без разрушения самих изде¬
лий [1, 2].Общий принцип метода основан на следу¬
ющем: проникающее излучение направляют
на исследуемый объект (рис. 1), позади ко¬
торого помещается устройство для регист¬
рации интенсивности излучения, прошедше¬
го через объект. Если в изделии имеется
дефект, то в сечениях объекта, содержащихдефект и не содержащих его, интенсивность
ослабляется по-разному. Степень различия
зависит от толщины дефекта по ходу луча,
его плотности и др. Регистрирующее устрой¬
ство отмечает это различие и позволяет су¬
дить о размерах и характере дефекта.1.	ПРОНИКАЮЩИЕ ИЗЛУЧЕНИЯи их источникиОсновными видами проникающего излу¬
чения, применяемого для контроля металли¬
ческих изделий, являются рентгеновы лучи
и радиоактивное v-излучение. Они представ¬
248МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИЙляют собой разновидность электромагнит¬
ных колебаний с определенным диапазоном
длин волн (>.) и с соответственно опреде¬
ленной энергией фотонов.сплошного и линейчатого (характеристиче¬
ского). Относительные интенсивности обоих
спектров меняются в зависимости от прило¬
женного напряжения.Рис. 1. Схема «просвечива¬
ния» при фотографическом
(а), визуальном (б) и иони¬
зационном (в) способах ре¬
гистрации интенсивности
проникающего излучения:1	— рентгеновская трубка;2	— просвечиваемое изделие;3	— фотопленка; 4 — светя¬
щийся экран; 5 — свинцовое
стекло; 6 — ионизационная
камера (счетчик); 7—галь¬
ванометрРис.Кмин2. Сплошной рентге¬
новский спектрРентгеновы лучиШирокое применение рентгеновых лучей
для «просвечивания» металлов обусловле¬
но рядом их ценных свойств. Эти лучи:1)	проникают сквозь непрозрачные для
видимого света вещества (тем легче, чем
меньше порядковый номер элемента в таб¬
лице Менделеева и чем жестче лучи);2)	действуют на эмульсию фотопленки и
флуоресцирующие вещества, подобно свето¬
вым лучам;3)	ионизируют газы и вызывают фото¬
электрический эффект.Рентгеновы лучи возникают всегда при
ударении о преграду быстро летящих элек¬
тронов. Этот процесс осуществляется в рент¬
геновских трубках, а также в специальных
приборах — бетатронах, в которых дости¬
гается получение наиболее проникающего
излучения. В последних установках элек¬
троны, испускаемые катодом, под действием
магнитного поля мощного электромагнита
многократно описывают в вакуумной каме¬
ре — тороиде замкнутую круговую траек¬
торию. При этом им сообщается энергия в
десятки миллионов электроновольт. Попа¬
дая на «мишень», электроны тормозятся и
генерируют лучи с фотонами очень боль¬
шой энергии [1,3, 4].Энергия рентгеновых лучей определяется
ионизационными методами по величине элек¬
трического заряда, создаваемого ими в 1 смъ
воздуха, и оценивается в рентгенах (р) *.Рентгеновское излучение состоит из двух
налагающихся друг на друга спектров:*	Рентген (р) соответствует такому количеству
энергии рентгеновых лучей, которое при нор¬
мальных условиях создает в 1 см% воздуха заряд,
равный одной электростатической единице.Излучение со сплошным спектром (спек¬
тром торможения), используемое при про¬
свечивании и при структурном анализе мо¬
нокристаллов, возникает в результате тор¬
можения электронов в поверхностном слое
вещества анода и содержит непрерывный
ряд длин волн, резко ограниченный с корот¬
коволновой стороны (рис. 2).При торможении электрон движется с
ускорением (отрицательным в данном слу¬
чае) и потому излучает электромагнитную
энергию. Различие условий торможения от¬
дельных электронов объясняет различную
величину их длин волн.Минимальная длина волны Хмин , характе¬
ризующая проникающую способность
(«жесткость») сплошного спектра, опреде¬
ляется из уравнения, ' 12,370/AV4* 12,395 ^Хмин = -y-(kX)* = —у— (А)>где V — максимальное напряжение, прило¬
женное к трубке, кв.Линейчатый спектр возникает благодаря
внутриатомным процессам в материале ано¬
да и наблюдается на фоне сплошного спек¬
тра в виде одной или нескольких серий длин
волн повышенной интенсивности (см.
статью «Рентгеноструктурный анализ»,
стр. 182).Радиоактивное у-излучениеГамма-лучи образуются при распаде есте¬
ственных и искусственных радиоактивных
веществ. По природе своей они сходны с
рентгеновыми лучами, но отличаются боль¬
шей жесткостью: длины волн у_лУчей•0,2+0,0025 А. Каждое радиоактивное ве¬*	1[АГ| = 1,002 А; 1[А] - 10~* см.
КОНТРОЛЬ С ПОМОЩЬЮ ПРОНИКАЮЩИХ ИЗЛУЧЕНИИ249щество испускает y-лучи определенных
длин волн [5].Интенсивность v-излучения зависит от ак¬
тивности вещества (т. е. числа распадаю¬
щихся атомов в единице массы за единицу
времени) и его количества.За единицу активности принят 1 кюри
(Си — активность 1 г радия, в котором за1	сек. распадается 3,7 1010 атомов).Практически применяются только искус¬
ственные изотопы.Ассортимент изотопов, используемых для
«просвечивания», непрерывно расширяется.В табл. 1 приведены основные характери¬
стики используемых у нас изотопов [1, б, 7,
8]. Наиболее дешевыми и доступными из
них являются в настоящее время Со60, 1г192
и Cs137.Таблица 1ЭлементРадио¬Период полу¬
распадаЭнергияактивныйизотопгодыднифотонов(Мдв)*КобальтСо605,31,33ЦезийCs1341,3—0,58Иридий1Г192—750,136ТуллийTu170—1290,084ЦинкZn66—2501,12ЕвропийEu1545,8—1,4Eu1662—0,084СеленSe761150,35* В таблице 1 указана энергия основной
части фотонов.2.	ОСЛАБЛЕНИЕ РЕНТГЕНОВЫХ
И y-лучейИнтенсивность рентгеновых и 7_лУчей»
проходящих через вещество, ослабляется по
закону:Jd=J0e~^d,	(1)где J0—интенсивность лучей длиной вол¬
ны X, падающих на вещество; Jd — интен¬
сивность лучей, прошедших через слой ве¬
щества толщиной d см;]х — линейный коэффициент ослабления в
данном веществе, представляющий меру
ослабления интенсивности излучения в слое
толщиной 1 см.Уменьшение интенсивности лучей происхо¬
дит вследствие поглощения, связанного с
трансформацией энергии фотонов в другие
виды энергии, и рассеяния части энергии из¬
лучения электронами просвечиваемого ве¬
щества. Соответственно этому}1 = X + о,	(2)где т на — соответственно линейные коэф¬
фициенты поглощения и рассеяния.Линейные коэффициенты зависят от плот¬
ности вещества р. Поэтому пользуются
«массовыми коэффициентами», учитывающи¬
ми ослабление интенсивности излучения пря
прохождении через 1 г вещества:— = — + — .	(3>
р р рПриведенные коэффициенты зависят от
порядкового номера просвечиваемого веще¬
ства Z и длины волны излучения Я. Коэф*Тфициент поглощения — связан с Z и X сле-
Рдующим приближенным уравнением:—	=а Z43.	(4)РГрафически эта зависимость показана на
рис. 3; резкие скачки на кривых связаны сРис. 3. Изменение коэффициента пог¬
лощения для железа и молибдена в
зависимости от длины волны рентге¬
новых лучейвозбуждением рентгеновским излучением
атомов просвечиваемого вещества и возник¬
новением в нем вторичного характеристиче¬
ского излучения.аКоэффициент	учитывает два явления;Рклассическое рассеяние и квантовое, так на¬
зываемое комптоновское рассеяние, при ко¬
тором часть энергии фотона передается сво¬
бодным электронам просвечиваемого веще¬
ства — так называемым электронам отдачи.
Доля комптоновского рассеяния резко воз¬
растает при пользовании жесткими лучами.Очень жесткие лучи (свыше 1 Мэе) вызы¬
вают образование электронно-позитронных
пар, на что расходуется дополнительная
энергия. Удельная роль этого эффекта в об¬
щем ослаблении, учитываемая коэффици¬
ентом к, резко растет с дальнейшим повы¬
шением энергии излучения.
IJ-Коэффициенты ослабления — для разных элементовРТаблица 2ЭлементыС (графит)А1TiFeСиМоAgSnВаWРЬПорядковый номерX. кХ613222629424750567482Плотность р,г/см*2,22,74,57,868,910,210,57,33,519,31 1 ,30,05(0,120)(0,125)(0,140)(0,32)(1,00)0,064(0,130)(0,130)—(0,178)(0,198)(0,413)(0,465)(0,490)——(1,64)0,0810,1430,145—0,2350,270—0,7400,800—2,402,530,0900,1480,160—0,2500,296—0,9000,950—2,803,000,098——(0,217)—————(1,52)——0,130(0,152)(0,186)(0,330)(0,424)(0,57)(1,39)(1,94)(2,15)(2,88)(5,35)(6,55)0,1500,1530,203—0,590,7702,262,633,10—7,902,370,2000,1650,273(0,78)1,071,554,005,606,20(8,0)3,504,640,260——(1,42)————(16,2)——0,3000,1900,5453,304,5011,117,918,0—8,613,60,4000,2451,11—7,2510,225,038,240,0—19,831,80,5000,3261,94—13,819,348,010,012,0—38.058,00,6310,5503,78(17,0)26,137,813,420,522,4—75,0102,00,7100,635,75(24,2)38,452,018,926,832,5——140,00,8000,9007,4—50,772,026,741,047,0——1471,0001,514,2—102,0133,051,073,087,0——771,4334,340,3029042,01932351302021 По измерениям разных авторов [14]. Значения в круглых скобках взяты по данным [2].МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИЙ
КОНТРОЛЬ С ПОМОЩЬЮ ПРОНИКАЮЩИХ ИЗЛУЧЕНИИ251В этом случае формула (2) приобретает
вид:I* == * + + %.(5)Схематически зависимость коэффициентов,
входящих в формулу (5), от энергии излу¬
чения показана на рис. 4. При «просвечива-1•31II|\арасч-Коэффициент а в зависимости от толщи¬
ны изделия принимается в пределах от 1,35
(для больших толщин) до 1,5 (для малых
толщин).Для металлических сплавов коэффициент
ослабления равени-iPiPi +'Р2■ Р 2 +(6)Н-1 м-2где— , — — массовые коэффициенты ос-
Pl Р2лабления отдельных элементов сложного
сплава; ри р2 — концентрация, % (вес.).Таблица 3р.Коэффициенты ослабления —для лучейРс энергиями квантов свыше 0,50,1 1 10 100
Энергия излучения, мэвРис. 4. Зависимость коэффициентов
поглощения от энергии фотоновнии» лучами малой энергии веществ, состоя¬
щих из тяжелых элементов, основное значе-
тние имеет коэффициент —. При просвечива-
Рнии легких металлов или изделий большойатолщины лучами средней энергий — стано-Ртвится значительно большим, чем— Приопросвечивании изделий больших толщин, со¬
стоящих из тяжелых элементов, лучами вы¬
сокой энергии (больше 10 Мэв) основную
роль в ослаблении играет коэффициент х.Если энергия фотонов превышает 20—
25 Мэв, то величина \х не только не умень¬
шается с ее ростом, но даже начинает увели¬
чиваться вследствие интенсивного роста %.
При определенных условиях это ограничи¬
вает целесообразность использования очень
коротковолнового излучения.Зависимость ослабления от порядкового
номера основного элемента просвечиваемо¬
го вещества и лежит в основе дефектоско¬
пии просвечиванием. В табл. 2 и 3 приведе-М*ны экспериментально найденные значения—Рдля ряда технически важных элементов.Значения -^даются для определенныхдлин волн или для определенной энергии
фотонов. В случае сплошного спектра, излу¬
чения, как это обычно имеет место при про-м-свечивании, для определения — пользуют-Рся расчетной длиной волны Хг,SМэвА1FePb0,50,0840,0830,14610,0610,0590,06820,0430,0410,04650,0280,0310,043100,0230,0290,049200,0210,031—300,021——400,0223.	МЕТОДЫ РЕГИСТРАЦИИ
ПРОНИКАЮЩЕГО ИЗЛУЧЕНИЯ.
ВЫБОР РЕЖИМОВ ПРОСВЕЧИВАНИЯВыбор метода регистрации излучения в
каждом конкретном случае определяется
требованиями чувствительности и экономич¬
ности.Мерой чувствительности служит мини¬
мальный размер дефекта в направлении про¬
свечивания, который может быть выявлен.
Его обычно выражают в процентах от про¬
свечиваемой толщины и называют про¬
центу аль ной чувствительно¬
стью к:k = —~ 100%,
а(7)^расч — а^мин«где х — размер дефекта в направлении про¬
свечивания; d — толщина изделия в том же
направлении.Основными методами регистрации в на¬
стоящее время являются фотографический
и его разновидности, ионизационный и визу¬
альный (см. рис. 1).Фотографический методЭтот метод в настоящее время применяет¬
ся наиболее широко.
252МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИИРентгеновы или У'ЛУЧИ» прошедшие через
контролируемое изделие, попадают на фото¬
пленку и, проходя через ее эмульсию, ослаб¬
ляются согласно уравнению (1). Поглощен¬
ная в эмульсии (т. е. полезная) часть энер¬
гии рентгеновых лучей пропорциональна ин¬
тенсивности J лучей, падающих на пленку,
и продолжительности просвечивания (вре¬
мени экспозиции т).Чем больше часть энергии рентгеновых
лучей, поглощенных в эмульсии, тем больше
плотность почернения негатива D:D « У х » / т,где i — ток трубки, величина которого опре¬
деляет интенсивность излучения /.Разницу в. почернениях негатива качест¬
венно улавливают визуально. При необходи¬
мости количественных расчетов плотность
почернения определяют с помощью микро¬
фотометра: на проявленную рентгеновскую
пленку пускают пучок световых лучей ин¬
тенсивности L0. В пленке он ослабляется
до интенсивности L. Затем лучи попадают
на фотоэлемент, в котором возбуждается
фототок, пропорциональный L. Полученная
фотометрическая кривая позволяет опреде¬
лить D из формулыВысокая чувствительность достигается в
том случае, когда режим съемки обеспечи¬
вает получение контрастного и четкого изо¬
бражения.Повышение контрастности и чувствитель¬
ности требует применения при просвечива¬
нии возможно бопее длинноволнового из¬
лучения. Это видно из следующего.Пусть интенсивность лучей, падающих на
пленку после прохождения через сечение из¬
делия, не содержащее дефекта, равна /, а
через сечение, ослабленное дефектом, — /'
Исходя из зависимости (1),где d'— размер дефекта по ходу луча; D' и
D — плотности почернения *, соответствую¬
щие интенсивности /' и /.Таким образом, чем больше будут отли¬
чаться /' и /, тем контрастнее будет снимок.
Из уравнения (8)In ~~~ In —*-—J—=	и	и.т. е. та же контрастность (в том числе и ми¬
нимально улавливаемая глазом) может быть
получена от тем меньшего дефекта, чем
больше ц просвечиваемого вещества и, сле¬
довательно, чем более длинноволновое излу¬
чение будет взято (так как ц « X3).Однако при очень длинноволновом излуче¬
нии требуется больше времени экспозициии,	следовательно, съемка удорожается,*	Физиологически человеческий глаз улавлива¬
ет легче всего разницу в плотностях почерне¬
ния D в пределах 1,2—1,5.Это следует учитывать при выборе опти¬
мального режима съемки (см. кривые экспо-
зиции на рис. 6 и 10).На качество снимка также влияют вто¬
ричное излучение, условия фокусировки к
фототехника.Вторичные рассеянные и характеристиче¬
ские лучи, возникающие в металле при про¬
свечивании, направлены во все стороны, они
вуалируют пленку и ухудшают контраст¬
ность. Особенно сильно сказывается рассеян¬
ное излучение при просвечивании изделий
больших толщин (для стали примерно боль¬
ше 50 мм). В этом случае относительное
уменьшение доли вторичного излучения в
общем потоке рентгеновых лучей и, следо¬
вательно, большая чувствительность обес¬
печиваются увеличением жесткости рентге¬
новых лучей. Кроме того, для борьбы с вто¬
ричным излучением уменьшают облучаемый
объем металла и применяют специальные
фильтры из тяжелых металлов (свинец»
олово), которые помещают между образцом
и пленкой [1, 2]. Вторичные лучи, будучи
мягче первичных, поглощаются в фильтрах
значительно сильнее первичных.Важными условиями получения четких
изображений контуров изделия и дефектов
являются малый размер фокуса рентгенов¬
ской трубки и максимально допустимое
расстояние от фокуса до объекта (это рас¬
стояние не должно быть меньше 50 см).
В противном случае на снимке появляются
полутени и снижается четкость (рис. 5).Рис. 5. Влияние величинына четкость изображенияфокусаНе менее важное значение для качества
снимков имеет правильный выбор сорта
пленки, усиливающих средств, режимов про¬
явления и фиксирования.Для лучшего поглощения жестких рентге¬
новых лучей эмульсия на рентгеновских
пленках (в отличие от обычных фотографи¬
ческих) нанесена с обеих сторон или имеет
несколько большую толщину. Это сокраща¬
ет экспозицию и повышает контрастность.Для дальнейшего сокращения экспозиции
рентгеновскую пленку помещают в кассету
между двумя усиливающими экранами. Для
КОНТРОЛЬ С ПОМОЩЬЮ ПРОНИКАЮЩИХ ИЗЛУЧЕНИЙ253жестких рентгеновых лучей (при напряже¬
нии 80—100 кв и выше) и у-лучей приме'
няют металлические экраны в виде свинцо¬
вой и оловянистой фольги толщиной
0,01+0,2 мм, для более мягких — картон¬
ные экраны, покрытые флуоресцирующим
составом (CaW04 и CdW04).Флуоресцирующие экраны
светятся синеватыми лучами.Под воздействием рентгено¬
вых лучей металлическая фоль¬
га выбрасывает фотоэлектроны
и электроны отдачи.Действие этих электронов
(или лучей флуоресценции)
добавляется к непосредствен¬
ному воздействию рентгеновых
лучей на эмульсию фотоплен¬
ки. В результате экспозиция
сокращается: в случае метал¬
лической фольги—в два — три
раза; в случае флуоресцирую¬
щих экранов — в десять и бо¬
лее раз.Необходимо учитывать, что
четкость изображения от при¬
менения усиливающих экра¬
нов, особенно флуоресцирую¬
щих, ухудшается.При длинах волн рентгено¬
вых лучей ~0,7 А применение
усиливающих экранов вообще
нецелесообразно из-за сильно¬
го поглощения экраном такчх
мягких лучей.Чувствительность рентгенов¬
ских пленок в СССР оцени¬
вается в так называемых об¬
ратных рентгенах (обратная
величина дозы, необходимой для полу¬
чения определенной плотности почерне¬
ния). Для просвечивания выпускаются
пленки: двухслойная Р-Х и однослойная
РХ-5. При работе с усиливающими экра¬
нами они имеют чувствительность, равную
соответственно 300 и 180 обратных рент¬
ген. Техника обработки пленки после съем¬
ки обычная. Данные о составах проявите¬
лей и закрепителей и режимах фотообра-
•ботки приведены в литературе [1, 2, 9].Выбор режима просвечиванияРежим просвечивания выбирают исходя из
химического состава просвечиваемого спла¬
ва, толщины изделия, допустимой чувстви¬
тельности, а также требований экономично¬
сти и условий организации производства.
При этом находят оптимальные значения:а)	напряжения, определяющего жесткость
излучения;б)	силы тока трубки, определяющего ин¬
тенсивность излучения;в)	времени экспозиции;г)	размеров фокуса.На практике режим просвечивания для
изделия данного химического состава и тол¬
щины ориентировочно находят с помощью
графиков экспозиции, экспериментально по¬лученных для отдельных металлов и спла¬
вов.Если особо важна чувствительность мето¬
да, то рекомендуется с помощью кривых
экспозиции выбрать минимальное напряже¬
ние, исходя из максимально допустимогоЭкспозиция^ма лшнстали
1130 р с двумя
[21F = 60 см.Рис. 6. График экспозиции для
Пленка чувствительностьюэкранамипо экономическим соображениямвремени
экспозиции.На рис. 6—8 приведены кривые экспози¬
ции для стали, алюминия и латуни с учетом50
60
70
1 ВП
\50
Ч30
отJ ■/\5/80п:в11/80к'в /Ш)111 П! /I/ч/ц/!/( /1///тугi--i—( ,,,Толщина алюминия, ммРис. 7. График экспозиции для
алюминия. F = 50 см. Пленка
чувствительностью 400 по XD. Безфольги (	) и с оловяннойфольгой, d = 0.05 мм ( 	 )•Плотность почернения = 0,6-г 1,2
[2]условий фокусировки, чувствительности
пленки и наличия экранов. Экспозиция на
254МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИэтих графиках дана в виде произведения
времени экспозиции на силу тока трубки
(миллиамперсекунды или миллиампермину-
ты). Время экспозиции находится делениемПомимо этого, бетатрон имеет ряд пре¬
имуществ [4, 6]: так, площадь фокусного
пятна бетатрона составляет ~ 10~2 мм. Это
значительно повышает четкость изображе¬на ^ 70кв 1Юкв 150кв J90ksгI'IшШкв 1БОпв 180кв
ИТ200кв"П71ш02*68 W1214161820222426283032343638404144
ТолщинаРис. 8. График экспозиции для латуни.
F = 75 см; / = 5 ма. Пленка чувствитель¬
ностью 230 —: X—X—для съемки с дву-
Р‘мя экранами [2]миллиамперсекунд на фактический ток труб¬
ки в миллиамперах.На графике рис. 9 указаны предельные
толщины стали, просвечиваемые при разных
напряжениях.^ 200
1тза§40
Й ОtРис. 9. Ори¬
ентировочная
зависимость
предельных
толщин прос¬
вечиваемой
стали от на¬
пряжения100 300 500 700 900 ________Напряжение, к вВ табл. 4 приведены ориентировочные
предельные толщины для просвечивания
алюминия, железа и меди при напряжении
200 кв и токе трубки 5 жа с использованием
двух усиливающих экранов [1, 2].Таблица 4Предельные толщины для просвечивания,
мм, при напряжении 200 квМеталлМалое поле
(меньше 5 см2)Большое поле
(50+100 см2)Предельные толщины, мм при
продолжительности
экспозиции, мин.10601060Алюминий210245325378Железо54646980Медь3440405050%* 5С\} 0
|| /О.!ОД1г-//-?—у;Hiъг,W№ТУ/'4L• /
'///шу-//Г750Ш300250О 50 100 /50 200 250 300
Толщина столи, ммДля просвечивания стали толщиной боль¬
ше 50 мм обычно применяют у-излучение
или лучи бетатрона ]1, 4, 6[. Лучи бе¬
татрона позволяют просвечивать сталь
толщиной до 500—600 мм, у-лучи — до
250—300 мм.Рис. 10. График экспозиций для просвечива¬
ния стали т -лучами Со60 (а) и 1г192 (б).
Пленка X с двумя усиливающими экранаминия и чувствительность просвечивания-
Удельная интенсивность излучения бета¬
трона примерно в 105 106 раз больше, чем
у источников уизлучения, например Со60.
Поэтому время экспозиции при работе с бе¬
татроном соответственно в десятки и сотни
раз меньше.В табл. 5 приведены сравнительные дан¬
ные о времени экспозиции при просвечива-
КОНТРОЛЬ С ПОМОЩЬЮ ПРОНИКАЮЩИХ ИЗЛУЧЕНИИ255нии у_лУчами с°б° активностью 1000 мкюри
и лучами бетатрона с интенсивностью
100 р/мин при фокусном расстоянии 1 м [1].Таблица 5Продолжительность экспозиции
при просвечивании 7-лучами Со60
и лучами бетатронаТолщинастальногоизделияммВремя экспозициибетатронноеизлучениемин.7-излучение
Со60, час.500,22,51000,620,0150260,02006—'30037Выбор экспозиции при использовании
у-излучения также производится с помощью
графиков экспозиции.Рис. 11. График пересчета
эквивалентности толщин
разных металлов к стали
для выбора экспозиции при
просвечивании [10]:
/—магний: 2—алюминий;
3 — цинк: 4 — чугун; 5 —
латунь и бронза; 6 — медь;7 — свинецНа рис. 10, а и б показаны такие графики
для просвечивания стали препаратами Со60
и 1г192. Зная вес Р препарата для данного
конкретного случая, толщину просвечивае¬
мой стали и фокусное расстояние, из графи¬
ка определяют экспозицию как произведе¬
ние грамм-эквивалент-час (г-экв-час). Раз¬
делив это значение на Р (вес препарата в
г-экв), определяют время экспозиции. Для
других экранов и пленок нужно ввести по¬
правочные коэффициенты, рекомендуемые в
литературе [L 8].При просвечивании других металлов для
пользования приведенными графиками не¬
обходимо произвести пересчет на эквива¬
лентную толщину стали по графику
(рис.- 11), рекомендуемому сварочной лабо¬
раторией МВТУ им. Баумана [10].HecMojpn на меньщую чувствительность
у-дефектоскопии по сравнению с рентгенов¬
ской, в ряде случаев она является предпоч¬
тительной благодаря своей простоте и эко¬
номичности, не говоря уже о тех случаях,
когда ее нельзя заменить рентгеновским
просвечиванием из-за недостаточной прони¬
кающей способности рентгеновых лучей.Анализ затрат на получение одного сним¬
ка при рентгеновском и улросвечивании
котельных сварных швов по ряду заводов
(15) показал, что затраты на один усни'
мок примерно на 20% меньше, чем на обыч¬
ный рентгеновский.Аналогичные расчеты экономической эф¬
фективности просвечивания разными изото¬
пами показали [15], что при просвечивании
швов толщиной 30 мм применение 1г192 и
Cs137 значительно экономичнее, чем Со80:
стоимость одного снимка меньше на
40—30%.При просвечивании толстых швов (100 мм
и больше) экономичнее Со60.Метод ксерорадиографии
(электрорадиографии)В последнее время успешно разрабаты¬
ваются новые методы получения изображе¬
ния дефектов при просвечивании, основан¬
ные на образовании электростатического
рельефа. Наибольшие перспективы из них
имеет метод ксерорадиографии [1, 61.На металлическую пластинку, служащую
одним из электродов, наносят тонкий слой
полупроводника с высоким электросопро¬
тивлением (Se или ZnO). В результате ко¬
ронного разряда между острием и плоско-Рис. 12. Схема установки для заряд¬
ки и проявления ксерографических
пластин:1 — зарядное устройство; 2 — зарядное
отделение; 3 — острие; 4 — пластинки;
5 — проявляющая камерастью пластинки (схема рис. 12) поверхность
слоя электризуется полем высокого напря¬
жения (5—7 кв).
256МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙПод действием поля воздух ионизируется
и на поверхности полупроводника образует¬
ся положительно заряженный слой ионов.
На такую заряженную пластинку направля¬
ют излучение, прошедшее через исследуе¬
мое изделие.Под воздействием энергии фотонов в воз¬
духе и слое из полупроводника образуются
фотоэлектроны, которые нейтрализуют часть
электрических зарядов на поверхности пла¬
стинки. Число этих нейтрализованных заря¬
дов пропорционально интенсивности излуче¬
ния, воздействовавшего на данный участок
поверхности пластинки. Таким образом, на
поверхности проводника образуется невиди¬
мый для глаза электростатический рельеф,
передающий профиль и макростроение про¬
свечиваемого изделия.Чтобы «проявить» такой снимок необхо¬
димо .нанести (обычно распылением возду¬
хом) на пластинку наэлектризованный мел¬
кодисперсный порошок (размер частиц
10 + 15 ж/с).Количество порошка, осевшего на разных
участках поверхности, пропорционально ко¬
личеству положительных зарядов на этих
участках. Тогда электростатический рельеф
станет видимым. Если режим нанесения вы¬
бран неправильно и порошка нанесено мень¬
ше или больше, чем нужно, снимок будет
«недопроявлен» или «перепроявлен» с пони¬
женной контрастностью и чувствительно¬
стью.Электризацию порошка и покрытие пла¬
стин можно производить в твердой, жидкой
или, лучше, в газообразной среде. Меняя
величину и знак заряда порошка, можно по¬
лучить негативное или позитивное изображе¬
ние. Материалом для порошков обычно
служат метакрилат, полистирол, тальк, окись
цинка, типографский битум и др.Если необходимо получить документаль¬
ное подтверждение качества изделия изо¬
бражение фотографируют или переносят
на специально приготовленную или даже
простую писчую бумагу. В последнем слу¬
чае применяют порошок состава 100 г рези¬
ната кальция, 30 г асфальта печерского, 1 г
красителя (судан I или III) [6].После получения и анализа снимка поро¬
шок удаляют (встряхивая или стирая), и
пластинка снова пригодна к употреблению.Метод очень экономичен, так как не тре¬
бует расхода фотоматериалов. Одну и ту
же пластинку можно использовать много¬
кратно (до 500 -*• 600 раз).По данным электрофизической лаборато¬
рии Института металлургии им. Байкова
АН СССР, метод ксерорадиографии позво¬
ляет сократить время экспозиции по срав¬
нению с обычным фотометодом примерно в
десять раз, а время, необходимое для обра¬
ботки снимка, довести до 1—2 мин. [1].Визуальный методВместо фотопленки на пути лучей, про¬
шедших через изделие, помещают флуорес¬
цирующий экран, содержащий CdS и ZnS.Под воздействием проникающего излучения
этот экран светится, причем тем ярче, чем
больше интенсивность излучения. Изобра¬
жение изделия и дефектов на пленке яв¬
ляется негативным по отношению к изобра¬
жению на экране. Темным участкам на эк¬
ране соответствуют светлые участки на
пленке, и наоборот.О разнице в интенсивности рентгеновых
лучей, падающих на экран, судят по ярко¬
сти свечения экрана, наблюдая его ви¬
зуально.Яркость свечения оценивают в стильбах
(сб) *.В качестве нормальной NJ принята яр¬
кость экрана в 7 • 10~6 сб.При такой яркости человеческий глаз
различает на экране два соседних поля, раз¬
личающихся по свечению не меньше чем на
15%. Если яркость меньше нормальной,
распознование дефектов ухудшается.Чтобы повысить яркость до нормальной
можно увеличивать или напряжение, или
ток трубки. Первый путь менее желателен,
так как это ухудшает выявляемость мелких
дефектов, хотя практически он более до¬
ступен.Увеличение яркости свыше N1 практиче¬
ски не меняет распознаваемости дефектов,
т. е. чувствительности.Для визуального выявления дефектов
необходимы напряжения более высокие,
чем при фотографическом методе. Так, при
просвечивании изделий толщиной до 5 мм
из легких сплавов нормальная яркость экра¬
на достигается при 130 кв и 5 ма. При съем¬
ке на фотопленку достаточно напряжения50	кв при экспозиции в 3—4 мин.Низкая яркость экрана при просвечивании
изделий больших толщин и тяжелых метал¬
лов является главной причиной малой чув¬
ствительности визуального метода и неце¬
лесообразности его применения в этих
случаях.Обычно этот метод используют для про¬
свечивания изделий из легких сплавов тол¬
щиной до 25—35 мм и изделий из стали
толщиной до 15 мм.При исследовании изделий из легких спла¬
вов оптимальный режим просвечивания с
экраном устанавливают с помощью спе¬
циальных графиков (рис. 13). По горизон¬
тальной оси на них нанесена толщина про¬
свечиваемого изделия, а по вертикали — ве¬
личина просвечивания Р, равнаягде i — сила тока в рентгеновской трубке,
ма\ F — расстояние от экрана до фокуса
трубки, м\ I — яркость экрана в едини-
цах N1.Зная предельно допустимый ток трубки и
допустимое расстояние F и яркость экрана
(обычно / = 1) по формуле определяют Р.*	1 стильб (сб) соответствует светимости пло¬
щадки в 1 см2, равной одной международной
свече.
КОНТРОЛЬ С ПОМОЩЬЮ ПРОНИКАЮЩИХ ИЗЛУЧЕНИИ257Далее по найденному Р и толщине просвечи¬
ваемого изделия определяют необходимое
высокое напряжение.В последнее время предложен ряд новых
способов усовершенствования -визуального
метода. Наибольшие перспективы из нихРис. 13. График для выбора режима визу¬
ального просвечиванияимеет метод с применением электронно-оп-
тических преобразователей (рис. 14), выпуск
которых налажен нашей промышленно¬
стью [6, 11].Излучаемые трубкой рентгеновы лучи 1
проходят через свинцовую диафрагму, про¬
свечиваемое изделие и стеклянный корпус
электронно-оптического преобразователя.Внутри корпуса на алюминиевой стенке
находится светящийся экран 2 и фотокатод.* 5 6 7 $ д/ 1 1 Рис. 14. Прин-
/ | I ципйальная
М | 1 с^сема прос-
вечивания с
\ 1 электронно.
\ I / оптическим
\ | /	преобразо-\ /	вателем—Рентгеновы лучи вызывают свечение этого
экрана. Зеркало, или призма 3 отражает
изображение объекта, счроектировавшееся
на экране, светосильный объектив 4 проек¬
тирует это изображение на фотокатод 5
каскадного электронно-оптического преоб¬
разователя 6, снабженного магнитной лин¬
зой 7, фокусирующей электроны. Усиленное
по яркости изображение на выходном экра¬
не преобразователя 8 рассматривается с
помощью окуляра 9.17	Металловедение (справочник), т. IРазмеры экрана — до 300 X 300 мм; раз¬
решение — около 100 штрихов на 1 см, уве¬
личение яркости изображения порядка 104.
Работая с применением электронно-оптиче¬
ского усилителя яркости, можно во много
раз уменьшить интенсивность и, отчасти,
жесткость рентгеновского излучения, что су¬
щественно облегчает решение вопросов за¬
щиты от вредного действия лучей. Вместе с
тем увеличение яркости позволяет улучшить
процентуальную чувствительность визуаль¬
ной дефектоскопии.В результате чувствительность просвечи¬
вания при этом в 1,5—2 раза выше, чем при
обычном визуальном просвечивании, и со¬
ставляет 3+3,5 (вместо 6%).Большая яркость изображения позволяет
применить просвечивание для контроля
движущихся изделий в поточных линиях.Если результаты контроля необходимо до¬
кументально зафиксировать, можно сфото¬
графировать изображение, видимое на
экране.Ионизационный методПринципиальная схема метода показана
выше на рис. 1.Изделие проверяют не одновременно, а
последовательно небольшими участками, со¬
ответствующими размеру входной щели
счетчика, перемещая деталь и оставляя не¬
подвижными трубку и счетчик.При правильном подборе напряжения,
приложенного к электродам, ток в цепи
пропорционален интенсивности рентгеновых
лучей. В связи с меньшей инерционностью
прибора, меньшим «мертвым» временем при¬
бора и большей чувствительностью счетчи¬
ки Гейгера — Мюллера распространены
значительно шире. В этом случае удается
при толщине изделия 2 м и больше до¬
стигнуть чувствительности 0,5%, т. е. более
высокой, чем при фотографическом методе.Важным преимуществом ионизационного
метода, помимо более высокой чувствитель¬
ности, является то, что он позволяет легко
организовать контроль непрерывно движу¬
щихся объектов и автоматизировать запись
результатов.С другой стороны, необходимо иметь в
виду, что с помощью ионизационного мето¬
да нельзя выявлять характера дефектов и
различать отдельные близко расположен -
ные мелкие дефекты.Повышать разрешающую способность ме¬
тода можно, уменьшая входное отверстие в
счетчике для рентгеновых лучей. При этом
уменьшается и одновременно .проверяемая
площадь изделия, но это приводит к увели¬
чению продолжительности контроля.4.	ОСНОВНЫЕ ОБЛАСТИ
ПРИМЕНЕНИЯ ПРОСВЕЧИВАНИЯПросвечивание металлов наиболее широ¬
ко шрименяется для контроля качества от¬
ливок и сварных соединений.
258МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙРис. 15 Рентгеновские снимки литых деталей без дефекта и с газо-
шлаковыми включениямиОсновные дефекты литья и сварных швов
и их характерный вид на рентгенограмме
приведены в табл. 6 и показаны на
рис. 15—16.Таблица 6
Области применения просвечиванияДефектыВид дефектов на рентгенограммеГазовыераковины■ Усадочные
раковиныТрещиныШлаковыевключенияЛиквацияТемные пятна и точки,
имеющие довольно четкое
очертание контуровТемные пятна неправиль¬
ной формы, обычно вытяну¬
тые, со слабым очертанием
наружных контуров
Интенсивные темные ло¬
маные линии, обычно схо¬
дящие на нет по концам
Темные пятна и точки не¬
правильной формы. Контуры
менее темные, чем у газо¬
вых включенийПятна самой разнообраз¬
ной формы, более темные,
чем основной фон (если лик-
вирует менее плотная со¬
ставляющая или в ее состав
входят большее количество
элементов с меньшим атом¬
ным номером), или более
светлые (если ликвирует
более плотная составляю¬
щая)В сварных швах просвечиванием удается
обнаружить дефекты трех видов: непрова-
ры, газовые и шлаковые раковины, а также
трещины (рис. 17). Для выявления этих де¬
фектов решающее значение имеет правиль¬
ный выбор направления просвечивания.
Так, для выявления трещин, вызванных тер¬
мическими напряжениями, рекомендуется
вести съемку по нормали к поверхности шва.
Непровар в ряде случаев легче обнаружи¬
вается при просвечивании вдоль плоскости
соединения основного и наплавленного ме¬
талла. Конкретные рекомендации по этому
вопросу приводятся в литературе [1, 9, 10].Качество сварных швов оценивают на ос¬
новании рентгеновских и уснимков по трех¬
балльной системе согласно ОСТ 20019—38.
Худшие по качеству, непригодные швы оце¬
ниваются баллом I, хорошие — баллом III.
На рис. 18 показаны схемы швов с дефекта
ми. отвечающими разным баллам.Просвечивание с успехом применяют для
определения разностенности полых изделий
и геометрии деталей машин, недоступных
непосредственному измерению (вентили, вы¬
хлопные клапаны, трубы), широко исполь¬
зуют для проверки днищ стальных баллонов
высокого давления. Основной вид брака в
этом последнем случае — трещины и склад¬
ки (завороты). Схема съемки показана на
рис. 19.Просвечивание изделий сложной формы
вызывает дополнительные затруднения.
Главные из них — невозможность вести
съемку всего изделия при одном режиме и
усиленная вуаль от вторичного и рассеян¬
ного излучения. Для искусственного вырав¬
нивания толщины изделия и поглощения
КОНТРОЛЬ С ПОМОЩЬЮ ПРОНИКАЮЩИХ ИЗЛУЧЕНИИ259Рис. 16. Рентгеновские снимки' магниевого сплава (электрон). Видна ликвация марганцаа6Рис. 17. Рентгеновские -снимки сварных: швов:
а — годный шов, балл III; б — негодный шов, зашлакованный непровар,
балл I; в — газовые строчечные поры, балл IIвторичных лучей применяют компенсаторы
[1, 2], т. е. вещества, имеющие такой же
коэффициент ц,, как и просвечиваемое из¬
делие.Просвечивание позволяет не только вы¬
явить наличие дефекта, но и установить его
координаты и толщину в направлении про¬
свечивания.В тех случаях, когда форма просвечива¬
емой детали простая, глубину залегания де¬
фекта от поверхности можно определить с
помощью двух снимков, сделанных при по¬
вороте детали на 90° (рис. 20).17*Если толщина детали в направлении АВ
велика или конфигурация детали сложна,
применяют следующий способ: после того
как сделан первый снимок, рентгеновскую
трубку смещают на определенное расстоя¬
ние параллельно пленке и на ту же пленку
делают второй снимок. На пленке получа¬
ются два изображения того же дефекта,
смещенные одно относительно другою
(рис. 21). Зная расстояние, на которое была
передвинута трубка б, расстояние на плен¬
ке между двумя изображениями дефекта a
и расстояние от фокуса трубки до пленки F,
260МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИНепридар б ЯилиХ- лучиТрещина Непровар шлаки по ИепроВад Сплоит- Поры
д вершине пядоезам нижнеи ная сетка
игла внутри шЗа кромки лорОценка по баллу J
R или Х-луииI	IС^] CSD| Оценка^ j
баллуШ{•Henpotfap нимнеи
нром/ги на /О % от
толщины основ¬
ного катериалаПортlSDшлаки по под¬
резан ВнутришбаНа этом принципе построены «локализа-
торы» — простые приборы, позволяющие оп¬
ределить глубину залегания дефектов без
особых вычислений [2].Толщину дефекта в направлении просве¬
чивания определяют из анализа плотности
почернения на бездефектном и дефектномРис. 21. Схема определе¬
ния глубины залегания
дефекта двумя снимками
на одну пленкуОценка по баллу/?—Рис. 18. Схема сварных швов с
характерными дефектами оце¬
ниваемыми баллами I, II, III
по снимкам, полученным с по¬
мощью проникающих излуче¬
ний ГЮ1Рис. 19. Схема съемки дна стального сосуда
для сжатого газа:/ — рентгеновская трубка; 2 — пленкаучастках по фотометрическим кривым (см.
статью «Рентгеноструктурный анализ»
стр. 192).Просвечивание кованых и штампованных
изделий менее эффективно. Это объясняет¬
ся небольшой толщиной дефектов после их
опрессовывания при деформации.Крупные трещины, надрывы, расслой вы¬
являются при просвечивании, если их на¬
правление совпадает с направлением лучей.
Трещины в виде волосовин обычно не выяв¬
ляются.В общем случае рентгеновский контроль
кованых и штампованных изделий дает
обычно не больший эффект, чем тща¬
тельный наружный осмотр этих изде¬
лий через лупу [2].Ь=хРис. 20. Схема определения положения де¬
фекта двумя снимками с поворотом детали
на 90°находят искомую глубину залегания дефекта
(исходя из подобия треугольников) по фор¬
мулех = аF +б5.	РЕНТГЕНОВСКИЕ ТРУБКИ.
АППАРАТЫ ДЛЯ ПРОСВЕЧИВАНИЯДля просвечивания применяют электрон¬
ные рентгеновские трубки различной кон¬
струкции в зависимости главным образом
от величины высокого напряжения и спо¬
соба охлаждения анода [12].Наиболее широко используются в отече¬
ственных аппаратах трубки типа БПВ-200
и З-БПМ-200.Кроме того, часто применяются:а)	для напряжений до 60 кв (при про¬
свечивании легких металлов) — трубки ти¬
па БПВ-60 (с водяным охлаждением) или
трубки для структурного анализа (см.
статью «Рентгеноструктурный анализ поли¬
кристаллов», стр. 208);*б) для напряжений 80—100 кв— диагно¬
стические медицинские трубки;
КОНТРОЛЬ С ПОМОЩЬЮ ПРОНИКАЮЩИХ ИЗЛУЧЕНИИ261в)	для напряжений 100—150 кв — спе¬
циальные трубки типа БПВ-150 с полым
заземляемым выносным анодом.При напряжениях больше 300 кв поль¬
зуются специальными секционированными
каскадными трубками с промежуточными
электродами и магнитной фокусировкой
электронного пучка.Рентгеновские аппараты для просвечива¬
ния различают по напряжению и транспор¬
табельности [13]. В случае массового про¬
свечивания сравнительно небольших дета¬
лей применяют стационарные аппараты.
Для просвечивания громоздких объектовпереключить на работу с диапазоном ре¬
гулирования от 50 до 100 кв при* токе
10 ма. Установка электрически безопасна 'И
снабжена автоматикой, не позволяющей
включать аппарат или выключающей его
при перегреве анода трубки, при перегруз¬
ках и газовании трубки и других наруше¬
ниях в электрической цепи.На рис. 22 показан передвижной рентге¬
новский аппарат РУП-200-20-5, пригодный
для работы в цеховых условиях.Аппарат РУП-4 (рис. 23) оборудован
двумя трубками: БПВ-200 (на 200 кв и
10 ма) с вынесенным анодом для просзе-Рис. 23. Рентгеновский аппарат для просвечивания
РУП-4Рис. 22. Передвижной рентгеновский
аппарат РУП’-гОО-гО-бцелесообразнее пользоваться передвижным
аппаратом и подвозить его к объекту.Электрические схемы аппаратов, рассчи¬
танных на напряжения больше 100 кв,
позволяют получать на рентгеновской труб¬
ке напряжения, в 2—3 раза превышающие
максимальное напряжение главного транс¬
форматора. Таким образом, используя
трансформатор на 50—100 кв, достигают
напряжений 200—300 кв.Все схемы умножения напряжения вклю¬
чают кенотроны и конденсаторы.В отечественных аппаратах получила наи¬
большее распространение электрическая
схема удваивания с пульсирующим напря¬
жением.В отечественных аппаратах для просве¬
чивания РУП-2 и РУП-4 на напряжение
200 кв применены две схемы удваивания
с трансформаторами по 50 кв каждый.
Нормальный диапазон регулирования на¬
пряжения — от 100 до 200 кв. Для про¬
свечивания легких сплавов аппарат можночивания полых изделий (на снимке — на
переднем плане) и острофокусной БПВ-150
(на 150 кв и 1 ма) с диаметром фокусаРис. 24. Эскиз контейнера для хранения,
переноски ампул и съемки [10]:/ — чугунный корпус; 2 — ампула (при
хранении); 3 — свинец; 4 —ампула (в от¬
крытом виде); 5—ампула (рабочее поло¬
жение); 6 — трос для перемещения ампу¬
лы; 7 — рукоятка для фиксации положения
ампулы0,7 1,0 мм (на снимке — укреплена в шта¬
тиве) .Для просвечивания легких сплавов пред-
назначен аппарат РУП-5 на Г>0 кв.^777777777777^^7777777777Z^^r,
262МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИДля напряжений до 400 кв применяется
аппарат РУП-3. Для получения еще более
жестких лучей в настоящее время выпу¬
скаются бетатроны с энергией излучения4—30 Мэв.При пользовании улУчами громоздкая
рентгеновская аппаратура заменяется ма¬
ленькой ампулой, в которой помещается ра¬
диоактивный препарат. Помимо прочих пре¬
имуществ, это дает возможность’ просвечи¬
вать такие места конструкции, куда подход
с рентгеновской трубкой затруднен. Ампу¬
лы содержат в специальных свинцовых кон¬
тейнерах (рис. 24), оборудованных управ¬
ляемым на расстоянии механизмом для
установки ампулы над объектом просвечи¬
вания.Общий вид установки для промышленной
у-дефектоскопии, выпускаемой отечествен¬
ной электропромышленностью, показан на
рис. 25.тельное действие лучей влияет на состав
крови (уменьшает число лейкоцитов), вы¬
зывает ожоги и тяжелые заболевания.Это вредное воздействие на организм
проявляется лишь после получения орга¬
низмом определенной дозы лучей. Предель¬
ной дозой для работников рентгеновских
лабораторий является 10-5 р/сек [14]. В ка¬
честве безопасной дозы облучения улУча*
ми при промышленном радиографировании
установлена доза 0,05 р за рабочий день.Меры защиты рассчитаны на то, чтобы
доза прямых и рассеянных лучей не пре¬
вышала указанной выше нормы.При работе с рентгеновыми лучами уча¬
стки, где доза выше допускаемой, ограж¬
даются перегородками, изготовленными из
свинца или других тяжелых материалов.Ниже указана толщина слоя свинца, ока¬
зывающего защитное действие при разных
напряжениях.Напряжение на трубке, /се, не
более	.	75 100Толщина свинца, мм	1 1,5Рис. Установка для просвечиванияу -лучам.и6.	ЗАЩИТА ОТ РЕНТГЕНОВЫХ
И у ЛУЧЕЙ И ЭЛЕМЕНТЫ
ТЕХНИКИ БЕЗОПАСНОСТИРентгеновы и у-лучи при работе без над¬
лежащей защиты оказывают вредное воз¬
действие на организм человека. Продолжи¬150 200 250 300 350 400 6002,5	4 6 9 12 15 35При использовании других материалов
нужно сделать пересчет, исходя из того,
что 1 мм свинца эквивалентен 3 мм свин¬
цовой резины, 4—5 мм свинцового стекла,
14 мм барита, 62 мм бетона, 110 мм кир¬
пича.Для устранения вредных газов (озона и
окислов азота), образующихся при работе
высоковольтной установки, должна быть
установлена вытяжная и приточная венти¬
ляция, обеспечивающая 6 10-кратный об¬
мен воздуха в час.Для предохранения от непосредственного
действия высокого напряжения все части
рентгеновского аппарата, находящиеся под
высоким напряжением, должны быть ограж¬
дены.Для работников рентгеновских лаборато¬
рий установлены трудовым законодатель¬
ством следующие сокращенные нормы ра¬
бочего времени: 6 час.—для работающих
на стационарных установках по просвечи¬
ванию и 5 час. — для работающих по струк¬
турному анализу и на передвижных уста¬
новках по просвечиванию.Основные мероприятия для уменьшения
дозы у-облучения следующие [9]:а)	уменьшение времени общего и мест¬
ного облучения;б)	увеличение расстояния от ампулы с
радиоактивным препаратом до поверхности
тела работающего.Все операции по у_ДеФектоскопии долж¬
ны выполняться в особом помещении. Если
по условиям производства эти операции
производятся непосредственно в цехах, то
в каждом конкретном случае должны быть
установлены границы безопасной зоны и
приняты меры к ее ограждению.При хранении и транспортировке ампул
должны строго выполняться специальные
правила [9].
РАДИОСПЕКТРОСКОПИЯ ЧИСТЫХ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ263Требования охраны труда при промыш¬
ленном радиографировании (/у-дефектоско-
пии) оговорены специальными правилами
ВЦСПС и Министерства здравоохраненияСССР от 7 июня 1948 г. и 4 апреля
1953 г.Подробные сведения о мерах защиты см.
[1, 2, 3, 9, 14].ЛИТЕРАТУРА1.	В. Г а й д о в с к и й. Исследование мате¬
риалов рентгеновскими и 7-лучами, Металлург-
издат, 1959.2.	А. К. Трапезников. Рентгенодефекто-
скопия, Машгиз, 1948.3.	А. П. Гринберг. Методы ускорения за¬
ряженных частиц, Гое.техтеориздат, 1950.4.	Институт научной информации АН СССР.
Применение бетатронов для технической рентге-
нодефектоскопии. Изд.-во’ АН СССР, 1955.5.	Г. Сибор и И. Перлман. Таблица
изотопов, Изд.-во иностр. лит., 1951.6.	Е. С. Лев и Г. Е. Егоров. Современное
состояние дефектоскопии металлов и ее примене¬
ние в промышленности. Ленинградский дом на-
учно-технической пропаганды, 1959.7.	С. М. Токмаков. Заводская лаборато¬
рия, 1958, № 8.8.	Л. К. Т з т о ч р н к о. С. В. Медведев.Промышленная гамма-дефектоскопия. Метал-
лургиздат, 1955.9.	С. В. Румянцев, Ю. А. Григорович.
Контроль качества литья и сварных соединений
гамма-лучами, Металлургиздат, 1954.10.	Г. И. Погоди н-А лексеев, С. Т. На¬
заров, М. Н. Г а п ч е н к о. Методы испыта¬
ний сварных соединений и конструкций, Маш¬
гиз, 1952.11.	М. М. Б у т а л о в. Известия АН СССР. Се¬
рия физ., 1959.12.	В. И. Р а н о в. Электронные рентгеновские
трубки, Госэнергоиздат, 1955.13.	В. К. Шмеле в. Рентгеновские аппараты.
Госэнергоиздат, 1953.14.	И. В. П е р е й к о в. Рентгенометрия, Гос-
техтеориздат, 1950.15.	В. И. Постников, В. А. Л е т е н к о.
Машиностроитель, 1959, № 10.ГЛАВА 16РАДИОСПЕКТРОСКОПИЯ
ЧИСТЫХ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ
(МЕТОД ЯДЕРНОГО МАГНИТНОГО РЕЗОНАНСА)В настоящее время большое распростра¬
нение получают методы изучения металлов
и сплавов, в которых используются магнит¬
ные и электрические свойства атомных
ядер, оказавшиеся весьма чувствительными
зондами состояний и процессов, возникаю¬
щих в металлах в результате легирования
и различных обработок.1.	ФИЗИЧЕСКИЕ ОСНОВЫМетод магнитного ядерного резонанса
(ЯМР), применяемый к чистым металлам
и сплавам, основан на том, что ядра ряда
изотопов имеют отличный от нуля собствен¬
ный момент количества движения, так на¬
зываемый спин (размерность: г • см • сек =—	эрг • сек = «действие») и связанный с ним
собственный магнитный момент (размер¬
ность: эрг/эрст)Гипотеза о существовании магнитных мо¬
ментов ядер впервые была высказана
В. Паули (1924 г.) для объяснения сверх¬
тонкой структуры оптических спектров.Существует эмпирическое правило, пока
не имеющее исключений, согласно которому
у четко-четных ядер (т. е. ядер с четнымизначениями атомного массового числа А
и атомного номера Z) магнитный момент
равен нулю.Это правило не распространяется на воз¬
бужденные состояния указанных ядер.Таким образом, к сожалению, далеко не
все изотопы можно использовать в методе
ЯМР. Например, ядра наиболее распростра¬
ненных изотопов углерода С12 и кислоро¬
да О16 принадлежат к числу четно-четных
ядер.Квантовая механика, в полном соответст¬
вии с опытом, показывает, что физические
величины могут принимать не любые, а
лишь вполне определенные — «дозволен¬
ные» — значения [1—6].При наличии внешнего магнитного поля
Ио проекция рн спина на направление по¬
ля может иметь только значенияpN=mh,	(1)где m — так называемое магнитное кванто¬
вое число, принимающее значения m = /,
/—1, I—2,..., —/+/, —I, I — спиновое чис¬
ло, связанное с длиной р вектора спина Р
соотношениемp = hVl(I- И) (2)
264МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИг{де h = h]2n, h — 6,625 • 10-27 эрг • сек —
постоянная Планка.Связь магнитного момента со спином вы¬
ражается соотношением11	= 7Р,	(3)где у —так называемое гиромагнитное от¬
ношение, которое можно также представить
в виде2	М0с= g p-о/А .(4)Здесь введена величина и0 =2М0с= 5,050 • 1Q—24 эрг/эрст, получившая назва¬
ние ядерного магнетона (М0 — масса про¬
тона). Из (3)и (4) следует:Р'Я=§т^А о-	(5)Величины y или g определяются из опы¬
та и пока не могут быть получены теоре¬
тическим путем.Ядра со спиновым числом /, превосходя¬
щим половину, обладают электрическим
квадрупольным моментом, характеризую¬
щим отличие распределения электрическо¬
го заряда в таких ядрах от сферически
симметричного.Энергия Е(т) изолированного магнитно¬
го момента в поле Н0 для состояния, ха¬
рактеризуемого определенным значением
магнитного квантового числа т, равнаЕ (т) = — |хя HQ = — gm vQ HQ (6)Если ввести так называемую лармораву
частоту ©о“о = Т^о.	(?)ТОЕ (т) = — mh (о0.	(7')Приведенные соотношения допускают сле¬
дующую наглядную иллюстрацию с по¬
мощью классической модели. Дозволенным
значениям проекции ядерного магнитногопрецессирует вокруг направления внешнего
поля с ларморовой частотой соо (рис. 1).Таким образом, формула (7') дает рав¬
ноотстоящие энергетические уровни, общее
число которых составляет 2/ + 1 и интер¬
валы между которыми равныA £=fto)0.	(8)В качестве примера рассмотрим случай,
3когда / = Получаем для т четыре зна-3	1	13чения: —, — и	(рис. 2).Рис. 2. Схема проекций спина и энергетических
уровней в магнитном полеВ таблице приведены значения ядерных
спиновых чисел /, магнитных моментов jut,
выраженных в долях ядерного магнетона
1л0, ларморовой частоты в поле напряженно¬
сти, равной 10000 эрст, электрического
квадрупольного момента для ряда изото¬
пов, а также содержания последних в при¬
родной смеси для данного химического эле¬
мента.Для совокупности N очень слабо взаимо¬
действующих ядерных магнитных момен¬
тов со спиновым числом /, находящихся в
тепловом равновесии при температуре 7\
устанавливается равновесное распределение
по отдельным энергетическим уровням, в ко¬
тором «населенность» m-то уровня опре¬
деляется формулой Больцмана:N (m)= AN exp_ £(т)\ =
kT )= AN exp ( hm щ/kT),(9)IРис. 1. Классическая
модель м- прецессии
магнитного момента
вокруг направле.
ния магнитного поля
Номомента в этой модели соответствует ди¬
скретный набор ориентаций момента отно¬
сительно направления внешнего магнитного
поля, определяемых «правилами простран¬
ственного квантования». Магнитный моментгде 1/Л s= 2 exp (hm со0[kT); k — постояннаяБольцмана.В такой системе спинов возможны пере¬
ходы .с одних энергетических уровней на
другие, при которых квантовое число тп
изменяется на величину Дт = ± 1 и, сле¬
довательно, изменение энергии при каждом
переходе определяется формулой (8). Пе¬
реходы из нижележащих состояний в вы¬
шележащие могут происходить только пу¬
тем поглощения квантов электромагнитной
энергии Ь (Do частоты со0> которая для обыч¬
но применяемых постоянных магнитных по¬
лей лежит в радиочастотном диапазоне (см.
таблицу). Отсюда вытекает возможность
создания метода ЯМР, являющегося ра¬
диочастотным аналогом оптической абсорб¬
ционной спектроскопии.
РАДИОСПЕКТРЦСКОПИЯ ЧИСТЫХ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ265| ИзотопРезонансная
частота u>0, мгц,
для поля в
10000 spcmСпиновое число IЭлектрический
квадрупольный
момент q 102*см2Распространен¬
ность, %П129,16512Н142,5771299,9844Н26,53612,77 1СГ31,56 10—2Н345,41412Li66,26514,6-10~47,43Li716,54732—4,2-10~292,57Be®5,983J3_22-10-2100С1310,7051~2~1,108N143,07612-10-299,635N154,315120,365О175,77252-4 -10~23,7-10-2Na284,4343Na2311,262_3_20,1100,0Mg2®2,606_5_210,05Al2711,094520,149100,0Si2*8,460124,70pel17,23512100,03—2S333,2662-6,4-100,74S365,08324,5-Ю-2K39\ ,9873293,08K402,47041,19 10—2K411,09236,912ПродолжениеИзотопРезонансная
частота w0, мгц.
для поля в I0000
эрстСпиновое число IЭлектрический
квадрупольный
момент я -1 О24,см2Распространен¬
ность. %Са432,865720,13Sc4510,34372100,0Ti«2,401725,51Ti472,400_5_27,75yeo4,24560,24V*i11,1937Т0,3100,0Cr632,406329,54Mn65Fe57Co67Co6810,55310,013,3_5_27220,5100,02,245Co®®Co60Ni6110,1034,67250,51001,25Cu6311,28532—0,1569,09Cu6512,090_3_2—0,1430,91Zn672,635524,12Ga6910,218_3_20,231860.2Ga7112,984J3_20,146139,8Ge731,48592-0,27,61As7®7,292320,3100,0Zr®14,0J5_211,23
266МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИПродолжениеИзотопРезонансная
часота to0, мгц
для поля в
10000 дрстСпиновое число./Электрический
квадрупольный
момент q-10я4см*Распространен¬
ность, %Nb9310,40792—0,4±0,3100Мо952,7745215,78Мо972,833529,60Rh1031,34012100,0Pd1051,745222,23Agio?1,7221251,35Ag10*1,981_1_248,65Cd1119,0281212,86Cd1139,4441212,34In1139,310_9_21,1444,16In1159,329921,16195,84Sn11513,22120,35Sn11715,77127,67Sn11915,87128,68Sb12110,1952—0,857,25Sb1235.51872*7-1.042,75Cs133
i Cs134
: Cs135Cs1375,5855,645,946,19Т47272«0,3100,0ПродолжениеИзотоп.Резонансная
частота (и0, мгц.
для поля
в 10000 дрстСпиновое число /1«V !д J2 с* !1§ *
н O.S
Ж<у соЧ ш О sО) X 2 5Распространен¬
ность, %Ва1354,25326,95Ва1374,763211,32Та1814,6721100,0W1832,752314,281Г1910,8123-1,238,51г1930,8621-1,061,5Pt19s9,153233,7Au1970,691320,561007J20324,331229,52TJ20524,571270,48Pb2078,8991221,11В j 2 0 96,84292-0,4100|П ри м е ч а. н и е.Отсутствиеданныхо распространенностиозначает. что данныйизотопявляется радиоактивным.Перейдем к описанию макроскопических
свойств равновесной системы спинов, нахо¬
дящейся при температуре Т в постоянном
магнитном поле Я0. Предположим, что о
единице объема имеется N спинов. Введем
статическую магнитную восприимчивость
Хо, представляющую магнитный момент еди¬
ницы объема (намагничение), отнесенный к
единичной напряженности поля:Х0 = М/Н0.	(U)По определению магнитный момент еди¬
ницы объема М представляет сумму про¬
екций ядерных магнитных моментов, нахо¬
РАДИОСПЕКТРОСКОПИЯ ЧИСТЫХ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ267дящихся в единице объема. Применение
формулы (9) дает/М = н (т) N (т) =—II= 7hAN Ут ехр (7 mhH0lkT) (12)
—/Для комнатной температуры и обычно
применяемых магнитных полей величина
ymhHoIkT = h ti)0mlkT весьма мала по
сравнению с единицей (для протоно-в и по¬
ля в 10000 эрст эта величина порядка 10-5).
Для малого аргумента аеа ^ 1 + аи,	следовательно, формула (10) переходит вII/A w £(1 + (йш0т/*Г)) = 2/+1, (10')—/а из (12) получаетсяTAN	( h<»omМ ъ	> m 1 42/+ I—/7 h 2N со03£Г (2/ 4- 1)/(/4-1) (2/-fl) (13)3/гГоткуда7.0 —ЪкТ(13')(14)Последняя формула совпадает с извест¬
ным выражением закона Кюри для темпе¬
ратурной зависимости парамагнитной вос¬
приимчивости.Впервые существование ядерного пара¬
магнетизма было непосредственно доказа¬
но в 1937 г. Б. Г Лазаревым и J1. В. Шуб-
никовым, измерившими в криогенной лабо¬
ратории Украинского физико-технического
института в Харькове температурный ход
магнитной восприимчивости твердого водо¬
рода в интервале от 1,76 до 4,22° К и опре¬
делившими магнитный момент прогона с
точностью до 10°/о [7].При наложении на систему ядерных маг¬
нитных моментов, находящихся в постоян¬
ном магнитном поле Я0, даже сколь угодно
слабого периодического магнитного поля
частоты соо, лежащего в плоскости, перпен¬
дикулярной направлению Я0, возникнут
квантоЕЫе переходы, которые нарушат тер¬
модинамическое равновесие (в этой системе,так как будут изменяться равновесные зна¬
чения N (ш) населенности дозволенных энер¬
гетических уровней. Однако, как и во вся¬
кой системе, выведенной из равновесия, в
результате взаимодействия ядерных маг¬
нитных моментов с окружающей средой
(например, твердым телом, которому при¬
надлежат спины) возникает релаксацион¬
ный процесс, стремящийся вернуть систему
в равновесное состояние.Среда, в которой находятся спины, по¬
лучила название решетки как для твер¬
дого, так и для жидкого состояния; а их
взаимодействие со средой называется спин-
решеточным взаимодействием.Обозначим через W{m-+mf) вероятность
того, что спин, находившийся в состоянии
т, за единицу времени в результате взаи¬
модействия с решеткой совершит переход в
состояние т' Число таких переходов за
единицу времени в единице объема равно
N (m)W (m-> т'). Равновесие сохраняется,
если это число равно числу обратных пере¬
ходов, т. е.N (т) W (т -+т') = N (т') W (т' -> т). (15)Однако из (9) следует:N (m)/N (m')=exp [{Е (т')—Е {m)/kT], (16)
откудаW (m' m) = W (m m') exp [(£ (mf) ——	E (tn))/kT].	(17)Таким образом, вероятности элементарных
актов поглощения и испускания кванта
энергии /гсо0 не равны друг другу, и, сле¬
довательно, в равновесном состоянии су¬
ществует избыток населенности нижележа¬
щих состояний по сравнению с вышележа¬
щими. Если какое-либо внешнее возмуще¬
ние вызвало перераспределение ядерных
магнитных моментов по состояниям, а за¬
тем система была предоставлена себе са¬
мой, то в результате спин-решеточного вза¬
имодействия возникнет релаксационный
процесс возвращения к равновесным значе¬
ниям населенности. Кинетику этого процес¬
са рассмотрим для частного случая I = V2.
Введем обозначениеW= Wи представим (17) в видеW ( - ~ - -у) = Г exp (7 ft H0/kT).Обозначим через п неравновесный избыток
ядер в состоянии т = V2.<18>Секундное изменение величины п равноdt L V 2 J \ 2 2J_\ .... / 1	12—	N(19)
268МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИМножитель 2 появляется потому, что при
1 1переходе	— —родного ядра число пизменяется на 2. Применяя (17) и (18), по¬
лучаем следующее кинетическое уравнение
для п:dn~df= 2W+ N— NL \lAHo
kT=•2 W<-т)kT— П+(19')(19")или
dn
~dt~В равновесном состоянии dn/dt = 0 и
п — п0. Таким образом, из (19") получает¬
ся для равновесия1 \ 7 hH0(-и окончательно
dn-jf-2 W(n0-kTn).(20)(21)этому, например, поглощение электромаг- ,
нитной энергии ядерными спинами проис¬
ходит не только при частоте ©о, но и при
других частотах, определяемых условиемш — 7 ^ (Я0 + Нлок)»где резонансная частота может изменяться1
в некоторых более или менее широких пре¬
делах. Для оценки порядка величины Ялок
напомним, что напряженность магнитного
поля магнитного момента убывает с рас¬
стоянием г обратно пропорционально треть¬
ей степени расстояния. По порядку величи¬
ны эта напряженность составляет jir-3. Так,
например, для |х = ц-0, где |х0 — ядерныйомагнетон, и для г = 1 А = 1(Н см
Ялок ~ Vх©/ 3 ~ 5 эрст.Соответствующее этому значению изме¬
нение бшо резонансной частоты равноЮ4 гц.5ш0 = 1 ЯЛ0К « V-1/Ьг 3Коэффициент W имеет размерность сек-1.Приняв2W=l /74,	(22)получим кинетическое уравнение в виде:^-^(«-по), <*'>решение которого, удовлетворяющее усло¬
вию при t = 0, п = па	начальное зна¬
чение), выражается соотношениемп0 — п (t) = (п0 — па) ехр (— ЦТх).Разность п0 — n(t) показывает отклоне¬
ние величины п от равновесного значения
п0 в момент t. Вычислив отношение этих
отклонений для моментов t <и t + Т\ полу¬
чимп0 — п (0 _ ехр (— t/Тг) =
п0 - n(t + 7\) ехр (- (/ + Тг)1Тг) *Таким образом, за характеристическое
время Т1 отклонение n(t) от равновесного
значения п0 уменьшается в е раз.Значения Ти получаемые на опыте, обыч¬
но лежат в пределах от Ш-4 до 104 сек.Перейдем теперь к учету влияния на ре¬
зонансные магнитные переходы ядер их
магнитного взаимодействия, называемого
спин-спиновым или диполь-дипольным вза¬
имодействием. В результате этого взаимо¬
действия на каждый магнитный диполь,
кроме внешнего поля, действует еще ло¬
кальное магнитное поле Ялок, создаваемое
соседними диполями. Поэтому в формулу
(7) для резонансной частоты вместо Н'о
войдет сумма Н0 + Н лок. Так как магнит¬
ные диполи участвуют вместе с ядрами в
тепловом движении и взаимная ориентация
соседних диполей, а также расстояние меж¬
ду ними беспорядочно меняются, Ялок не
имеет строго фиксированного значения. По-С другой стороны, для протона резонанс¬
ная частота в поле 5000 эрст составляет
около 2 • 107 гц. Следовательно, в этом слу¬
чае относительное изменение 6со0/со0 резо¬
нансной частоты, обусловленное диполь-ди¬
польным взаимодействием, составит около
0,05°/о.Таким образом, из N ядер в единице объ¬
ема за единицу времени dN ядер поглотит
излучение с частотой, лежащей в интервале
между со и со 4- da). Величина dN, очевид¬
но, пропорциональна общему числу ядер N,
ширине интервала da), а также вероятно¬
сти того, что за единицу времени под дей¬
ствием электромагнитного излучения про¬
изойдет переход с поглощением кванта ho.
Представим dN в видеdN = Ng (ш) d и>,	(23)где g(co) не известная пока функция ча¬
стоты со, связанная с упомянутой вероят¬
ностью перехода. Так как] dN{ <о) = N,то, очевидно,j S (ш) d О) = 1.оЭто соотношение называется нормировкой
функции. Так как величина dN пропорцио¬
нальна количеству электромагнитной энер¬
гии в интервале dco, поглощенной системой
ядерных магнитных моментов, то, очевидно,
функция £(со) характеризует частотную за¬
висимость поглощения или форму ли¬
нии ЯМР.Функция g(co) должна иметь максимум
при со = со0 и быть симметричной относи¬
тельно этой точки. Важной характеристи¬
кой является ширина линии, определяемая
интервалом частот, в котором величина по¬
глощения становится равной половине свое¬
го максимального значения, т. е. становится
РАДИОСПЕКТРОСКОПИЯ ЧИСТЫХ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ269.1равной — [g(со)]макс. Как показывает фор¬
мула (24), функция g(со) имеет размер¬
ность времени. Введем характеристическое
время Т2, определяемое соотношением■Т 2 =	(а))1макс*	(25)Эта величина непосредственно связана с
шириной линии, так как при одной и той
же площади под кривой (см. рис. 3) более
узкой линии соответствует большее значе-ние [£(ю)]макс-Поскольку ширина линии ядерного маг¬
нитного резонанса определяется в основ¬
ном диполь-дипольным взаимодействием,
Т2 называется временем спин-спиновой ре¬
лаксации. Другие факторы, влияющие на
ширину линий ЯМР, рассмотрены дальше.
Одним из таких факторов является неодно¬
родность постоянного поля Н0. Легко ви*
деть, что с увеличением подвижности ато¬
мов, ядра которых являются носителями
спинов, локальные поля сглаживаются,
вследствие чего ширина линий ЯМР умень¬
шается, т. е. линии должны становиться
более острыми.Обратимся теперь к вопросу о связи меж¬
ду формой линии ЯМР g(co) и вероятно¬
стью перехода m m', индуцированного
внешним линейно-поляризованным магнит¬
ным полем Я частотыН = COS оit.Если это поле расположено в плоскости,
перпендикулярной направлению постоянно-намического равновесия и в нем происхо¬
дит необратимое превращение в тепло ча¬
сти механической энергии, сообщенной телу
при деформировании. Таким образом, твер¬
дые тела даже в чисто упругой области
обнаруживают неупругие или релаксацион¬
ные свойства, характеризуемые внутрен¬
ним трением как мерой необратимых потерь
в материале. Закон Гука приобретает вид:
а (/) = М (а)) е (/),гдем (со) = Мх -j— iM2.М1—динамический модуль упругости, за¬
висящий от частоты. Деформация е(^) и
напряжение o(t) сдвинуты по фазе отно¬
сительно друг друга на угол <р, удовлетво¬
ряющий соотношениюig9 = M2/M1.Эта же величина является мерой затуха¬
ния упругих колебаний или внутреннего
трения Q-1. В случае слабого затухания
tg? = Q“1 = Ь/тс,где о — логарифмический декремент зату¬
хания колебаний.В интересующем нас случае системы спи¬
нов, помещенной в слабое периодическое
магнитное поле H(t), лежащее в плоско¬
сти, перпендикулярной к направлению по¬
стоянного поля, парамагнитную восприим¬
чивость можно представить соотношениемX = u — iv,	(27)где, следуя Ф. Блоху (1946 г.), полагаемW = (1/2)X0O)0^2
v = С1/г) ^2 '(о)0 — <о) Г2(28)(29)го поля Я0, то квантовая механика приво¬
дит к следующему выражению для вероят¬
ности P(m->m—1), которое дается здесь
без вывода:'1)	= (Vie) 8 (“) (H-m) X
X(/-m + l).	(26)При макроскопическом описании поведе¬
ния системы ядерных магнитных моментов
в переменном магнитном поле также мож¬
но ввести парамагнитную восприимчивость,
которая в отличие от статического случая
оказывается комплексной величиной, зави¬
сящей от частоты поля и указанных выше
двух времен релаксации.Аналогичное положение встречается в яв¬
лении упругой релаксации при периодиче¬
ском деформировании упругого тела. Так
как в этом случае деформирование произ¬
водится с конечной скоростью, деформируе¬
мое тело выводится из состояния термоди-Н\ — амплитуда периодического магнитно¬
го поля.Если амплитуда Н\ достаточно мала и
выполняется условие12Н21Т1 Г2< 1,то последним слагаемым в знаменателях
можно пренебречь, и формулы (28) и (29)
приобретут более простой вид:(о)п — со) Тои = ШХо»оТ,	—	ЧНг <28')V — (1/2) Х0СО0Т21 + К - “)2 т\
	1	1	+ (ш0 — ")2 Т2(29')Частотная зависимость вещественной ча¬
сти %, т. е. и (со), определяет дисперсию
ядерной парамагнитной восприимчивости.
270МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИПоглощение энергии за единицу времени
в единице объема равно2 -/соi4 = (w/2n)f Н (dM/dt) dt,
огде М — намагничение.По определению %м (/) = х И И (0.Представим Н в видеН = Н1 ехр (/ (о7).ТогдаdM/dt = х (w) i си Я] ехр (/ со /).Беря только вещественные части соответ¬
ствующих выражений, получаем2 тс/соЛ = (со2/2^) и#2 [ cos2 (ш /) dt =
о= (* 2) О) vHА = ■Nh2 соцсо(2/ + 1)£Г][V(mn.—/Таким образом, мощность А, отбираемую
от радиочастотного магнитного поля в еди¬
нице объема образца, можно представить
в видеА = (г/8)Х0ш0шЯ|8(ш). (33)Из сравнения формул (29) и (32) полу¬
чаем для формы линии g(cD) функцию*(“) =	2Ti 2 а . (34)^ "1“ (^О — ^2
представленную на рис. 3.(30)Рассмотрим тот же вопрос с точки зре¬
ния элементарных актов поглощения спи¬
нами энергии радиочастотного магнитного
поля.Число п избыточных уровней т по срав¬
нению с уровнями т — 1 в единице объе¬
ма, согласно (20), равноN ht»)0П= (2/+1 )kTПри каждом акте перехода m^m — 1
поглощается квант ft со. Число переходов
в единице объема за единицу времени со¬
ставляет nP(m^m—1). Таким образом,
полное поглощение радиочастотной энер¬
гии в 1 см3 за 1 сек. можно представить
выражениемИспользуя формулу (26), получаемРис. 3. Форма линии ЯМРЭта форма получила название Лорентцо-
вой. Опыт показывает, что наблюдаемая
форма линии в ряде случаев весьма близ¬
ка к Лорентцовой. Однако в случае твер¬
дых тел эта форма может значительно от
нее отличаться, в частности могут наблю¬
даться два или несколько максимумов.2. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ МЕТОДЫИмеется несколько путей наблюдения илиг.
как говорят, обнаружения сигналов ЯРМГ
причем следует отличать «сигнал диспер-А =Nh272 Я?’ S («>)16.(2/ + 1 )kT2<'-/m) (I /я -f- 1),(30')откудаА = (i/M kT) Nh2 I2 Н2 о/0'ш g (со) / (/ + 1).Сопоставление (30) и (30') дает выраже¬
ние для v:V	= (2/12 kT) Nh 2 72 Я2 о>0 g (ш; / (/ —|— 1) == (Ь 2 кТ) N f2 Н2 u>0 p.2 g (ш). (31)Вспоминая определение (11) статической
ядерной парамагнитной восприимчивости
Хо. получаеми = (г/4)шоХо^Н-	(32)сии», когда речь идет о величине и, от
«сигнала поглощения», если имеют в виду
наблюдение величины v.Так как в дальнейшем нас будет интере¬
совать применение метода ЯРМ к металли*
ческим объектам, следует сразу же отме¬
тить особенности, связанные с этим обстоя¬
тельством. Скин-эффект исключает воз¬
можность проникновения внутрь массивного
куска металла радиочастотного магнитного
поля. Поэтому металлические образцы дол¬
жны состоять из достаточно мелких опи¬
лок, отделенных друг от друга оксидными
пленками или приготовленных в виде взве¬
си в каком-либо масле. Наличие в метал¬
лах электронов проводимости приводит к.-
РАДИОСПЕКТРОСКОПИЯ ЧИСТЫХ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ271изменению резонансной частоты по срав¬
нению с той же величиной, получающейся
для данных ядер при помещении их в не¬
металлическую среду. Это изменение резо¬
нансной частоты называется сдвигом Найта.Радиоспектрометр для исследования ЯМР
должен содержать магнит, создающий в за¬
зоре, достаточном для помещения измери¬
тельной головки с держателем для образ¬
ца, магнитное поле максимально достижи¬
мой напряженности, обладающее высокой
однородностью.При сопоставлении электромагнита с по¬
стоянным магнитом нужно подчеркнуть, что
преимущество первого заключается в воз¬
можности получить высокие значения на¬
пряженности поля Я0 и в возможности
плавно изменять в широких пределах эту
величину. Серьезным недостатком электро¬
магнитов является трудность поддержания
постоянства поля. Постоянные магниты не
имеют этого недостатка, но они не позво¬
ляют изменять в широких пределах напря¬
женность поля, которая даже в случае при¬
менения высококоэрцитивных сплавов типа
«магнико» не может превысить 8000 эрст.
В работе [8] рассмотрены принципы расчета,
конструкция и технология изготовления по¬
стоянного магнита, позволяющего получить
в междуполюсном пространстве поле по¬
рядка 7000 эрст.Переходя к практическим способам воз¬
буждения и регистрации сигналов ЯМР,
отметим три основных радиоспектроскопи¬
ческих метода:1)	метод ядерной индукции Блоха, Ган¬
зена и Паккарда (1946 г.);2)	метод спинового эхо Гана (1950 г.),3)	метод резонансного поглощения Пер-
сэлла и Паунда (1946 г.).Метод ядерной индукции основан на ис¬
пользовании того, .что переориентировка
ядерных магнитных моментов в периоди¬
ческом поле означает периодическое изме¬
нение результирующего момента образца,
прецессирующего вокруг постоянного поля
Я0. Если образец поместить в цилиндри¬
ческую катушку, ось которой расположена
в плоскости, перпендикулярной к направ¬
лению Я0, то периодическое изменение маг¬
нитного потока, пронизывающего катушку,
индуцирует в последней периодическую
электродвижущую силу, пропорциональ¬
ную #i со (и cos со t + v sin со t), являющу¬
юся, таким образом, суммой двух состав¬
ляющих. Одна из них, пропорциональнаяи,	находится в фазе с наложенным на об¬
разец периодическим магнитным полем ам¬
плитуды Я1, вторая же, пропорциональная
v, сдвинута по фазе на 90° С помощью со¬
ответствующих радиотехнических средств
обе составляющие можно усилить и запи¬
сать. Обычно на образец надевают две ка¬
тушки, через одну из которых, называемую
датчиком, пропускают переменный ток вы¬
сокой частоты, создающий линейно поля¬
ризованное радиочастотное поле Яi cos со t
в плоскости, перпендикулярной Я0. Вторая
катушка, называемая приемником, распо¬лагается под прямым углом к первой. Этим
исключается непосредственное наведение
радиочастотной э. д. с. в 'Приемнике током
в датчике.К этому методу тесно примыкает им¬
пульсный метод Гана, в котором поведение
системы ядерных спинов наблюдается пос¬
ле приложения радиочастотного импульса.После снятия импульса регистрирующий
прибор запишет ослабевающий сигнал ядер¬
ной индукции, обусловленный свободной
прецессией спинов, амплитуда сигнала убы¬
вает во времени по экспоненциальному за¬
кону со скоростью, определяемой временем
спин-спиновой релаксации Т2. Ган заметил,
что при наложении двух последовательных
интенсивных импульсов, разделенных про¬
межутком времени to, кроме двух сигна¬
лов, отделенных друг от друга интерва¬
лом /0, прибор регистрирует третий сигнал,
возникающий через промежуток времени
t0 после второго импульса (рис. 4). ЭтотJVjv_a_О	t„	2teРис. 4. Схема1ическое изображение си¬
гналов на экране осциллографа в опы¬
те со спиновым эхоимпульс получил название спинового эхо.
Теория явления довольно сложна, но его
происхождение наглядно поясняет образ¬
ная аналогия, предложенная Ганом. Пред¬
ставим себе бегунов, одновременно старту¬
ющих по выстрелу стартера (первый им¬
пульс). Бегуны на беговой дорожке растя¬
нутся в цепочку (затухание начального
сигнала ядерной индукции). Пусть по вто¬
рому выстрелу (второй импульс) все бегу¬
ны поворачивают и бегут обратно. Про¬
должая бежать с теми же скоростями, они
будут сокращать расстояния между собой
и вернутся на старт одновременно (спино¬
вое эхо). Этот метод, позволяющий нахо¬
дить времена релаксации, и был успешно
применен к измерению параметров само-
диффузии в жидкостях. Существенное пре¬
имущество метода спинового эха состоит в
отсутствии помех (шумов), связанных с
генерированием радиочастотного поля, так
как здесь наблюдается свободная прецес¬
сия спинов.В отличие от описанных методов в мето¬
де резонансного поглощения резонанс об¬
наруживается по реакции контура, являю¬
щегося источником радиочастотного поля.К настоящему времени разработано
очень большое число вариантов этого ме¬
тода [4, 5]. Остановимся на схеме (рис. 5),
примененной в радиоспектрометре кафедры
физики Московского института стали
(РСКФ-МИС-1) и описанной в работе [9].Образец в виде опилок объемом около2	см3, помещенных в откачанную стеклян¬
272МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИную или кварцевую ампулу, находится в
катушке, которая вводится в центр зазора
магнита и располагается перпендикулярно
силовым линиям магнитного поля. Генера¬
тор высокой частоты создает в катушке
радиочастотные колебания малой амплиту¬
ды. Прохождение резонанса осуществляет¬
ся медленным изменением частоты задаю¬
щего генератора с помощью синхронногометра, включаемые после генератора и де¬
тектора, имеют целью увеличение получае¬
мого на выходе детектора отношения уров¬
ня сигнала к уровню шумов. К решению
этой важной задачи О. Т. Малючков при¬
менил теорию известных в радиотехнике
балансных модуляторов и показал, что оп¬
тимальное отношение уровня сигнала к
уровню шумов получается с помощью такРк'!. 5. Блок-схема радиочастотного спектрометра РСКФ-МИС-1электродвигателя с редуктором. При этом
добротность Q катушки уменьшается про¬
порционально поглощенной образцом мощ¬
ности высокочастотных колебаний. В
РСКФ-МИС-1 применены два типа автодин-
ных генераторов. В схеме Гопкинса [101
совмещены функции генератора и детекто¬
ра колебаний высокой частоты. Скорость
прохождения резонанса изменяется от 0,1
до 5 (кгц/мин). путем смены шестерен ре¬
дуктора или изменения частоты колебаний
генератора, питающего двигатель редук¬
тора.Схема проста по конструкции, удобна в
эксплуатации и позволяет проводить иссле¬
дование ЯМР в диапазоне от 8 до 25 мгц.
Однако существенным ее недостатком яв¬
ляется искажение формы линии, появляю¬
щееся при изменении уровня колебаний, ко¬
торое вызывается изменением добротности
катушки.В схеме генератора Паунда и Уоткинса
[11] постоянство уровня колебаний при про¬
хождении линии обеспечивается введением
обратной связи.Предусмотрено также устройство для
записи калибровочных сигналов с целью
сравнения интенсивности сигналов ЯМР в
различных веществах. Узлы радиоспектро¬называемого двойного кольцевого модуля¬
тора. Для регистрации сигналов ЯРМ при¬
меняется электронный потенциометр типа
ЭПП-09, записывающий производную
dg((i))/d(d формы линии по частоте, что
представляет известные преимущества при
обработке экспериментальных данных.Применение метода ЯМР в металлове¬
дении основывается на влиянии, оказывае¬
мом примесями и легирующими добавками,
а также дефектами кристаллической ре¬
шетки на характеристики линий ЯМР, т. е.
на их. положение, интенсивность, форму,
ширину и величину электронного сдвига
(найтовского сдвига). До сих пор этот ме¬
тод допускал исследование только диа¬
магнитных и слабопарамагнитных веществ.
Однако получение сигнала ЯМР от ко¬
бальта открывает принципиальную воз¬
можность его применения к ферромаг¬
нетикам.В рамках настоящего обзора мы ограни¬
чимся только несколькими типичными при¬
мерами использования метода ЯМР в ме¬
талловедении.Введение легирующих добавок оказывает
иногда очень сильное влияние на картину
ЯМР. Так, например, в латуни (80% Си,
20% Zn) сигнал ЯМР не наблюдался, хотя
РАДИОСПЕКТРОСКОПИЯ ЧИСТЫХ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ273такое же количество чистои меди давало
сигнал с интенсивностью, более чем в 100
раз; превышавшей шумы [13]. Этот резуль¬
тат объясняется квадрупольным эффектом,
проявляющимся в тех случаях, когда ядра
с отличным от нуля электрическим квадру¬
польным моментом оказываются в локаль¬
ных (в областях атомного масштаба) элек¬
трических полях кристаллической решетки,
симметрия которых отлична от кубической.
В а-латуни решетка кубическая, однако
окружение отдельных атомов, имеющих
ближайшими соседями атомы Zn, не будет
обладать этой симметрией.В месте нахождения ядер меди возник¬
нут неоднородные как по величине, так иWcrОтожженный1tj18суЧастично отожженный'Свежие опилкиО 5 10 15 20
Содержание цинка или сереб¬
ра, °/оРис. 6. Интенсивность сигнала ЯМР от
Си63 в отожженной и наклепанной- ме-
ди и в сплавах с Zn и Ag. Наклеп уни-
3 11	3чтожает переходы	► - и	>	2 2 2 2Отжиг полностью восстанавливает ин¬
тенсивность:X — интенсивность сигнала от Сии в
цинковом сплаве, О — в серебряномили других дефектов кристаллической ре¬
шетки. ^Квадрупольные эффекты для ядерс / = —, — и т. д. проявляются в исчез¬
новении всех переходов, кроме переходов3	11	32	й 2остается только «центральная» линия ЯМР,
а боковые линии (сателлиты или спутники)
отсутствуют. С увеличением концентрации
легирующей добавки (Zn в Си) происхо¬
дит расширение центральной линии, сопро¬
вождаемое кажущимся падением интенсив¬
ности до такой степени, что линия стано¬
вится ненаблюдаемой (рис. 6).Значительный интерес представляет ис¬
следование металлических элементов, яд¬
ра которых не имеют квадрупольного мо¬
мента. Таким элементом является таллий
(Tl205, I = V2). Бломберген и Роуланд [13]
изучили концентрационную зависимость
электронного сдвига для твердого раство¬
ра Sn в Т1. Данные, представленные на
рис. 7, позволяют заключить об увеличениикгц153001525015200151501510015050у--2015101009080О70Содержание TL в Sn, % (am.)Рис. 7. Сдвиг линии ЯМР Т1205 в твердом
растворе Т1 в Sn. До концентрации 3fl/«
олово не влияет на электронный сдвиг
Г1205. Для более высоких концентраций
кривая дает заполнение зоны проводимос¬
ти и относительное число электронных со-
стояний N(E), приходящихся на единич¬
ный интервал энергиипо направлению локальные электрические
поля, которые дадут вклад в потенциаль¬
ную энергию этих ядер. Напомним, что
энергия точечного заряда в электрическом
поле определяется потенциалом поля ср; в
выражение для энергии электрического ди¬
поля входят производные потенциала по
координатам, т. е. составляющие напря¬
женности поля; наконец, энергия квадрупо-
ля зависит от производных составляющих
поля по координатам, неудачно названных
градиентом поля; таким образом, в послед¬
нем случае энергия определяется неодно¬
родностью поля. Эта неоднородность су¬
ществует даже в чистых металлах, где она
создается деформациями вокуг дислокаций18	Металловедение (справочник), т. Iчисла электронов проводимости в единице
объема с повышением содержания олова и
цают сведения о распределении этих элек¬
тронов по энергиям. В этой работе была
обнаружена анизотропия сдвига в Sn,
равного 0,79%, вдоль тетрагональной оси
и 0,74% в перпендикулярном направлении.
В Т1 сдвиг равен 1,54%.В сплавах на основе таллия сдвиг не¬
прерывно меняется с составом каждой
фазы. В сплаве Tl-Mg обнаружен макси¬
мальный сдвиг в 2,1%, а в сплаве Tl-Na
найден отрицательный сдвиг, равный —1%.Интересные результаты (рис. 8) по изу¬
чению методом ЯМР сплава А1 с 0,64%
(ат.) Mg получил Роуланд [14].
274МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИВ наклепан-ном медном порошке интен¬
сивность сигнала ЯМР в 2,5 раза умень¬
шается по сравнению с отожженным, а
ширина линии значительно возрастает.
В. С. Павловская и Ю. С. Старк на уста¬
новке РСКФ-МИС-1 исследовали влияние
различных степеней наклепа на линию
ЯМР чистой меди. Увеличение степени
пластической деформации сопровождается1,00,750,25
ОРис. 8. Влияние отжига на наклепанный А1
с 0,64ю/о (ат.) Mg: :
а — свежие опилки; б — после отжига при
250° в течение 87 час.; в — после отжига при
480° в течение 2 час.; г — чистый алюминийрасширением линии и уменьшением интен¬
сивности. Эти эффекты наблюдались для
очень малых степеней наклепа, когда рас¬
ширения рентгеновских интерференций еще
нельзя заметить. Эти результаты указыва¬
ют на возможность применения метода
ЯМР к изучению начальных стадий пла¬
стической деформации и связанных с ней
скоплений дислокаций.Поле упругих напряжений в окрестности
дислокаций вызывает изменение электри¬
ческого поля вокруг ядер, являющихся
источниками сигналов ЯМР, и приводит
к изменению параметров линий резонанс¬
ного поглощения.Применение к обработке эксперименталь¬
ных данных теоретической формулы Уот¬
кинса позволяет получить значение верх¬
него предела плотности дислокаций в хо-
лоднодеформированной меди, составляю¬
щее 2-1011 см~2. Эта оценка получена
Бломбергеном (1955 г.) и Старком
(1959 г.). Имеются данные о возможности
изучения методом ЯМР процесса полиго-
низации в чистых металлах: переход от
беспорядочного расположения дислокаций
к упорядоченному сопровождается увели¬
чением резонансного поглощения.Этим же методом можно изучать про¬
цессы распада пересыщенных твердых раст¬
воров. В работе [15] метод ЯМР применен
к исследованию естественного и искус¬
ственного старения дуралюминия, доста¬
точно подробно изученного другими мето¬
дами. Измерялись интенсивность, ширина
и форма линий поглощения ЯМР. Исследо¬
ванный сплав содержал 4,57% (вес.) Си,0,55% (вес.) и 0,6% (вес.) Мп. Об¬
разцы представляли порошок (опилки) с
размером частиц в 320 мещ.617061806190При естественном старении измерения
производились непрерывно на протяже¬
нии 8 час. сразу после закалки.По экспериментальным данным вычисля¬
лись так называемые моменты линии. Мо¬
ментом п-го порядка называется величина00Sn = J (w0 — со)п g (u>) d CO.0Форму линий можно характеризовать ве¬
личиной К (фактор формы), представляю¬
щей отношение четвертого момента к квад¬
рату второго. Для лорентцовой формы
К = 6,54; для гауссовой формы§ (со) = 0/& Ух ) ехр [— 4л:2 (u) — w0)2b2\,где b = 2S0, фактор формы равен 3.Непосредственно после закалки линия
имела гауссову форму, но интенсивность
была значительно меньше, чем при отож¬
женном сплаве. Последний факт можно
объяснить искажением кубической сим¬
метрии в кристаллической решетке пере¬
сыщенного однофазного твердого раство¬
ра, обусловленным в основном различием
атомных радиусов компонент сплава.В течение 8-час. выдержки при комнат¬
ной температуре ширина линии сначала
уменьшается, через 5—6 час. проходит че¬
рез минимум и снова возрастает. Форма
линии через 5—6 час. приближается к ло¬
рентцовой, а затем снова возвращается к
начальной гауссовой. Уменьшение ширины
и приближение фактора формы к значе¬
нию К = 3 можно объяснить появлением
на этой стадии распада интенсивной диф¬
фузии в поле напряжений [16], возникаю¬
щих в результате образования сегрегаций,
когерентно связанных с матрицей. После¬
дующие изменения параметров линии ЯМР
указывают на постепенное уменьшение по¬
движности атомов, очевидно, вследствие
окончания в сплаве перегруппировки ато¬
мов, обычно связываемой с образованием
зон Гинье—Престона. Характер линий
ЯМР свидетельствует, что на этой стадии
распада искажения кристаллической ре¬
шетки значительно превосходят искаже¬
ния в отожженном сплаве.Метод ЯМР позволяет решать также и
вопросы структурного анализа. Как из¬
вестно, рентгенографическое определение
позиций протонов в водородсодержащих
системах, например гидридах, невозможно.
В ряде случаев для этого применяется
нейтронографический метод, показавший,
что, например, в ZrTi2 протоны распола¬
гаются в тетраэдрических порах кристал¬
лической решетки. Для TiH2 подобные дан¬
ные отсутствуют. В [17] методом протон¬
ного магнитного резонанса (ПМР) пока¬
зано, что и в этом гидриде протоны рас¬
полагаются в тетраэдрических порах. Со¬
поставление формы линий ПМР и значе¬
ний S2 для ZrH2 и TiH2 приводит к выво¬
ду, что в гидриде циркония связь прибли
СПЕКТРАЛЬНЫЙ АНАЛИЗ275жается к ковалентной, а в гидриде тита¬
на — имеет металлический характер. Эти
заключения подтверждаются измерениями
парамагнитной восприимчивости [12].Приведенные примеры показывают мно¬
гообразие возможностей метода ЯМР в
решении важных задач металловедения и
физики металлов.ЛИТЕРАТУРА1.	я. Г. Д о р ф м а н. Магнитные свойства
атомного ядра, Гостехиздат, 1948.2.	С. В. В о н с о в с к и й. Современное учениео	магнетизме, Гостехтеориздат, 1952, стр. 39—
68.3.	Н о р м а н Ф. Рамзей. Моменты и ста¬
тистика ядер. Экспериментальная ядерная физи¬
ка. Под ред. Э. Сегре. т. I, ч. III, ИЛ, 1955,
стр. 301-417.4.	Э. Эндр: Ядерный магнитный резонанс,
ИЛ, 1957.5.	A. L б s с h е. Kerninduktion, Berlin, 1957.6.	Н. М. Померанцев. Динамический
метод исследования ядерного парамагнетизма.
Успехи физических наук, 1955, т. 55, № 1., стр. 3.7.	Б. Г. Лазарев, Л. В. Шубников,
Physikalische Zeitschriit der Sowjetunion, 1937,
т. II, стр. 445.8.	О. Т. М а л ю ч к о в, В. С. Павлов¬
ская, Научные ДОКЛ1ДЫ высшей школы (Ме¬
таллургия), 1958, № 3, стр. 231.9.	О. Т. М а л ю ч к о в. Исследование гидри¬
дов Ti, Zr и Nb методом ЯМР. Автореферат дис¬
сертации, Московский институт стали, 1959.10.	W. J. Hopkins, Rev. Sci. Instr. 1949,
т. 20, стр. 401.11.	R. V. Pound, Progr. Nuel. Phys. 1952,
т. 2, стр. 21.12.	W. Lrzebiatowski. B. Stalinski,
Bull. Acad. Polon. Sci., CLasse III, 1953, т. I,
№ 3/4, стр. 131.13.	N. Bloembergen. T. J. Rowland,
Acta Metallurgica, 1953, т. I, № 6, стр. 731.14.	T. J. Rowland, Acta Metallurgica, 1955,
т, 3, № 1, стр. 74.15.	В. С. Павловская, В. H. Поддья-
ков, Б. Н. Финкельштейн, ФММ 1960,
т. 10, №3.16.	С. Т. к О н о б е е в с к и й, ЖЭТФ, 1943.
т. 13, стр. 418.17.	О. Т. Малючков, Б. Н. Финкель¬
штейн. ДАН СССР, 1959, т. 127, № 4, стр. 822.ГЛАВА 17СПЕКТРАЛЬНЫЙ АНАЛИЗСпектральный анализ — один из наибо¬
лее распространенных современных физи¬
ческих методов определения химического
состава металлов и сплавов.Особенности спектрального анализа сле¬
дующие:1)	высокая скорость анализа, до¬
стигающая в ряде случаев 1—2 мин. (вре¬
мя, непосредственно затрачиваемое на пол¬
ный анализ образца);2)	высокая ч увствительность,
позволяющая обнаруживать и измерять
весьма малые концентрации элементов
(иногда стотысячные и даже миллионные
доли процента), а также проводить коли¬
чественный аналю при наличии весьма ма¬
лых количеств вещества, иногда долей мил¬
лиграмма;3)	универсальность аппаратуры
и методов проведения анализов;4)	и и з к а я стоимость анализа (в5—25 раз меньше стоимости химического
анализа) при сравнительно высокой стои¬
мости основного оборудования;5)	проведение анализа не требует
отбора специальных проб; анали¬
зу может быть подвергнута любая деталь,
причем в процессе определения состава
она почти не подвергается изменениям и в
большинстве случаев сразу после анализа
может быть использована по назначению.Точность метода, характеризуемая сред¬
ней квадратичной относительной погреш¬
ностью результатов, достигает ггри ис¬
пользовании наиболее совершенных прие¬
мов 1—2% Такая точность приводит к
значительному преимуществу спектрально¬
го анализа по сравнению с обычными хи¬
мическими методами при определении ма¬
лых концентраций элементов (долей про¬
цента). При определении средних по ве¬
личине концентраций (порядка процентов)
спектральный анализ равен по точности
химическому; ггри измерении больших со¬
держаний (десятки процентов) он, как
правило, уступает химическому.Перечисленные особенности обусловли¬
вают то обстоятельство, что в настоящее
время подавляющее большинство анализов
металлов и сплавов производится спект¬
ральным методом.Сущность спектрального анализа состо¬
ит в следующем.Анализируемое вещество, находящееся
обычно в твердом или жидком состоянии,
превращается в пар. Полученный пар «воз¬
буждается», т. е. к составляющим его сво¬
бодным атомам подводится дополнительная
энергия, в результате чего наружные элек¬
троны электронной оболочки атома, ме¬
нее сильно связанные с ядром, переходят
из своей: нормального энергетического со18*
276МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЯстояния в более высокое — «возбужден¬
ное^ — состояние. Возвращаясь затем
спонтанно в нормальное состояние, ато¬
мы излучают полученный им при возбуж
дении избыток энергии в виде света оп¬
ределенной длины волны. Различные ато¬
мы данного элемента могут, вообще гово-ду двумя электродами, одним из которых
служит исследуемый образец, а вторым,
«подставным» — стержень или диск из ка¬
кого-либо чистого металла, определение
которого в пробе не производится (иногда
оба электрода изготовляют из анализи¬
руемого материала).с,7Рба76ЛвЗАее]34,6Asj923Си?92,1osf88,5Si?	Sif Si? SiJ Sif06,3	14,3 16,1 192 24,1Bl Bl
9$fi 97,7be] 6as Ca*
980 002,00,7Zn'9
02,0NiiЩ9Sb*
JO,5ВЦSii ii i j i i | т г | II i j mi jii i | »i, i u i | i mi2480	2480	2500	2510	2520Рис. 1. Участок спектра железа с отмеченными положениями аналитических
линий некоторых элементовcol214№ря, возбуждаться по-разному и испускать
свет различных длин волн, однако сово¬
купность всех этих длин волн, называемая
эмиссионным спектром, вполне определен¬
на и характерна для данного элемента.Спектры всех технически важных метал¬
лов в настоящее время хорош-о изучены, и
значения длин волн испускаемых ими
световых лучей сведены в таблицы.Для проведения качественного
спектрального анализа необходимо слож¬
ное излучение светящихся паров разло¬
жить на простые, монохроматические лу¬
чи, определить их длины волн и с помо¬
щью таблиц установить принадлежность
их к спектрам того или иного элемента,
присутствие которого в светящихся парах,
а следовательно, и в анализируемой пробе
становится при этом несомненным.Количест в ени ый спектральный
анализ основан на существовании опре¬
деленной связи между числом светящихся
атомов и измеряемой в процессе анализа
интенсивностью света соответствующих
длин волн.Превращение в пар, возбуждение атомов
пара и излучение ими света осуществля¬
ются совместно в так называемых анали¬
тических источниках света. В современной
практике такими источниками являются
главным образом дуговой или искровой
электрический разряд, образующийся меж-Превращение вещества пробы в пар и
возбуждение атомов пара происходят в
этих источниках главным образом за счет
тепловой энергии, выделяющейся при про¬
хождении электрического тока и обуслов¬
ливающей повышение температуры на
электродах до температур кипения, а в
межэлектродном промежутке до 10000° и
более.Питание дуги осуществляется от сети пе¬
ременного тока с помощью специальных ге¬
нераторов дуги переменного тока (напря¬
жение 120/220 в, сила тока 5—10 а). Для
питания искрового разряда применяются
искровые генераторы (напряжение 10 /се,
мощность 0,5 ква). В искровом разряде
процессы превращения пробы в пар в боль¬
шинстве случаев протекают более стабиль¬
но. Поэтому искра — наиболее подходящий
источник для проведения количественного
спектрального анализа.При работе с дугой точность анализа
несколько снижается из-за интенсивного
образования окислов на поверхности
электродов, нарушающих регулярность ис^
парения, однако чувствительность анализа
в связи с более сильным разогревом элек¬
тродов значительно возрастает. Поэтому
дуга применяется главным образом при
проведении качественного спектрального
анализа, а также при грубом, так назы¬
ваемом полуколичественном анализе и при
СПЕКТРАЛЬНЫЙ АНАЛИЗ277количественном определении малых содер¬
жаний элементов. Когда окислительные
процессы развиты слабо (нержавеющие,
стали), анализ с дугой по точности не усту¬
пает анализу с искрой.Разложение света по составляющим его
длинам волн осуществляется с помощью
спектральных аппаратов. Свет входит в
них через узкую щель (шириной ~ 10-2 мм)испытуемый материал88 или 9
7следующих способов: визуальным, фото¬
графическим и фотоэлектрическим.При визуальном способе спектраль¬
ный аппарат снабжается окуляром для
рассматривания спектров в увеличенном
виде. Интенсивность линий измеряется в
этом случае либо на глаз, либо с помощью
фотометров.Визуальный способ наблюдения допус¬
кает использование лишь «видимого» участ¬
ка спектра с волнами длиной от 4009 доо7000 А; в этом случае все оптические де¬
тали спектральных аппаратов делают из
стекла.Аппараты, снабженные окуляром, носят
назв-ание стилоскопов (рис. 2) и приме¬
няются для качественного или грубого, по-
луколичественного анализа. Приборы, снаб¬
женные фотометром, называются стиломет-
рами (рис. 3); эти приборы используются
главным образом для экспрессного количе¬
ственного анализа средней точности.Рис 2. Стилоскоп
СЛ-Ю:
а — общий вид;
б — оптическая схе¬
ма (/ — конденсор;
2 — щель; 3 и 7 —
поворотные призмы;
4 — объектив; 5 и 6—
дисперсионные приз¬
мы; 8 и 9 — сменные
окуляры)и, попадая на призму (дисперсионные при¬
боры) или дифракционную решетку (диф¬
ракционные приборы), отклоняется от
своего первоначального направления на
угол, зависящий от длины волны.С помощью имеющихся в приборе опти¬
ческих фокусирующих устройств свет, вы¬
ходящий из призмы или дифракционной
решетки, образует ряд изображений вход¬
ной щели в виде тонких линий, число кото¬
рых соответствует числу отдельных длин
волн, составляющих входящий в щель пу¬
чок света. Совокупность этих изображений,
называемая линейчатым спектром, отобра¬
жает эмиссионный спектр данного источ¬
ника света (рис. 1).Измерение интенсивности отдельных спек¬
тральных линий осуществляется одним изРис. 3. Стилометр СТ-7:
а — общий вид; б — принципиальная схема;
ветвь /—I: 1 — источник света; 2 — осветительная
(конденсорная) линза; 3 — щель прибора; 4 —
поворотная призма; 5 — объектив коллиматора;
6, 7, 8 — диспергирующие призмы; 9 — объектив
зрительной трубы; 10 — поворотная призма;
ветвь II—II: И — клиновый фотометр; 12 —
окуляр; 13 — глазная диафрагма
278МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИПри фотографическом способе
анализа спектр фиксируется на фотоплас¬
тинке (или пленке) с помощью аппаратов —
спектрографов. Фотопластинка затем рас¬
сматривается с увеличением на экране
спектропроектора (рис. 4)—прибора, ана-либо глазом наблюдателя непосредственно
на экране спектропроектора (метод фото¬
метрического интерполирования), либо
объективно с помощью специальных прибо¬
ров (рис. 5) — микрофотометров (метод
объективного фотометрирования).Рис. 4. Спектропроектор ПС-18:а — общий вид; б — оптическая схема (/ — зеркальный рефлектор; 2 — нить
лампы накаливания; 3—9 — сложный конденсор; 10 — поворотная призма; 11 —
стекло предметного столика с рассматриваемой спектрограммой; 12 — проекцион¬
ный объектив; 13 — экран)а	бРис. 5. Микрофотометр МФ-2:
а — общий вид; б — оптическая схема (/ — нить лампы накаливания; 2 — конденсор; 3 —
зеленые фильтры; 4 и 8 — поворотные призмы; 5 — объектив; 6 — измеряемая спектрограмма;
7 — проекционный объектив; 9— экран со щелью; 10 — линза; 11 — фотоэлемент, отсчетная
система; 12 — конденсор; 13 —■ стеклянная пластинка со шкалой; 14 и 15 — объектив; 16 —
зеркало гальванометра; 17.— поворотная призма; 18 — объектив; 19 — зеркало; 20 — матовый
экран; 21 — коррекционная линза; 22 — оптический клин)логичного фотоувеличителю. Интенсивность
спектральных линий определяется по степе¬
ни почернения фотоэмульсии в местах изо¬
бражений линий. Почернение измеряетсяПри фотографическом способе, помимо
видимого света, может быть использован
также ультрафиолетовый свет с длинамиоволн от 2100 до 4000 А. В этом участке
СПЕКТРАЛЬНЫЙ АНАЛИЗ279спектра находятся наиболее удобные для
наблюдения спектральные линии большин¬
ства технически важных элементов — так
называемые «аналитические линии».Оптика аппаратов, предназначенных для
работы в ультрафиолетовой области спект¬
ра, изготовляется из кристаллического
кварца; кварцевый спектрограф ИСП-22
изображен на рис. 6.же обеспечиваемая ими максимальная ав-
томатизация аналитического .процесса обус¬
ловливают его весьма быстрое развитие.В настоящее время принципиальная
схема приборов для так называемого фото¬
электрического спектрального анализа
(квантометров) в основном разработана.
В плоскости спектра находитя ряд экранов
с узкими щелями, расположенными так,Рис. 6. Кварцевый спектрограф ИСП-22:а — общий вид; б — оптическая схема (/ — аналитический источник света; 2 — конденсор; 3 —
входная щель; 4 — вогнутое зеркало; 5 — призма Корню; 6 — менисковый объектив;7 _ фотопластинка)При фотоэлектрическом спо-	чтобы через каждую из них проходил светс о б е анализа линии регистрируют с по-	одной спектральной линии определяемогомощью фотоэлемента. Интенсивность ли-	элемента. За каждой щелью помещаетсяний при этом определяется силой фототока,	фотоэлемент. Фототок каждого из них по-измеряемого с помощью электроизмеритель-	ступает в электроизмерительное устройство,ных схем.	по шкале которого после соответствующейЭтот способ вследствие своей техниче-	градуировки отсчитывается концентрация,ской сложности (фототоки чрезвычайно	Таких щелей с фотоэлементами (каналов)малы и их приходится многократно усили-	бывает до нескольких десятков, что даетРис. 7. Квантометр ДФС-10вать) начал развиваться сравнительно не возможность одновременно определять со-
давно, однако его безусловные преимуще- ответствующее число компонентов сплава,
ства в скорости и точности анализа, а так* На рис. 7 изображен квантометр ДФС-10,
280МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙвыпускаемый промышленностью Совет¬
ского Союза.Существует упрощенная, одноканальная
модель — фотоэлектрический стилометр
(ФЭС-1). В нем анализ различных элемен¬
тов производится последовательно путем
поочередного вывода на щель спектральных
линий элементов за счет вращения диспер¬
сионной системы.Методика качественного спект¬
рального анализа состоит в следующем:
анализируемое вещество либо вводят в
спектрально-аналитический источник света
в качестве твердого электрода, либо, в
случае порошкообразных веществ, насы¬
пают в углубление, высверленное на конце
специального спектрально-чистого уголь¬
ного электрода. Спектр анализируемого
вещества фотографируют на фотопластинке
рядом со спектром железа, для которого
имеются подробные атласы спектральных
линий :[ 1 ]. Сравнивая положение линий ана¬
лизируемого вещества с положением линий
железа, определяют длины волн и с помо¬
щью таблиц спектральных линий [2] уста¬
навливают их принадлежность определен¬
ным элементам. Значительно облегчают эту
операцию атласы спектра железа с разме¬
ченными на них положениями аналитиче¬
ских линий других элементов [3] (см.
рис. 1).При проведении качественного анализа
следует опасаться, во-первых, перекрытий
(наложений) аналитических линий и линий
других элементов и, во-вторых, ошибок,
связанных с загрязнением анализируемых
проб и электродов посторонними веще¬
ствами, что при высокой чувствитель¬
ности спектрального анализа особенно
опасно.Для качественного анализа повседневно
используемых сплавов на одни и те же
обычно хорошо известные элементы с ус¬
пехом можно применять стилоскоп.Методика количественного
анализа сводится к измерению интенсив¬
ности аналитических линий и к установле¬
нию ее связи с концентрацией определяемо¬
го элемента. Эта связь устанавливается
с помощью эталонов — образцов с извест¬
ным содержанием элементов. При этом
вследствие неизбежного влияния других,
«третьих» элементов эталоны должны быть
достаточно близки к анализируемому об¬
разцу не только по концентрации опре¬
деляемого элемента, но и по содержанию
всех других элементов, присутствующих в
пробе. Это требует, очевидно, знания
ориентировочного состава анализируемого
образца. При отсутствии необходимых све¬
дений ориентировочный состав легко уста¬
новить при помощи стилоскопа.Эталоны для спектрального анализа ста¬
ли выпускаются лабораторией стандартных
образцов Уральского института черных ме¬
таллов, для других сплавов—_ рядом спе¬
циализированных институтов [9].Абсолютная величина интенсивности
спектральных линий зависит не только отконцентрации элемента, но также от усло¬
вий проведения анализа. Поэтому концент¬
рация элемента в сплаве определяется не
по абсолютной интенсивности аналитиче¬
ских линий, а по отношению этой интенсив¬
ности к интенсивности какой-либо другой
линии в том же спектре — «линии сравне¬
ния», не зависящей от концентрации иско¬
мого элемента и так же, как -аналитиче¬
ская линия, реагирующей на изменение
условий анализа. Такими «линиями сравне¬
ния» могут служить линии основного эле¬
мента сплава, линии второго электрода,Рис. 8. Градуировочный график
для анализа по методу трех
эталоноватмосферы или специально вводимого для
этой цели в источник света «элемента срав¬
нения». Аналитические линии вместе с ли¬
ниями сравнения составляют так называ¬
емые аналитические пары.При соблюдении известных условий связь
между относительной интенсивностью ли¬
ний R и концентрацией С изображается
графически в логарифмических координа
тах в виде прямых линий. Поэтому для
построения графика достаточно наличия
всего двух эталонов; практически с целью
проверки постоянства указанных условий
градуировочный график строят не менее
чем по трем эталонам.При фотографическом методе измерения
интенсивностей на графике вместо lg R
обычно откладывают пропорциональную
ему величину А 5 = 5ан — 5ср, где S3h и
Scp — почернения линий аналитической па¬
ры, непосредственно измеряемые микро¬
фотометром (рис. 8). В этом случае либо
градуировочный график должен быть по¬
строен для каждой пластинки отдельно,
т. е. на каждой из них наряду со спект¬
рами проб должны быть сняты спектры
эталонов (метод трех эталонов), либо в
значения С, полученные по постоянному
графику, должна быть внесена поправка,
связанная с изменением контрастности пла¬
стинок (метод переводного множителя)
или с изменением условий возбуждения
(метод контрольного эталона). В методе
фотометрического интерполирования, при
котором измерение почернений производит¬
ся визуально, без микрофотометра, с по¬
СПЕКТРАЛЬНЫЙ АНАЛИЗмощью ступенчатого ослабителя приме¬
няется постоянный график, не требующий
внесения поправок на контрастность пла¬
стинок.Метод трех эталонов наиболее рацио¬
нально применять при эпизодических или
не очень срочных, но ответственных, на¬
пример маркировочных, анализах, так
как он обеспечивает наибольшую надеж¬
ность получаемых результатов. Скорость
определения одного элемента составляет
при этом около 45 мин. Если по одному
спектру определяется несколько элементов,
то на каждый последующий затрачивается
дополнительно около 10 мин.При одновременном проведении анализа
нескольких образцов затрата времени на
одно определение значительно сокращает¬
ся.Методы с постоянным графиком обеспе¬
чивают проведение полного анализа про¬
бы на 4—5 элементов за 15—20 мин.,
а метод фотометрического интерполирова¬
ния— за 10—12 мин. Применяются эти ме¬
тоды преимущественно для массовых экс¬
пресс-анализов.Погрешность фотографических методов
анализа при использовании искрового источ¬
ника света характеризуется среднеквад¬
ратичной относительной ошибкой 2—4%.
Применяются фотографические методы для
определения почти всех элементов, встре¬
чающихся в металлах и сплавах.Наиболее подробно разр-аботан фотогра¬
фический спектральный анализ сталей на
все легирующие элементы, а также на мар¬
ганец, кремний и фосфор. Определение уг¬
лерода при спектральном анализе более
трудоемко, чем при обычном методе сжи¬
гания, и поэтому спектрографический ме¬
тод определения углерода имеет смысл при¬
менять лишь при анализе цементованных
слоев, когда взятие необходимой для хи¬
мического анализа навески затруднено,
а также для анализа готовых изделий.Несколько менее совершенно, но все же
находит все большее применение спектро¬
графическое определение газов (азота, кис¬
лорода и водорода).Метод спектрального анализа серы нахо¬
дится в стадии разработки.Кроме того, фотографический метод при¬
меняется для анализа алюминиевых спла¬
вов, сплавов на никелевой основе, чистых
металлов на примеси, шлаков, руд, минера¬
лов, для локального анализа металлов —
послойного, причем глубина анализируемо¬
го слоя при специально подобранных ус¬
ловиях может не превышать 5 мк, и то¬
чечного, когда анализу подвергаются пло¬
щадки диаметром 0,02—0,03 мм. Точный
анализ некоторых сплавов на медной ос-1 Ступенчатый ослабитель представляет со¬
бой стеклянную или кварцевую пластинку, на
которой методом катодного распыления нанесе¬
ны полоски платины различной толщины и, сле¬
довательно, различно пропускающие свет. Пла¬
стинка помещается перед щелью спектрального
прибора.нове (бронзы, латуни) встречает затруд¬
нения в связи с большими концентрациями
определяемых в них компонентов.При фотоэлектрическом методе измере¬
ния относительная интенсивность анали¬
тической пары линий пропорциональна от¬
ношению фототоков в соответствующих
каналах квантометра. Специальные элект¬
рические схемы дают возможность отсчи¬
тывать это отношение по показаниям одно¬
го электроизмерительного прибора. Если
шкалу последнего, с помощью эталонов,
проградуировать в процентах содержанияРис. 9. Градуировочный
график для стилометраданного элемента, то создается возмож¬
ность непосредственного отсчета по ней
концентраций. Продолжительность полного
анализа одного образца при этом состав¬
ляет 2—3 мин. при средней относительной
ошибке около 1% 1.При количественном анализе на стило-
метре относительная интенсивность опреде¬
ляется -по показаниям фотометра, устанав¬
ливаемого на выравнивание яркостей ана¬
литической пары линий. Градуировочный
график, изображающий связь между пока¬
заниями шкалы фотометра (п) и концент¬
раций (С), имеет вид, изображенный на
рис. 9. Для построения такого графика
требуется 5—б эталонов на один порядок
концентраций. Скорость определения каж¬
дого элемента составляет 3—4 мин. При¬
меняется стилометр почти исключительно
для экспресс-анализа сталей на 1—2 эле¬
мента. Средняя квадратичная относитель¬
ная ошибка стилометрического анализа ста¬
лей при применении искрового источника
света составляет 5—6°/о.Полуколичественный 'анализ с помощью
стилоскопа заключается в визуальном
сравнении интенсивностей аналитических
линий с несколькими различными по интен¬
сивностям линиями сравнения. Путем пред¬
варительных исследований эталонных об¬
разцов устанавливаются «аналитические1 Фотоэлектрический метод измерения интен¬
сивностей спектральных линий таит в себе воз¬
можность включения спектрального анализа в
цепь автоматического управления металлургиче¬
ским процессом, так как электрические токи,
возникающие в измерительном контуре, могут
быть использованы для приведения в действие
механизмов регулирующих составов выплавляе¬
мого металла.
282МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИРис. 10. Переносный стилоскоп СЛП-1:
а—общий вид; б—оптическая схема (/—сменное защитное стекло; 2 — постоянное защитное стекло;
3 — поворотная призма; 4 — конденсор; 5 — щель; 6 — объектив; 7 и 8 — дисперсионные призмы;
9 — двойная поворотная призма; 10 — окуляр)Концентрации элементов, определяемые с помощью стилоскопа
с дугой переменного токаТип сплаваАнализируемыйэлементОпределяемые концентрации, %СтальХромВольфрамМарганецВанадийМолибденНикельТитанАлюминийНиобийКремнийМедь0,05; 0,10; 0,20; 0,3—0,7; 1,0; 1,5; 2,5; 5; 10;20 и 30
1,0; 2,5; 5,0; 9,0; 18,0До 0,15; 0,2—0,5; 0,5—0,7; 1,0; 3,0; 7,0; 14,0
0,15; 0,30; 0,5; 1—1,5; 2—2,5
До 0,15; 0,15—0,30; 0,30—0,60; 0,60—1,2; боль¬
ше 100,2; 0,5; 1,5; 3,0; 10; 15—20Следы; 0,05; 0,10—0,15; 0,20—0,30; 0,40—0,75;1—1,5
0,2; 0,4; 1,0; 1,5—2,0
0,1—0,5; 0,6—1,0; более 1,5
0,1—0,15*; 0,3*; 0,6*; 0,8—1,2; 1,2—1,4; 1,8-2,0
0,05: 0,15; 0,30; 0,6Сплавы медиЦинкНикельМарганецЖелезоСвинецОловоАлюминийКремнийМагнийМедь0,005; 0,1; 0,5; 1,0; 1,5; 5; 10; 12; 15; 20; 30—400,5; 1; 2; 2,5; 3; 4; 5; 60,2; 0,5; 1; 2; 4; 6; 100,1; 0,2; 0,5; 0,8; 1; 2; 4; 60,05; 0,2; 0,5; 1; 2; 4; 6; 8; 300.1; 0,2; 0,6; 1; 1,5; 2; 3; 6; 8; 10; 15; 200,1; 0,2; 0,4; 0,8; 1,5; 2—3; 4; 5; 8; 100 7* 1’ 2* 3* 4** 5*о!05; 0,06; 0,08; 0,1; 0,2; 0,5;Ч.0; 2,00,05; 0,1; 0,2; 0,5; 1,0; 1,5; 2,5; 3,5; 5; 10,
больше 15Сплавы алюми¬
нияПримечание.света.МарганецЖелезоКремнийЦинк
Отмеченные звездочкг0,2; 0,5; 1,0; 2,00,2; 0,3; 0,5; 0,7; 1,0; 2,00,15—0,20*; 0,2—0,3*; 0,4-0,5*; 0,7*; 1; 1,3;1,7; 2-2,5; 4-4,5; 6—7; 8—10; 15; 20
0,1; 0,4-0,8; 1—1,5; 31ми концентрации определяются с искровым источником
ИНТРОСКОПИЯ МЕТАЛЛОВ283признаки», т. е. те соотношения между ин¬
тенсивностями сравниваемых линий, кото¬
рые соответствуют различным концентра¬
циям определяемого элемента. Точность
стилоскопического анализа зависит от воз¬
можности подбора в спектре данного спла¬
ва достаточного числа таких линий
сравнения. В таблице указаны концентра¬
ции элементов, определяемых на стилоско-
пе в сталях и некоторых цветных сплавах.
При анализе малых содержаний элементов
{до 0,2—0,3%) точность стилоскопического
анализа не уступает точности экспрессных
методов химического анализа.Подробные таблицы1 аналитических1 Вновь составляемые таблицы публикуются в
журнале «Заводская лаборатория»*признаков и списки аналитических линий
для стилоскопа приведены в литературе [4].Скорость полного стилоскопического по-
луколичественнсго анализа одного образ¬
ца, если анализ производит опытный на¬
блюдатель, знающий наизусть таблицы
аналитических признаков, достигает 1—1,5	мин.Стилоскоп применяется главным образом
для сортировки сплавов по маркам или их
группам, например в термических и скра-
повых цехах, а также для определения
малых содержаний элементов в экспресс-
лабораториях металлургических цехов.Переносная модель прибора пригодна
для анализа крупногабаритных деталей на
месте их нахождения (рис. 10).ЛИТЕРА ТУРА1. С. К. Калинин, А. А. Я в не ль и
JI. Э. Н е й м а р к. Атлас дугового и искрового
спектров железа, Металлургиздат, 1953.2.	А. Н. Зайдель, В. К. Прокофьев и
С. М. Райский. Таблицы спектральных ли¬
ний, Гостехтеориздат, 1952.3.	С. К. Калинин, А. А. Я в н е л ь, А. И.
Алексеева, В. JI. Марзуванов и JI. Э.
Н е й м а р к. Атлас спектральных линий для
кварцевого спектрографа, Госгеолтехиздат.
1959 г.4.	Н. С. С в е н т и ц к и й. Стилоскоп, Гостех¬
теориздат, 1948.5.	С. J1. Мандельштам. Введение в спек¬
тральный анализ, Гостехтеориздат, 1946.6.	В. К. Прокофьев. Фотографические
методы спектрального анализа металлов и спла¬
вов. ч. I и II, Гостехтеориздат, 1951.7.	В. Ф. Смирнов, А. Р. Стриганов иС.	А. Хржановский. Организация и обо¬
рудование типовых спектральных лабораторий,
изд.-во АН СССР, 1952.8.	Methods for emission spectrochemical
lysis, ASTM, 1957.9.	JI. H. Филимонов и В. В. П о л я к о-
в а. Заводская лаборатория, 1959, № 8, стр. 972.ГЛАВА 18ИНТРОСКОПИЯ МЕТАЛЛОВДо недавнего времени получение сведенийо	состоянии материала непосредственно из
его объема было возможно лишь примени¬
тельно к прозрачным телам (вода, стекло
и некоторые пластмассы). Все другие тела
недоступны для прямого визуального или
оптического наблюдения внутри их. Ограни¬
чивающим условием является спектральная
чувствительность человеческого глаза, кото¬
рый может видеть только в весьма узком
участке спектра электромагнитных волн —
от 0,4 до 0,8 мк.Из опытов Беккереля, а также Рентгена
было известно, что непрозрачные (в обыч¬
ном понимании этого слова) тела могут стать
как бы прозрачными, если правильно вы¬
брать для них соответствующий вид прони¬
кающих излучений (в данном случае ис¬
пользовались лучи естественной радиоак¬
тивности и рентгеновы лучи, генерируемые
в специальных трубках). На основе этих ра¬
бот впоследствии развились промышленная
рентгено-у-дефектоскопия, в медицине —
рентгенодиагностика.Однако теневая рентгено- и у-ДеФекто-
скопия не дают возможности прямого виде¬
ния внутри просвечиваемого материала.
Кроме того, время между получением дан¬
ных просвечивания (снимка) и моментоу
экспозиции относительно велико, что в ряде
случаев не может удовлетворить современ¬
ным требованиям промышленности.Методы ультразвуковой дефектоскопии
также не дают прямого видения внутри ис¬
следуемого образца, а ограничиваются
лишь индикацией обнаруженного дефекта
на осциллографической трубке по условно¬
му импульсу.Решение проблемы непосредственного ви¬
дения внутри непрозрачных тел и сред ста¬
ло возможно на основе последних дости¬
жений физики и в особенности технической
электроники.Это новое, возникшее в СССР направле¬
ние в науке и технике, называемое «интро¬
скопией» (что означает видеть внутри), ба¬
зируется на широком применении различных
видов проникающих излучений и их преоб¬
284МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙразовании в оптически видимые изображе¬
ния с помощью специальных электронных
устройств — преобразователей изображений.В качестве проникающих излучений для
целей интроскопии могут быть использова¬
ны не только коротковолновые электромаг¬
нитные излучения типа рентгеновых лучей и
лучей от радиоактивных изотопов, но и
длинноволновые электромагнитные излуче¬
ния — от ближних инфракрасных лучей до
диапазона миллиметровых и субмиллимет-
ровых радиоволн. Замечательной проника¬
ющей способностью в твердые и жидкие те¬
ла обладают и ультразвуковые волны высо¬
кой частоты, которые .в недалеком будущем
получат большое применение в интроскопии.
В металлах, например, ультразвуковые
волны высокой частоты могут распростра¬
няться на.очень большие глубины — н:а мет¬
ры и даже десятки метров.Большую роль в области интроскопии
могут сыграть и искусственные генераторы
высокоэнергетичных частиц и v-квантов (бе¬
татроны, линейные ускорители, машины
Ван-дер-Граафа и др.). Эти машины позво¬
ляют иметь достаточно мощные источники
быстрых электронов, протонов, нейтронов и
у-квантов различной энергии не только в
лабораторных, но и в промышленных усло¬
виях.Для целей интроскопии могут быть ис¬
пользованы почти все виды проникающих
излучений. С этой точки зрения можно счи¬
тать, что в природе нет непрозрачных сред:
все они прозрачны для того или иного вида
или спектра проникающих излучений. Ме¬
таллы, например, хорошо пропускают элек¬
тромагнитные волны очень короткой длины
и ультразвуковые волны высокой частоты.
Полупроводники и некоторые сплавы про¬
зрачны для инфракрасных лучей. Бетон,
кирпич и дерево, например, прозрачны для
радиоволн и т. п. Выбор вида излучения ч
его энергетического спектра зависит от фи¬
зических свойств исследуемой среды (ма¬
териала).Следующим и вместе с тем решающим
звеном в общей схеме интроскопии (после
выбора вида и характера проникающих из¬
лучений) являются электронные преобразо¬
ватели невидимых излучений в оптически
видимые изображения. В зависимости от
типа проникающих излучений эти преобра¬
зователи имеют свои специфические особен'
ности. Однако общим для всех их являет¬
ся наличие приемного элемента, отвечающе¬
го на энергетическую плотность распреде¬
ленного в фокальной плоскости скрытого
изображения; электронного преобразовате¬
ля и усилителя этих скрытых изображений;
электронно-оптического трансформатора
скрытых изображений в оптически видимые
изображения. В том случае, когда наблюде¬
ние необходимо вести не непосредственно
у прибора, а на некотором расстоянии от
него (дистанционно), в общую схему интро-
скопов включены также технические устрой¬
ства телевизионного типа.Блок-схема интроскопа приведена на
рис. 1.В случае необходимости любую схему
интроскопа можно соединить непосредст¬
венно с селектором, настроенным на фик¬
сацию заданного режима работы, или допу¬
стимого внутреннего дефекта в изделии»
или на норму отклонения в структуре ма¬
териала./и—E3*{ZHZbf ИЙРис. 1. Блок-схема интроскопа:1 — источник проникающих излучений (а —
для работы на просвет; б — для работы на
отражение); 2 — исследуемый объект; 3 —
приемный элемент; 4 — преобразователь и
усилитель скрытого изображения; 5—элект¬
ронно-оптический трансформатор изображе¬
ния; 6 — выносной наблюдательный экранИнтроскопия дает возможность видеть
непосредственно внутри того или иного не¬
прозрачного материала не только форму и
размеры макродефектов (нарушение сплош¬
ности среды, раковины, посторонние вклю¬
чения и другие дефекты), но и различного
рода структурные и фазовые изменения, не¬
однородности состава, скопления напряже¬
ний и т. п.Широкие перспективы применения интро¬
скопии в практике научных и заводских ис¬
следований основываются на физических
свойствах проникающих излучений.Так, поскольку ультразвуковые волны при
прохождении границы между материалами
с различной плотностью преломляются и от¬
ражаются подобно световым лучам, то
имеется возможность формировать эти вол¬
ны внутри твердого или жидкого тела с по¬
мощью соответствующих фокусирующих
систем в ультразвуковые изображения.Разработанные в настоящее время ультра¬
звуковые приборы уже сейчас позволяют
осуществить прямое видение в металлах, в
частности производить прямой контроль ка¬
чества сварных соединений при точечной и
шовной электросварке. Рентгеновское и у
просвечивания в этом случае не дают на¬
дежных результатов, поскольку при про¬
хождении рентгеновых или у-лучей нет за¬
метной разницы в поглощении лучей метал¬
лом и сварным швом. На рис. 2 приведены
полученные на специальном ультразвуко¬
вом интроскопическом приборе снимки
сва,рного соединения металла, искусствен¬
ного дефекта в стальном образце и включе¬
ния красной меди в таком же образце.
ИНТРОСКОПИЯ МЕТАЛЛОВ285Поскольку скорость распространения и
поглощения ультразвуковых волн в твердых
и жидких телах в сильной степени зависит
от физических свойств этих тел и их состоя¬
ния, то имеется возможность, кроме обыч¬
ных нарушений сплошности, видеть в ме¬
таллах объемное распределение легирую¬
щих добавок, зоны различной термической
обработки,, полосы усталости металлов и пр.оптического преобразователя для инфра¬
красного излучения используются фоточув-
ствительные слои с внешним или с внутрен¬
ним фотоэффектом.Инфракрасные интроскопы дают возмож¬
ность осуществить прямое видение в таких
материалах, как кремний, германий и неко¬
торые интерметаллические соединения. В
них можно наблюдать неоднородности со-Рис. 2. Изображения сварного соединения (а); искусственного дефекта в стальном образце
(б) и включения красной меди (в), полученные методом интроскопииДля получения видимого изображения в
ультразвуковой интроскопии обычно ис¬
пользуют электронно-акустические преобра¬
зователи. Конструктивно эти преобразовате¬
ли состоят из входной мишени, способной
преобразовывать ультразвуковое давление в
распределенный электрический рельеф; элек¬
тронного устройства, напоминающего в об¬
щем виде устройство электронно-лучевой
трубки. В качестве входного приемного эле¬
мента (мишени) используют пьезоэлектриче¬
ские материалы в виде сплошных пластин,
мозаик и даже текстур. На рис. 3 показанРис. 3. Внешний вид электронно-акустического
преобразователяодин из электронно-акустических преобразо¬
вателей, а на рис. 4—лабораторный ультра¬
звуковой прибор в комплекте с необходимой
радиотехнической аппаратурой.Для контроля качества полупроводнико¬
вых материалов большой интерес представ¬
ляют инфракрасные излучения и в особенно¬
сти длинноволновые тепловые излучения.
В качестве входного элемента электронно-става, наличие посторонних примесей, струк¬
турные несовершенства и даже (в случае
применения специальных методик) зоны
(скопления) дислокаций. На рис. 5 приве¬
дены изображения одного и того же кри¬
сталла кремния, полученные в обычных
световых и в инфракрасных лучах, а на
рис. 6 — распределение кислорода в моно¬
кристалле кремния.Более короткие электромагнитные 'излуче¬
ния, типа рентгеновского и уизлучения,
нашедшие уже широкое промышленное при¬
менение, также могут быть использованы
для прямого видения внутри непрозрачных
тел и даже для стереоскопического видения,
если применить электронно-оптические пре¬
образователи, чувствительные к этого рода
излучениям.На рис. 7 представлена схема устройства
электронного преобразователя и усилителя
рентгеновских изображений.Для преобразования высокоэнергетических
гамма-излучений, имея в виду их малое по¬
глощение в приемном элементе, приходится
создавать объемные усцинтилляционные и
уэлектронные преобразователи. На рис. 8
приведена принципиальная схема установки
для дистанционного v-видения в металлах.
В качестве источника уизлучения применен
бетатрон; первичным преобразователем яв¬
ляется сцинтилляционный кристалл большо¬
го размера, в котором и происходит процесс
преобразования энергии улучей в энергию
световых квантов. В результате на кристал¬
ле появляется изображение, которое затем
направляется на приемную камеру и далее
формируется на выносных приемных устрой¬
ствах, подобных телевизионным. Разрешаю
щая способность подобных установок не
286МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИРис. 4. Лабораторный ультразвуковой прибор в комплекте с радио¬
технической аппаратурой:/ — высокочастотный генератор; 2—блок питания; 3 — электронно-аку¬
стический преобразователь; 4 — поиемный блокО	6Рис. 5. Изображения кристалла кремния, полученные в обычных световых (а) и инфра¬
красных (б) лучахРис. 6. Распределение кислорода в монокри¬
сталле кремния» х бРис. 7. Схема устройства электронного пре¬
образователя и усилителя рентгеновских изо¬
бражений:1,	2, 3 — входной элемент, состоящий из ме¬
таллической подложки, флюоресцирующего
состава и фотокатода, чувствительного к
спектру возбуждения этого состава; 4 — вы¬
ходной флюоресцирующий экран; 5—наблюда¬
тельный микроскоп (увеличительная лупа)
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ КОНТРОЛЯ (ДЕФЕКТОСКОПИЯ) МЕТАЛЛОВ287очень высокая. Однако контрастность полу¬
чаемого изображения достаточна не только
для обнаружения внутренних дефектов, но
и для прямого наблюдения, например гра-значение, создаваемые для целей интроско¬
пии приборы можно использовать для со¬
вершенствования техники неразрушающего
контроля (дефектоскопии), технологическо-Рис. 8. Принципиальная схема установки для дистанционного Т‘
видения в металлах:1 — бетатрон (источник у -лучей); 2 — просвечиваемая деталь; 3—
оптический преобразователь; 4 — отражающее зе_ркало; 5 — пере-
цающая телевизионная камера; 5—приемный телевизионный экранницы между жидкой и твердой фазой ме¬
талла в горячей изложнице или кристалли¬
заторе в процессе кристаллизации.Развивающееся новое направление — ин¬
троскопия — имеет большое практическоего контроля, управления производственными
процессами, автоматизации различных опе¬
раций и т. д. Широкое применение интро¬
скопия получит и в практике научных ис¬
следований.ГЛАВА 19ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ КОНТРОЛЯ
(ДЕФЕКТОСКОПИЯ) МЕТАЛЛОВФизические методы контроля качества ме¬
таллов (дефектоскопия) являются метода¬
ми контроля изделий без их разрушения.
Наибольшее распространение получили сле¬
дующие методы: просвечивание рентгеновы
ми и у-лучами !, магнитный, люминесцент¬
ный и ультразвуковой методы, магнитная
толщеметрия. Несколько меньше распростра¬
нены электроиндуктивный, термоэлектриче¬
ский и другие методы.Поскольку физические методы имеют из¬
вестные поеделы применения, для наиболее
всестороннего контроля необходимо приме¬
нять комплекс этих методов.1	Широко распространенный метод рентгенов¬
ского просвечивания и т-лефектоскопии подробно
описан в гл. 15 (стр. 247К1.	МАГНИТНЫЕ МЕТОДЫ КОНТРОЛЯДля обнаружения в изделиях из ферро¬
магнитных материалов различных дефектов:
нарушений сплошности, отклонений от за¬
данных геометрических размеров, несоответ¬
ствия структурного состояния техническим
условиям, а также для физического анали¬
за при исследовании фазовых превращений
в сплавах применяются магнитные методы.Магнитные методы контроля основаны на
измерении различных магнитных характери¬
стик, являющихся достаточно чувствитель¬
ными индикаторами для обнаружения ука¬
занных выше дефектов. Магнитные методы
высокопроизводительны, не требуют нару¬
шения целостности изделия и с успехом
применяются в промышленной и научно-ис¬
288МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙследовательской практике для неразрушаю¬
щего контроля качества ответственной про-
дукции, эффективно заменяя контроль по
механическим свойствам или проверку хими¬
ческого состава и т. п.Важнейшими методами магнитного конт¬
роля являются магнитная дефектоскопия,
магнитная толщеметрия и магнитоструктур¬
ный анализ.Магнитная дефектоскопия [1, 2, 3]Основы метода. В намагниченном
изделии магнитный поток, встречая препят¬
ствия с малой магнитной проницаемостью
(трещины, неметаллические включения), рас¬
сеивается, и, если эти препятствия (дефек¬
ты) расположены неглубоко, на поверхности
изделия в месте выхода силовых линий по¬
тока рассеивания создается магнитная поля¬
ризация, которая может быть обнаружена
специальными магнитными индикаторами
(например, частицы ферромагнитных ве¬
ществ и, в частности, окислы железа). Наи¬
более интенсивное рассеивание силовых ли¬
ний происходит при направлении магнитно¬
го потока перпендикулярно направлению
дефекта, что необходимо учитывать при на¬
магничивании изделия. В зависимости от
магнитных свойств материала контролируе¬
мого изделия применяются два метода
контроля.А. Контроль на остаточной намагниченно¬
сти, заключающийся в том, что подлежащую
контролю деталь предварительно намагни¬
чивают и уже после прекращения действия
намагничивающего поля поливают магнит¬
ной суспензией, т. е. взвесью ферромагнит
ных частиц в жидкости (см. ниже).Этот метод применяется для контроля де¬
талей из материалов, обладающих коэрци¬
тивной силой не ниже 10—12 эрст, т. е.
большинства конструкционных и инструмен¬
тальных сталей после закалки или закалки
и отпуска.Б. Контроль в приложенном магнитном
поле, заключающийся в том, что поливка
магнитной суспензией производится во вре¬
мя намагничивания. Этот метод применяет¬
ся для контроля деталей из материалов,
имеющих коэрцитивную силу меньше
10 эрст (малоуглеродистые стали, конструк¬
ционные стали после отжига), а также в ря¬
де случаев для контроля деталей сложной
формы и значительных сечений.Способы намагничивания. На¬
магничивание деталей осуществляется сле¬
дующими способами:а)	в поле постоянного или переменного
тока большой силы, пропускаемого через
деталь (рис. 1, А') или через медный про¬
водник (стержень), вставленный внутрь пу¬
стотелой детали (рис. '1, А)\ при этом де¬
таль намагничивается циркулярным потоком
магнитных силовых линий, расположенных
в плоскости, перпендикулярной направле¬
нию тока, и имеющих вид замкнутых конту¬
ров (рис. 2, а);б)	©ноле соленоида (рис. 1. Б')\ при этом
достигается продольное или поперечное на¬
магничивание;в)	-в поле электромагнита — продольное
или поперечное намагничивание (рис. 1, Б).Возможно также комбинированное на¬
магничивание (рис. 1, В и В') путем одно¬
временного воздействия продольного и по¬
перечного или циркулярного и поперечного
намагничивающего поля, создаваемого по¬
стоянным и переменным током.Циркулярное намагничивание имеет су¬
щественное преимущество благодаря отсут-Рис. 1. Схема намагничивания:А, А' — циркулярное; Б, Б'— полюсное;
В, В' — комбинированное6Рис. 2. Направление магнитных си¬
ловых линий при циркулярном (а)
и полюсном (б) намагничиванииствию полюсности на концах детали, что
позволяет контролировать и эти концы.Контроль на остаточной циркулярной на¬
магниченности требует, чтобы напряжен¬
ность намагничивающего поля на поверхно*
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ КОНТРОЛЯ (ДЕФЕКТОСКОПИЯ) МЕТАЛЛОВ289и в двух соленоидах для продольного намаг¬
ничивания, которые являются составными
частями дефектоскопа.Соленоиды для полюсного намагничива¬
ния выполняются также в виде отдельныхРис. 3. Общий вид дефектоскопа УМД-9000:I — прибор для измерения напряженности магнитно¬
го поля; 2—вольтметр; 3 — амперметр с двойной
шкалой: от нуля до 1000 а и от нуля до 10000 а; 4—
передвижной соленоид; 5, 6 — лампы местного осве¬
щения; 7 — передвижная контактная бабка; 8—гиб¬
кий шланг с краном для полива деталей магнитной
суспензией; 9—кнопки управления мотором регуля¬
тора напряжения; 10 — педаль для включения на¬
магничивающего тока при циркулярном намагничи¬
вании; И — стационарный соленоидсти детали составляла 80—120 эрст. Сила
намагничивающего тока в амперах может
быть определена согласно эмпирической
формуле /=25А где d — диаметр детали,
мм.Контроль в приложенном магнитном
поле требует меньшей его напряжен¬
ности на поверхности детали, поряд¬
ка 20-^30 эрст. Таксе поле можно оп¬
ределить по формуле I = 6d, где / —
сила тока, а; d — диаметр изделия,
мм.При продольном намагничивании
деталей в соленоиде напряженность
поля в центре соленоида должна со¬
ставлять не меньше 150 эрст.Аппаратура для намагни¬
чивая и я.. Для циркулярного на¬
магничивания необходимо иметь:а)	источник постоянного или перемен¬
ного тока низкого напряжения (4—12 в) и большой силы (до 10 000 а и
больше) и б) контактное устройство
для подвода тока к детали.Источником постоянного тока могут
служить аккумуляторы, умформеры
или выпрямители соответствующей
мощности.Для получения переменного тока
требуемой характеристики обычно
применяется понижающий трансфор¬
матор — более компактное устройство,
чем соответствующий источник посто¬
янного тока. Такой трансформатор
мощностью 65 ква с автотрансформа¬
тором для плавной регулировки силы
тока от 0 до 10 000 а вмонтирован в
дефектоскоп МСА-9000. Дефектоскоп
этого типа относится к простейшему типу и
предназначен для присоединения к различ¬
ным контактным устройствам.В дефектоскопах других конструкций пре¬
дусматривается контактное устройство, а в
комбинированных дефектоскопах, кроме то¬
го, и соленоиды для полюсного намагничи¬
вания, размагничивания (см. ниже), а также
для контроля в приложенном поле. Таким
комбинированным является универсальный
магнитный дефектоскоп УМД-90001 (рис. 3),
дающий возможность производить магнит¬
ный контроль мелких и крупных деталей, а
также их размагничивание. Он позволяет
контролировать детали как на остаточной
намагниченности, так и в приложенном
магнитном поле при циркулярном и про¬
дольном намагничивании.Дефектоскоп дает возможность получать
ток до 10 000 а. Плавное изменение тока
под нагрузкой (от максимума до нуля) поз¬
воляет размагничивать детали циркулярным
магнитным полем, не вынимая их из кон¬
тактного устройства, а также в собранном
сиде. Детали можно также размагничиватьагрегатов и рассчитываются на питание или
от цепи дефектоскопа, или непосредственно
от сети.Для намагничивания особо крупных изде¬
лий применяются тороидные и соленоидные
обмотки из гибкого провода (кабеля) боль-Рис. 4. Намагничивание крупных
деталей с помощью тороидной об¬
мотка:1	— выходные зажимы дефектоско¬
па; 2—намагничиваемая деталь;
3—гибкий кабельДефектоскопы МСА-9000 и УМД-9000 разрабо¬
таны П. Г. Михневичем Г41 в 1951 г. В 1960 г. им
же разработан и передан в серийное производст¬
во дефектоскоп более совершенной конструкции с
электронно-ионным управлением УМДЭ-10000.шого сечения, наматываемые непосредствен¬
но на деталь и питаемые от дефектоскопов
(рис. 4) или непосредственно от соответст¬
вующего трансформатора. Число витков п19	Металловедение (справочник) т. Г
290МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИтороидной обмотки (для контроля по оста¬
точной намагниченности) определяется по
формуле: nl = 2bd\ для контроля в прило¬
женном поле по формуле nl=6d.При намагничивании переменным полем
решающее значение для получения стабиль¬
ных результатов имеет постоянство фазы,
соответствующей моменту выключения тока.
В современных дефектоскопах это обеспечи¬
вается с помощью специальных игнитрон¬
ных прерывателей.Стремление к повышению компактности
аппаратуры привело в последние годы к
созданию дефектоскопов для контроля де¬
талей средних размеров, в которых токи до
3000—4000 а получаются за счет медленной
зарядки конденсатора большой емкости от
сети 220 в и последующей быстрой разряд¬
ки его путем замыкания на намагничивае¬
мую деталь. Такие «импульсные» дефекто¬
скопы обладают существенными преимуще¬
ствами в габаритах и весе и в ряде случаев
могут быть успешно использованы.Магнитный порошок и суспен¬
зия. Магнитный порошок представляет со¬
бой магнитную закись — окись железа
(Fe304), измельченную до величины частиц
порядка 5—10 мк. Магнитная суспензия
составляется из расчета' 50 г порошка на1	л трансформаторного масла 1.Чувствительность	методамагнитного порошка. Чувстви¬
тельность зависит от свойств порошка,
магнитных характеристик металлов, режи¬
мов намагничивания и геометрических раз¬
меров дефектов.Чувствительность метода в случае конт¬
роля конструкционной стали после закалки
и отпуска характеризуется следующими раз¬
мерами и расположением дефектов:а)	крупные, вытянутые в глубь металла
дефекты — непровары, трещины с большой
высотой (3—4 мм) и малой шириной (0,01—
0,2 мм) четко выявляются при глубине за¬
легания от поверхности до 2,5 мм при конт¬
роле в приложенном постоянном поле элек¬
тромагнита, до 1,5 мм при контроле в при¬
ложенном поле переменного тока и до 1 мм
в случае контроля на остаточной намагни¬
ченности;б)	волосовины шириной 0,04—0,3 мм, вы¬
сотой 0,05—0,7 мм обнаруживаются соответ¬
ственно на глубине до 1; 0,5 и 0,3 мм.Область применения метода
магнитного порошка. Метод с успе¬
хом применяется для выявления волосовин,
крупных шлаковых включений, флокенов,
закатов, заковов, расслоев, трещин (зака¬
лочных, ковочных, штамповочных, свароч¬
ных, шлифовочных, усталостных) и непро-
варов (в стыкокромочных соединениях),
залегающих неглубоко от поверхности дета¬
ли.Контроль может быть проведен на дета¬
лях, покрытых тонкими слоями (до 20 мк)
защитных -(немагнитных) покрытий лака,
краски, хрома, кадмия, цинка.Магнитный отрывной метод
измерения толщины покрытий
(магнитная толщеметрия)Магнитным методом может быть измере¬
на толщина немагнитных (хром, медь, цинк,
кадмий, лаки, краски) или сравнительно
слабомагнитных (никель) покрытий на фер¬
ромагнитных стальных деталях.Основы магнитного отрывно¬
го метода. Метод основан на измере¬
нии силы притяжения или, вернее, силы,
необходимой для отрыва постоянного маг¬
нитика от поверхности испытуемой ферро¬
магнитной детали и убывающей с увеличе¬
нием толщины покрытия.Приборы и методика работы.
Многие из описанных в литературе магнит¬
ных толщемеров, являющихся в сущности
динамометрами, из-за недостаточно рацио¬
нальной конструкции работают неустойчиво*Рис. 5. Схема магнитного толщемера:1 — постоянный магнит; 2 — рычаг; 3 — пружина;
4 — микрометрический винт; 5 — подвеска для.
магнита; 6 — стойка; 7 — шарнирное креплениедают значительный разброс показаний при
изменении таких факторов, как например*
кривизна поверхности изделия, и не являют¬
ся универсальными [5].Значительно более совершенна конструк¬
ция магнитного толщемера МТ-2 К серийно
выпускаемого нашей промышленностью.Отличительная особенность этого прибо¬
ра — его большая универсальность при со-
хранении высокой точности.В приборе магнит (см. схему на рис. 5
общий вид на рис. 6) укрепляется на конце
длинного рычага или на специальной под¬
веске. К короткому плечу рычага присоеди¬
нены силоизмерительная пружина. Для из¬
мерения толщины покрытия магнит приво¬
дится в соприкосновение с .поверхностью из¬
делия и притягивается к ней. Далее враще¬
нием рукоятки микрометрического винта'1	В некоторых случаях применяют сухой поро¬
шок.Разработан С. М. Рождественским и Г. Ю.
Сила-Невицккм.
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ КОНТРОЛЯ (ДЕФЕКТОСКОПИЯ) МЕТАЛЛОВ291пружина растягивается, и в момент отрыва
магнита фиксируется величина этого растя¬
жения пружины по шкале микрометрическо¬
го винта. С помощью специальных градуи¬
ровочных графиков эти показания микро¬
метрического винта переводятся в толщину
покрытия.Универсальность прибора достигается при¬
менением специальных насадочных приспо¬
соблений, дающих возможность измерятьРис. 6. Магнитный толщемер МТ-2. Общий видпокрытия не только на наружных, но и на
внутренних поверхностях деталей. Толще¬
мер позволяет проводить измерения на
внутренних боковых поверхностях цилиндри¬
ческих отверстий, удаляясь от края на глу¬
бину до 220 мм, и на дне несквозных отвер¬
стий, расположенных на глубине до 130 мм.
Прибор дает возможность проводить изме¬
рения толщины покрытий в довольно широ¬
ком диапазоне с одинаковой относительной
точностью.Тарировка прибора производится по эта¬
лонам с заранее определенными толщинами
покрытий.Точность измерения толщин покрытий на
поверхностях, обработанных не ниже б-го
класса, составляет:Толщина . . 0—50 мк 50 мк—2 мм
Точность измере¬
ния	1 — 2мкА% от толщиныМагнитоструктурный анализПри магнитоструктурном анализе исполь¬
зуется связь основных магнитных характе¬
ристик (индукция, намагниченность, коэрци¬
тивная сила) ферромагнитных сплавов- со
структурным состоянием их после различных
видов термической обработки.Основными методами магнитоструктурно¬
го анализа являются реманентоскопия, ко-
эрцитиметрия, пермеаметрия и ферромет¬
рия.При реманентоскопии измеряется
кажущаяся остаточная намагниченность из¬
делия, которая всегда меньше истинной ос¬
таточной намагниченности материала изде¬
лия, что объясняется влиянием коэффици¬
ента размагничивания или так называемого
размагничивающего фактора, зависящего от
формы и размеров изделия. В данном слу¬
чае измерения производятся баллистическимметодом, при котором измеряется величина,
пропорциональная остаточному потоку век¬
тора намагниченности, или магнитометриче¬
ским, определяющим величину, пропорцио¬
нальную остаточному магнитному моменту.
В обоих случаях результаты магнитных из¬
мерений зависят от размеров и формы из¬
делия, и поэтому наибольшая точность до¬
стигается при контроле однородных изде¬
лий.При коэрцитиметрии измеряется
коэрцитивная сила изделия, имеющая не¬
посредственную связь с твердостью стали
(коэрцитивная сила возрастает с увеличе¬
нием твердости) и не зависящая от формы
и размеров изделия.С помощью специальных приборов — ко-
эрцитиметров — можно рассортировать од¬
нородные изделия по их твердости (напри¬
мер, после отпуска при различных темпе¬
ратурах), а также контролировать толщину
цементованного, азотированного или зака¬
ленного слоя (при поверхностной закалке)
на изделии. Можно также оценить свойства
глубинных слоев изделия, исключив при
этом влияние тонкого поверхностного (на¬
пример, обезуглероженного) слоя.Пермеаметрия основана на изме¬
рении в полях средней напряженности ин¬
дукции или намагниченности в открытой
магнитной цепи (контроль труб, прутков))'
или в замкнутой цепи (контроль колец ша-
рико- и роликоподшипников на различных
стадиях механической и термической обра¬
ботки, заготовок чугунных поршневых ко¬
лец). Зависимость результатов измерений
от формы и размеров изделия при пермеа-
метрии весьма значительна.Феррометрия позволяет выявить на¬
личие небольших количеств ферромагнитных
составляющих в изделиях из сплавов на
неферромагнитной основе и в других случа¬
ях неферромагнитных составляющих в спла¬
вах на ферромагнитной основе.Небольшие (недопустимые по техниче¬
ским условиям) количества мартенсита, фер¬
рита, сложных карбидов в изделиях из спе¬
циальных аустенитных сталей или остаточ¬
ный аустенит в закаленных на мартенсит из¬
делиях обычно не могут быть выявлены при
испытаниях на твердость. Определение ин¬
дукции или намагниченности в полях боль¬
шой напряженности в первом случае или
определение намагниченности в полях сред¬
ней напряженности во втором может дать
больший эффект.Магнитоструктурный анализ может при¬
меняться лишь после тщательной проверки
его на изделиях определенного типа из за¬
данных сплавов. Наиболее надежные ре¬
зультаты магнитоструктурный анализ мо¬
жет дать только при разумном сочетании его
с другими видами контроля.2.	ЛЮМИНЕСЦЕНТНЫЙ МЕТОД
КОНТРОЛЯДля выявления дефектов, выходящих на
поверхность из материалов (трещины, по-19*
292МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИры) в изделиях из различных материалов и
в особенности не обладающих ферромагнит¬
ными свойствами, применяется люминес¬
центный метод.Основы люминесцентного ме¬
тода. Метод основан на способности не¬
которых жидкостей светиться при облуче¬
нии ультрафиолетовым светом.Испытание проводят следующим образом.Контролируемую деталь после тщательной
очистки погружают в рабочую жидкость и
выдерживают в ней 10—15 мин. При этом
жидкость не только смачивает поверхность,
до и проникает в дефектные места. Затем
изделие промывают, но жидкость удаляется
только с поверхности, тогда как полости
дефектов остаются заполненными. Далее по¬
верхность детали «припудривают» тонкодис¬
персным «проявляющим» порошком, обла¬
дающим высокой поглотительной способно-ладающей оптимальной вязкостью и спо¬
собностью легко образовывать эмульсию с
водой (что необходимо для смывания жид¬
кости с поверхности и, следовательно, для
получения четкой и контрастной картины),
является смесь следующего состава, %(объемн.):Керосин	74Вазелиновое масло (медицинское)	15Бензол	11На 1 л указанного раствора добав¬
ляется:флуороль, г	0,2эмульгатор ОП-7, мл	2В качестве проявляющего порошка наи¬
лучшие результаты дает окись магния в сме¬
си с углекислым магнием.Аппаратура. Основой люминесцент¬
ного дефектоскопа является ультрафиолето¬
вый осветитель. Промышленностью выпус¬
каются достаточно компактные осветители
типа ЛЮМ-1 и ЛЮМ-2 (рис. 8). Они обыч-?ис. 7. Схема люминесцент¬
ного метода контроля:/ — исследуемая деталь;
2 — поверхностная трещина,
заполненная рабочей жидко¬
стью; 3 — ультрафиолетовый
осветитель; 4 — фильтрстью. Порошок извлекает жидкость из по¬
лостей дефектов на поверхность и, смачи¬
ваясь ею, прилипает к поверхности. При
последующей обдувке детали воздухом из¬
быток порошка удаляется, а прилипшие за
счет жидкости частицы обрисовывают кон¬
туры дефектов.Если теперь деталь осветить в темном
пюмещении ультрафиолетовыми лучами, то
будет наблюдаться свечение за счет флуо-
эесценции жидкости в местах дефектов, ко¬
торые становятся видимыми в виде светя¬
щихся пятен или линий. Схема контроля
юказана на рис. 7Характеристика рабочей жид¬
кости для люминесцентного
контроля. Обычно в качестве рабочей
жидкости применяется смесь, состоящая из
15% (объемн.) минерального масла и 85%
керосина.Эта смесь дает синевато-белое свечение
удовлетворительной яркости.Значительно лучшей рабочей жидкостью
дающей яркое желто-зеленое свечение, об-Разработано Э. В. Поляк.Рис. 8. Общий вид прибора ЛЮМ-2
для люминесцентного контроля:
1 — лампа ПРК-2; 2 — трансформа¬
тор высокого напряжения; 3 — си¬
ловой трансформатор; 4 — кабельно работают на ртутно-кварцевых лампах
ПРК-2, ПРК-4 или СВДШ. Облучение про¬
изводится в затемненной кабине через
фильтр типа УФС-3 из «черного» стекла
толщиной 3—4 мм (для отделения видимо¬
го света).Область применения люминес¬
центного метода. При использовании
люминесцентного метода надежно выяв¬
ляются выходящие на поверхность трещи¬
ны, поры, рыхлоты, окисные плены и т. д.
Выявляемость этих дефектов улучшается с
увеличением сечения полости дефекта (для
трещин —с увеличением их протяженно¬
сти).Метод с успехом может быть применен
для контроля литых и в отдельных случаях
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ КОНТРОЛЯ (ДЕФЕКТОСКОПИЯ) МЕТАЛЛОВ293деформированных металлов, а также для
изделий из неметаллических материалов.При необходимости выявления поверх¬
ностных дефектов в изделиях из ферромаг¬
нитных сплавов, имеющих темную поверх¬
ность, с достаточным эффектом может
быть использован магнитнолюми¬
несцентный метод, отличающийся от
обычного магнитного метода тем, что к
магнитной суспензии добавляется люмино¬
фор, окрашивающий частицы магнитного
порошка и заставляющий их ярко светить¬
ся в ультрафиолетовых лучах; чувствитель¬
ность при этом значительно выше, чем при
работе с применяющимися иногда окра¬
шенными магнитными порошками.3.	УЛЬТРАЗВУКОВОЙ МЕТОД
КОНТРОЛЯУльтразвуковой метод [6] позволяет об¬
наруживать и определять расположение
внутренних дефектов, являющихся нарут
шением сплошности (раковины, расслои,
зоны рыхлоты, некоторые типы трещин), в
различных деталях и полуфабрикатах пре¬
имущественно больших сечений и неслож¬
ной формы из металлов и некоторых не¬
металлических материалов. Таким образом,
с помощью этого метода можно устано¬
вить наличие именно тех дефектов, кото¬
рые нельзя выявить магнитным или лю¬
минесцентным методами и не всегда мож¬
но обнаружить просвечиванием рентгено¬
выми или у-лучами.Кроме того, ультразвуковой метод поз¬
воляет измерять толщину стенки изделий,
доступных с одной стороны.Основы ультразвукового мето-
д а. Метод основан на способности ультра¬
звуковых колебаний отражаться от по¬
верхности внутренних неоднородностей
среды.Ультразвуковые колебания (УЗК) пред¬
ставляют собой упругие колебания с часто¬
той, лежащей выше предела слышимости.Обладая всеми свойствами звуковых ко¬
лебаний, УЗК благодаря повышенной ча¬
стоте имеют и некоторые специфические
свойства: с повышением частоты увеличи¬
вается направленность УЗК и при часто¬
тах порядка мегагерц угол раскрытия пуч¬
ка УЗК столь мал, что к нему можно при¬
менить понятие «ультразвуковой луч». Это
оправдывается и тем, что законы распро¬
странения УЗК (преломление, отражение,
дифракция) аналогичны законам геомет¬
рической оптики.Благодаря своей направленности, способ¬
ности проникать в металл на большую глу¬
бину и высокому коэффициенту отражения
от границы металл — воздух УЗК могут
быть применены для выявления дефектов в
металлах.Ультразвуковые колебания излучаются и
принимаются при помощи пьезоэлектриче¬
ской (например, кварцевой) пластины, пре¬
образующей электрические колебания, воз¬буждаемые от специального генератора пе¬
ременным напряжением высокой частоты в
упругие колебания той же частоты и об¬
ратно.Основными методами выявления дефек¬
тов с помощью УЗК являются:а)	теневой метод;б)	импульсный эхометод.в)	резонансный метод.Теневой методСущность метода поясняется рис. 9. В ис¬
следуемое тело 1, помещенное в бак Б с
водой, вводятся УЗК» излучаемые вибра¬
тором 3, возбуждаемым генератором ГРис. 9. Схема контроля теневым методомПри отсутствии в теле дефектов УЗК про¬
ходят сквозь него и могут быть обнаруже¬
ны на выходе приемным преобразователем4	и через приемно-усилительный тракт П
поданы на индикатор И.Если же на пути УЗК расположен де¬
фект, например в виде раковины 2, колеба¬
ния отражаются от него и приемным пре¬
образователем 4', находящимся в области
звуковой тени, не обнаруживаются. Пере¬
мещая жестко и соосно скрепленные друт
с другом вибратор и приемный пьезопре*
образователь вдоль исследуемого тела,
можно по расположению звуковых теней
судить о наличии дефектов.Для контроля требуется доступ к изде¬
лию с обеих сторон. Ввод УЗК в изделие
обычно осуществляется через жидкость,
т. е. иммерсионным методом.В настоящее время теневой метод ис¬
пользуется главным образом для контроля
качества металлических изделий простой
формы (листы, многослойные диски, тру¬
бы, подшипники), резиновых изделий (ав¬
топокрышки), специальных пластмасс и бе¬
тона. В установках, разработанных для
этих целей, наряду с точечным сканирова¬
нием применяется прозвучивание широкой
зоны с помощью автоматически переклю¬
чающихся пар искательных головок и за¬
пись показаний прибора на электротерми¬
ческую бумагу. Работа при этом ведется,
как правило, на частотах порядка 1 Мгц и
выше. Однако в некоторых случаях целе¬
сообразно понижение частоты..
294МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙИмпульсный эхо-методИмпульсный эхо-дефектоскоп основан на
том же принципе, что и гидроакустические
приборы — эхолот и дальномер. Излуча¬
тель посылает в исследуемую среду корот¬
кие (т=0,5—10 мксек) импульсы упругих
колебаний, разделенные относительно про¬
должительными (t = 1—5 мсек) паузами.
Отраженные от поверхности дефекта эхо-
сигналы попадают на приемное устройство,
находящееся вблизи от излучателя или
совмещенное с ним, и отмечаются индика¬
тором.Измеряя время от момента посылки им¬
пульса до момента приема эхо-сигнала,
можно определить расстояние до дефекта.В дефектоскопе, блок-схема которого
приведена на рис. 10, излучателем импуль-терпевают значительное рассеяние я а грани¬
цах кристаллитов, и донный эхо-сигнал
резко ослабляется вплоть до полного про¬
падания. В этом случае эхо-сигнал от де¬
фекта наблюдается лишь при значительных
размерах последнего.Методика контроля импульс¬
ным эхо-методом. Контролю удоб¬
нее подвергать полуфабрикаты и детали
несложной формы (плоскопараллельные и
тела вращения). Поверхности детали, с
которых предполагается проводить прозву-
чивание, следует обработать со степенью
чистоты, соответствующей чистовой обточ¬
ке на токарном станке ( V 6), и смазать
тонким слоем минерального масла.Выбор рабочей частоты УЗК зависит в
основном от следующих факторов: а) чи¬
стоты обработки поверхности; б) величины
зерна; в) наличия в металле мелкой рас-Пьезопреобра•
зобателиУсилитель
радио- —
импульсобДиодный
детектор"Усилитель
- видеоим¬
пульсовAjlAЭлектронно¬
лучевая
4 трубкаСинхрони¬
затор и
возбудительГ?нератор
разверт-
киУсилитель‘развеетКонтролируемаядетальРис. 10. Блок-сх_ема импульсного
ультразвукового э^о-дефектоскопасов УЗК является пьезоэлектрический пре¬
образователь, возбуждаемый радиоимпуль¬
сами специального генератора (возбуди¬
теля). УЗК через тонкий слой контактной
смазки вводятся в контролируемое изде¬
лие. Отраженные эхо-сигналы принимаются
тем же или отдельным пьезопреобразова¬
телем (в зависимости от положения клю¬
чей К\ и /(2)> подаются в виде радиоимпуль¬
сов на вход приемно-усилительного тракта
и с выхода последнего на осциллоскоп с
ждущей разверткой, запускаемой с по¬
мощью специального генератора одновре¬
менно с излучением импульса возбудите¬
лем. При контроле изделий на экране ин¬
дикатора видны отметки, соответствующие
моменту посылки импульса (начальный
сигнал), моменту прихода эхо-сигнала от
противоположной грани контролируемого
изделия (донный сигнал, по аналогии с
эхолотом), и в случае наличия дефекта —
эхо-сигнал от дефекта. Этот сигнал распо¬
лагается между начальным и донным сиг¬
налами, причем на расстоянии от начально¬
го пропорциональном глубине залегания де¬
фекта.Если структура контролируемого участ¬
ка изделия крупнозернистая, то УЗК пре-сеянной пористости; г) наличия в сплаве
структурных составляющих, резко отли¬
чающихся по упругим свойствам и плотно¬
сти от основы, например графит в чугуне,
свинец в свинцовистой бронзе и др.Чем выше частота, тем более мелкие де¬
фекты и неоднородности могут быть обна¬
ружены; однако с повышением частоты за¬
трудняются ввод УЗК в металл и расшиф¬
ровка показаний, поскольку мелкие неод¬
нородности металла, не являющиеся доста¬
точно серьезными дефектами, при высоких
частотах дают свои эхо-сигналы.Практика показывает, что большая часть
задач, возникающих в производственных
условиях, решается при пользовании часто¬
тами от 0„5 до 5,0 Мгц.Для проведения контроля искательные
головки прикладывают к поверхности из¬
делия и,, постепенно перемещая их, наблю¬
дают за экраном,. При этом можно осуще¬
ствить надежный контроль изделия на на¬
личие дефектов и определить их коорди¬
наты.Аппаратура. Импульсные эхо-де¬
фектоскопы широко применяются в про¬
мышленности и производство их организо¬
вано во многих странах.
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ КОНТРОЛЯ (ДЕФЕКТОСКОПИЯ) МЕТАЛЛОВ295Одним из наиболее универсальных оте¬
чественных дефектоскопов является прибор
типа В4-7И 1. Он работает на частотах 0,7;
1,5; 2„5 и 4,0 Мгц с одной совмещенной или
с двумя раздельными головками с пьезо-
элементами из кварца и титаната бария.
Прибор позволяет с помощью специального
электронного устройства «глубиномера» оп¬
ределять расстояние от поверхности ввода
УЗК до отражающей поверхности (рис. 11).Рис. 11. Контроль импульсным ультразвуко¬
вым эко-дефектоскопом В4-7ИВ приборе используется большой комп¬
лект искательных головок, позволяющих
работать продольными, сдвиговыми или по¬
верхностными колебаниями. Пьезопреоб¬
разователи в искательных головках, защи¬
щены от истирания толстым донышком из
бериллия.Индикатором в приОоре служит электрон¬
но-лучевая трубка 2.Чувствительность и область
применения. Импульсным ультразву¬
ковым методом удается выявлять дефек¬
ты весьма малых размеров (площадью в
несколько квадратных миллиметров) на глу¬
бине до нескольких метров в изделиях не¬
сложной формы. В ряде случаев могут
быть выявлены дефекты сварного шва.Контролю могут подвергаться детали
значительных габаритов — порядка не¬
скольких метров. При этом, однако, сле¬
дует помнить,, что чувствительность мето¬
да быстро падает с увеличением глубины
залегания дефекта — при прочих равных1	Дефектоскоп разработан Д. С. Шрайбер,
Г. В. Пророковым, Ю. В. Ланге, Б. Г. Голодае-
вым, В. П. Уфтюжаниновым, Л. А. Лузиным.Н.	В. Бабкиным.2	В настоящее время завод «Электроточприбор»
серийно выпускает новый прибор УДМ1-М, имею¬
щий аналогичные паоаметсы.условиях глубоколежащие дефекты обнару¬
живаются лишь в случае, если отражаю¬
щая поверхность их достаточно велика.
Кроме того, чувствительность метода огра¬
ничена также и по минимуму — в непосред¬
ственной близости от поверхности ввода
УЗК (на глубине 3—6 мм) дефекты не мо¬
гут быть обнаружены из-за наложения от¬
раженного от дефекта эхо-сигнала на по¬
сылаемый («мертвая зона»).Применение метода затруднительно так¬
же при сложности формы изделия (фасон¬
ное литье), грубой поверхности, резкой ге¬
терогенности сплава.В условиях массового контроля серий¬
ной продукции особенное значение приоб¬
ретают надежность и воспроизводимость
результатов, а также их объективность.Поэтому создание стандартных условий,
исключающих влияние субъективных фак¬
торов на результаты контроля,—весьма ак¬
туальная задача, которую можно решить
на основе автоматизации процесса контро¬
ля.Автоматизация контроля при контактном
способе ввода УЗК в изделие (через тон-
ний слой контактной смазки) может быть
осуществлена с помощью автоматических
сигнализаторов- дефекта. Однако наиболь¬
ший эффект автоматизация дает при рабо¬
те по иммерсионному варианту импульсно¬
го эхо-метода [7, 8„ 9], который к тому же
позволяет в значительной степени преодо¬
леть затруднения, связанные Со сложно¬
стью формы и наличием грубой поверхно¬
сти.При работе по этому варианту иска¬
тельные головки и контролируемое изделие
полностью погружены в жидкость (боль¬
шей частью — вода,, иногда масло), при¬
чем зазор между искательной головкой и
поверхностью изделия составляет несколь¬
ко сантиметров.Использование такого погружения само
по себе не ново: в теневых дефектоскопах
колебания вводятся в металл в основном
именно таким образом. Однако для им¬
пульсного эхо-метода погружение пред¬
ставляет особые выгоды. Это связано преж¬
де всего с тем, что отпадают проблемы
акустического контакта и износоустойчи¬
вости искательных головок; контакт полу¬
чается постоянным и весьма надежным, в
результате чего теряет свое значение дон¬
ный сигнал как основной индикатор на¬
дежности акустического контакта и появ¬
ляется возможность ввода УЗК в изделие
под любым углом к поверхности. Вслед¬
ствие этого можно снизить требования к
чистоте обработки поверхности изделия,,
так как колебания вводятся достаточно эф¬
фективно в изделие с грубой поверхностью
(например, в необработанную поковку)..
При достаточной мощности зондирующего
импульса можно поэтому использовать
УЗК значительно более высоких частот —
порядка 20—25 Мгц, что в свою очередь
приводит к повышению чувствительности
разрешающей способности метода. При
296МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИЙиммерсионном варианте значительно об¬
легчается запись показаний дефектоскопа,
а применение в осциллоскопическом инди¬
каторе электронно-лучевой трубки с боль¬
шой длительностью послесвечения и раз¬
вертки типа Б (модуляция электронного
луча по яркости) позволяет видеть на эк¬
ране изображение контуров контролируе¬
мого изделия и дефектов в прозвучивае-
мом сечении (рис. 12).Рис. 12. Изображение на экране импульсного
ультразвукового иммерсионного эхо-дефектоскопа
при применении индикатора с разверткой типа Б.
Верхняя сплошная линия — изображение передней
грани контролируемого изделия; нижняя прерыви¬
стая—донная грань; точки и черточки между
ними — внутренние дефекты в данном сеченииВ настоящее время импульсные ультра¬
звуковые эхо-дефектоскопы иммерсионно¬
го типа получили широкое применение,
главным образом в авиационной промыш¬
ленности США и Англии, а в последнеезается с таким расчетом, чтобы ультразву¬
ковой луч встречал дефект под углом,
близким к прямому.Весьма совершенную конструкцию эхо-
дефектоскопа иммерсионного типа разрабо¬
тал Хитт [10] для контроля крупногабарит¬
ных прессованных и катаных полуфаб¬
рикатов (профили., плиты) из алюминие¬
вых сплавов. Этот дефектоскоп (рис. 13)
состоит из прецизионного сканирующего
механизма, электронной аппаратуры и бака
размерами 13,5 X 4,2 X 0,5 мм с подвиж¬
ной кареткой. Скорость сканирования мо¬
жет быть доведена до 0,6 м/сек. Произво¬
дят его строчками с заданным шагом. При
этом автоматически реверсируется каретка
и используется ее прямой и обратный ход.Работу ведут на частотах 2,25; 6; 10; 15
и 25 Мгц, что обеспечивает разрешающую
способность на высшей частоте, позво¬
ляющую обнаружить плоский отражатель
диаметром 1,2 мм на глубине 2,5 мм под
поверхностью. Автоматический сигнализа¬
тор дефектов с помощью световой или зву¬
ковой сигнализации указывает на присут¬
ствие дефекта, размеры которого превыша¬
ют заданную величину.Плоские дефекты типа расслоений лег¬
ко обнаруживаются и размеры их опреде¬
ляются «очерчиванием» по контуру и на-Рис. 13. Импульсный ультразвуковой иммерсионный эхо-дефектоскоп
для контроля особо крупных деталейвремя и в СССР. Известны,, например, ус¬
тановка Сперри для автоматического кон¬
троля турбинных дисков, а также установ¬
ка «Келвин и Хьюз», особенностью которых
является оригинальная система програм¬
много сканирования,, при котором иска¬
тельная головка автоматически поворачи-блюдением на экране индикатора с раз¬
верткой типа Б. Следует, однако, помнить,
что на экране видна лишь отражающая по¬
верхность дефекта, ближайшая к поверх¬
ности ввода колебаний, и поэтому для пол¬
ного представления об очертаниях объем¬
ного дефекта (раковины) необходимо про¬
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ КОНТРОЛЯ (ДЕФЕКТОСКОПИЯ) МЕТАЛЛОВ297Рис. 14. Измерение толщины стенки цилиндра с помощью уль
тразвукового резонансного толщемера В4-8Р. Справа-пристав¬
ка для прямого отсчетагде п — порядок гармоники ко¬
лебаний.Ультразвуковой прибор для
резонансных измерений пред¬
ставляет собой генератор ра¬
диочастоты с частотной моду¬
ляцией, лежащей обычно в пре¬
делах одной октавы и более.Генератор возбуждает пьезо¬
электрический вибратор- кото¬
рый посылает УЗК в металл.Индикаторам служит осцилло¬
скоп, развертка которого син¬
хронизирована с изменением
частоты.При изменении частоты возникновение
стоячих волн в металле приводит к изме¬
нению анодного тока генератора и отмеча¬
ется в виде пика на экране осциллоскопа.
Если толщина металла изменится, то со¬
ответственно изменится и положение пика
на экране. На экран 1Может быть нанесена
шкала,, градуируемая для определенного
металла непосредственно по толщине.Описанный прибор — ультразвуковой ре¬
зонансный дефектоскоп выпущен нашей
промышленностью под маркой УРД-3. Но¬
вейшая модель прибора, значительно усо¬
вершенствованного, имеет марку В4-8Р
(рис. 14).Такой прибор может быть применен для
измерения толщины -металла при доступе
с одной стороны, выявления очагов корро¬
зионных поражений в химической аппара¬
туре, трубопроводах,, подводной части кор¬
пуса корабля и т. д., для выявления рас¬
слоя в листовом материале, в биметалли¬турной системы с резонансными пиками от
изделия и в этот момент однозначно опре¬
деляют измеряемую толщину по шкале кон¬
денсаторов.4.	ЭЛЕКТРОИНДУКТИВНЫЙ МЕТОД
(МЕТОД ВИХРЕВЫХ ТОКОВ)Для выявления поверхностных и подпо¬
верхностных дефектов в изделиях из спла¬
вов, не обладающих ферромагнитными
свойствами,, в последнее время успешно
применяют электроиндуктивный метод.Ос новы	электроиндуктив-н о го метод а. Метод, основан на заме¬
ре изменений возбуждаемых в металле ви¬
хревых токов под влиянием неоднород¬
ностей металла. Если некоторый объем ме¬
талла пронизывается переменным магнит¬
ным полем, то это поле возбуждает в ме¬1 Разработано Г. В: Пророковым.ческих листах, в подшипниках, для контро¬
ля пайки металлических листов и т. д.Точность работы прибора при определе¬
нии толщины стенки в диапазоне от 0,8 до
15 мм — около 1%, чувствительность при
выявлении расслоев (минимальная пло¬
щадь дефекта) — около 1 см2.Интересной особенностью прибора В4-8Р
является возможность прямого отсчета из¬
меряемой толщины без применения графи¬
ков, подвижных планшетов,, расчетных дис¬
ков и т. п. Прямой отсчет осуществляется
с помощью специального устройства !, пред¬
ставляющего трехконтурную систему с пе¬
ременными конденсаторами, роторы кото¬
рых насажены на общую ось. Вращая пе¬
ременные конденсаторы, добиваются сов¬
мещения резонансных пиков от трехкон-изводить прозвучйвание в двух противопо¬
ложных направлениях, при этом можно по¬
лучить изображение всего дефекта.Импульсный эхо-метод в контактном и
иммерсионном варианте широко и успешно
применяется для обнаружения трещин, ра¬
ковин, флокенов, шлаковых включений
структурной неоднородности, непровара, не-
пропая и других дефектов металла в по¬
ковках, штамповках, трубах, профилях и
сварных соединениях при одностороннем
доступе к этим изделиям.Резонансный ультразвуковой методРезонансный метод основан на измене¬
нии режима работы излучающего УЗК
пьезоэлектрического вибратора в момент
возникновения стоячих упругих
волн в металле. Стоячие волны
образуются в том случае, когда
между толщиной металла dy
длиной упругой волны в нем %
и соответственно скоростью
распространения УЗК в металле
с и частотой f соблюдены сле¬
дующие условия:
298МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙталле вихревые токи. В зависимости от из¬
менения частоты изменяется величина вих¬
ревых токов и глубина их проникновения.Вихревые токи создают свое поле, про¬
тивоположное по знаку намапничивающе
му. Взаимодействие этих полей приводит к
изменению полного сопротивления катуш¬
ки,, что в свою очередь вызывает изменение
силы тока в цепях генератора, питающего
эту катушку. Изменения силы тока могут
быть отмечены различными 'индикаторами,
причем на показаниях индикатора будут
сказываться электропроводность металла и
размеры сечения контролируемого изделия.Основной трудностью является необхо¬
димость разделения влияния каждого из
этих факторов. Если это условие не вы¬
полнено,, то изменение сечения изделия ви межкристаллитной коррозией; фиксиро¬
вать начало возникновения трещин в ре¬
зультате коррозии под напряжением и на¬
блюдать процесс развития этих трещин;
измерять толщину листов, фольг и т. д.Область применения элек¬
трон н д у кт и в н о г о метода. Ме¬
тод может быть с наибольшим успехом
применен для выявления поверхностных и
подповерхностных дефектов в изделиях не¬
сложной формы и постоянного сечения
(трубы, профили,, прутки, полосы) из чис¬
тых металлов и из сплавов, не имеющих
грубой структурной неоднородности (одно¬
фазные системы).Кроме того,, метод позволяет произво¬
дить анализ структуры металлов, контро¬
лировать состояние термической обработ¬
ки, определять твердость и т. д. Электр о-
индуктивный метод позволяет легко осу¬
ществить автоматизацию контроля и при
этом получить огромную производитель¬
ность (например,, при разбраковке стальных
деталей средних размеров по твердости
производительность достигает 3—4 дета¬
лей в секунду).5.	ТЕРМОЭЛЕКТРИЧЕСКИЙ МЕТОД
КОНТРОЛЯРис. 15. Прибор для определения
дефектов в стальных прутках, ос¬
нованный на использовании вихре¬
вых токовпределах, допускаемых техническими усло¬
виями, может оказаться более значитель¬
ным,, чем изменение электропроводности,
вызванное наличием трещины или измене¬
нием состава структуры и т. д. Надежно
работающие приборы (свыше 10 типов)
созданы в результате серьезных работ
Ферстера [11], которому удалось разрабо¬
тать стройную теорию метода вихревых то¬
ков.В СССР несколько типов электроиндук-
тивных приборов разработано А. Л. Доро¬
феевым. 1Электроиндуктивные приборы (один из
них изображен на рис. 15) позволяют не
только обнаруживать поверхностные и под¬
поверхностные дефекты,, но и бесконтакт¬
ным методом измерять электропроводность
в широком диапазоне температур; уста¬
навливать зоны поражения поверхностнойТермоэлектрический метод обычно приме¬
няют для контроля сплавов по составу
(разделения по маркам).Основы	термоэлектричес¬кого метода. Как известно, сила то¬
ка, возникающего в замкнутой цепи, сос¬
тавленной из двух разнородных металлов,
определяется величиной термоэлектродви¬
жущей силы (т. э. д. с.)„ зависящей от при¬
роды обоих металлов и от разности темпе¬
ратур между спаями. Если один из метал¬
лов выбрать в качестве постояннного эта¬
лона и задаться определенной разностью
температур, то величина т„ э. д. с. будет
определяться только природой второго ме¬
талла. При изменении состава или свойств
второго металла будет получаться различ¬
ная величина т. э. д. с.Аппаратура и методика к о н-
т р о л я. Приборы для анализа металлов
по т э. д. с. были впервые разработаны вГорячий.1	Один из таких приборов под маркой ИЭ-1
серийно выпускает завод «Электроточприбор».V7777777777777777777777777Z
Исследуемый ышпериопРис. 16. Принципиальная схема
термоэлектрического метода'нашей стране Г В. Акимовым, а в послед¬
ние годы получили распространение за ру¬
бежом.Принципиальная схема подобного прибо¬
ра приведена на рис. 16.
ФИЗИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ КОНТРОЛЯ (ДЕФЕКТОСКОПИЯ) МЕТАЛЛОВ299Прибор оформлен в виде компактной вил¬
ки (рис. 17),, несущей горячий и холодный
контакты, концы которых имеют формуРис. 17. Контактная внлкз
термоэлектрического прибо*
ра:1—изолирующая пластина;2	— горячий контакт; 3 —
холодный контакт; 4 — на¬
гревательпризматических ножей. Нож горячего кон¬
такта нагревается с помощью небольшой
печи, работающей от понижающего тран¬
сформатора. Температура горячего контак¬
та может регулироваться реостатом в цепи
нагревателя.К клемме К (рис. 18) присоединен конец
провода из константана (показано пункти¬
ром),, другой конец которого введен в от¬
верстие ножа горячего контакта. Таким
образом, термопарой «константан — мате¬
риал контакта» можно, измерять температу¬
ру горячего контакта. Для этого к клем¬
мам А и К подключается гальванометр.Когда нужная температура установится,
гальванометр переключается на клеммы
А и Б; в этом положении он измеряет т. э.
д. с. между эталоном (материал контак¬
тов) и испытуемым изделием. Контакт с
изделием осуществляется прикладыванием
ножей к его слегка зачищенной поверхно¬
сти.Если изделие изготовлено из того же
материала,, что и контакты, то т. э. д. с.
будет равна нулю или близка к нему. Если
же материал изделия отличается от кон¬такта, то величина и знак т. э. д. с. могут
быть различными.Для разделения небольшого числа (3—
4) марок материала температурный режим
прибора и материал контактов удобно под¬
бирать так, чтобы различные марки матери¬
ала давали т. э. д. с. различного знака.Например,, при испытании труб из хромо¬
молибденовой стали ЗОХМА, стали ЗОХГСА
(хромансиль) и стали 20 на приборе с кон¬
тактами из стали 20 получаются следую¬
щие показания нуль-гальванометра (деле¬
ния шкалы):Сталь 20 . .	От —3 до +4*Сталь ЗОХГСА	» —10 » —15,6(т. е, влево)Сталь ЗОХМА	От +2 до +10(т, е. вправо)♦	Вследствие различного содержания примесей.Таким образом, разделение небольшого
числа сплавов в ряде случаев весьма удоб¬
но производить методом т. э. д. с.Можно также отбраковывать латунные
изделия по содержанию в них железа.Хорошо разделяются электротехническиеЛ трансформаторуРис. 18. Контроль материала тру¬
бы термоэлектрическим методом(кремнистые) стали по содержанию крем¬
ния.Наиболее сильное влияние на т. э. д. с.
железных сплавов оказывают кремний и
алюминий. Марганец, никель и кобальт
влияют слабо, еще слабее — хром и молиб¬
ден.Область применения термо¬
электрического метода. Метод
т. э. д. с. позволяет быстро установить со¬
ответствие материала детали требованиям
технических условий, что представляет
большую ценность для производства.Следует также отметить удачные попыт¬
ки .применения метода т. э. д. с. для опре*
деления глубины поверхностного слоя на
изделии, прошедшем химико-термическую
обработку (например, цементованного или
обезуглероженного).В последние годы весьма удачные кон¬
струкции приборов, основанных на термо¬
электрическом методе, разработаны в США
300МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИ[12]	и выпускаются под- маркой «Термосор-
тер». Эти приборы с помощью несложного
приспособления позволяют производить
рассортировку большого количества спла¬
вов также и по трибоэлектрическому ме¬
тоду, открывающему дополнительные и
весьма интересные возможности. Трибо¬электрический метод основан на измерении
контактной э. д. с., образующейся при тре¬
нии различных материалов друг о друга.
Практика показывает, что трибоэлектричес¬
кий метод часто позволяет решать новые
задачи, нерешаемые термоэлектрическим
методом.ЛИТЕРАТУРА1.	Р. И. Я н у с. Магнитная дефектоскопия.
Гостехиздат, 1946.2.	А. В. Ж и г а д л о. Контроль деталей мето¬
дом магнитного порошка. Оборонгиз. 1951.3.	В. С. Соколов. Дефектоскопия материа¬
лов, Госэнергоиздат, 1957.4.	П. Г. М и х н е р и ч. Заводская лаборато¬
рия, 1956, №.7, стр. 860.5.	С, М. Рождественский. Магнитный
отрывной метод измерения толщины покрытий.
Оборонгиз, 1950.6.	Д. С. Ш р а й б ер. Заводская лаборатория,
1939, № 8; 1940, № 9; 1946, № 11—12; 1948, № 3;1952,	.Na 7; ИТЭИН Периодическая информация,1953,	№ 197; 1953, № 200.7.	А. В а г a t h. Non-Destructive Testing, v. 1Ц1953,	№ 7, p. 7.8.	I. C. Smack. Non-Destructive Testing, v. 12»1954,	№ 3, p. 29.9.	R. W. 'Buchmann, С. H. Hastings.
Non-Destrructive Testing, v. 13, 1955, № 5, p. 17.10.	C. W. I. W e г n о n. Non-Destructive Testing,
v. 24, 1956, Ni 4r p. 124.11.	F. Forster, Zei+schrift fur Metallkunde,
v. 45, 1954, № 4, p. 166.12.	A. Doscheck. Non-Destructive Testing,
v. 10, 1951, № 2, p. 22.ГЛАВА 20ИЗЛОМЫ СТАЛИ1.	ЗНАЧЕНИЕ ОЦЕНКИ ВИДА
ИЗЛОМА СТАЛИЗначение вида излома для оценки ка¬
чества стали давно признано практикой, и
этот критерий, несмотря на его неколичест¬
венный характер, широко используется в
производстве. Известно, что вид излома был
основным методом оценки изменений струк¬
туры в работах Д. К. Чернова, положивших
начало учению о термической обработке
стали.Изломы разделяются на вязкие (аморф¬
ные, волокнистые, рис. 1) и хрупкие (кри¬
сталлические) [1]. В
г				 	 свою очередь кристал¬
лические изломы под¬
разделяются на меж-
кристаллические и
транскристаллические
(рис. 2, 3). Вид изло¬
ма позволяет судитьо	характере разруше¬
ния.Волокнистый излом
(см. рис. 1) свиде¬
тельствует о значи¬
тельной пластической
деформации перед раз¬
рушением.Кристаллический излом является резуль¬
татом хрупкого разрушения, происходяще¬
го без заметной пластической деформации.
Получение волокнистого или кристалличес¬
кого излома на одном и том же материале
не всегда свидетельствует о структурныхРис. 1. Вязкий во¬
локнистый излом.
Х2различиях. Советской школой испытания
материалов (А. Ф. Иоффе, Н. Н. Давиден-
ков, Н. П. Щапов, Я. Б. Фридман и др.)
всесторонне обосновано положение, что
один и тот же материал в одном и том жеРис. 2. Хрупкий
межкристалличес
кий излом. X 2Рис. 3. Хрупкий
транскристалли¬
ческий излом. Х2структурном состоянии может в зависимос¬
ти от условий нагружения (температура,
скорость приложения нагрузки, характер
напряженного состояния) давать вязкое или
хрупкое разрушение и, следовательно, во¬
локнистый или кристаллический излом [2*з,	4].Однако при выбранном методе испытанийи,	следовательно, соответствующем напря¬
женном состоянии вид излома часто позво¬
ляет выявить и очень тонкие различия в
структурном состоянии материала, иногда
не улавливаемые даже при микроскопичес¬
ком исследовании структуры.Стандартный металлографический анализ
не улавливает различий в структуре, обу¬
словливающих обратимую отпускную хруп¬
ИЗЛОМЫ СТАЛИ301Рис.
стали
калки
650° с4. Волокнистый излом
марки 37XH3A после за-
в масле и отпуска на
охлаждением в воде. X 4вующее изменение ха¬
рактера разрушения.Хрупкий (кристал¬
лический) излом часто
непосредственно выяв¬
ляет величину зерна
аустенита, существо¬
вавшего при послед¬
нем нагреве стали.Это наблюдается в
случаях:1)	когда трещина
излома проходит по
границам исходного
зерна аустенита вслед¬
ствие наличия на этихграницах выделений неметаллических вклю¬
чений в виде пленок, избыточных фаз (фер¬
рита, цементита) или других выделений,
ослабляющих прочность границ. Иногда
такой межкристаллический излом возмо¬
жен и просто в закаленной с перегревом
стали, .вероятно, в связи с возникновением
микротрещин по границам зерен (см. рис. 2);2)	когда сталь закаливается на мартенсит
или на продукты распада аустенита в про-
межуточной ступени.В этом случае трещина излома проходит
через объемы, ранее являвшиеся зернами
аустенита, образуя плоские сколы по опре¬
деленным кристаллографическим плоскос¬
тям мартенсита или продуктов распада в
промежуточной ступени (см. рис. 3).Однако в ряде случаев излом не харак¬
теризует действительную величину зерна
аустенита, полученную при последнем на¬
греве.Это происходит:1)	при вязком разрушении, когда получа¬
ется волокнистый излом;2)	при хрупком или полухрупком разру¬
шении, когда трещина излома проходит че¬
рез объем зерна, следуя ориентировке от¬
дельных перлитных колоний, в стали, имею¬
щей перлитную, феррито-перлитную или це-
ментито-перлитную структуру [24];3)	когда неметаллические включения или
другая фаза, ослабляющая прочность гра¬
ниц (цементит, сульфиды), выделилась по
границам аустенитных зерен на одной из
предшествующих операций обработки стали
(отливка, прокатка, ковка) и после оконча¬
тельной термической обработки сохрани¬
лась в том же расположении, несмотря на
перекристаллизацию; в этом случае излом
выявляет границы прежних аустенитных зе¬
рен, полученных при предшествующей об¬
работке;Рис. 5. Межкристаллический
излом стали марки 37XH3A по¬
сле закалки в масле и отпуска
на 650° с охлаждением в воде
и дополнительного отпуска на
550°. X 4щения, возникает кристаллографическая
упорядоченность структуры в пределах объ¬
ема каждого аустенитного зерна, не устра¬
няющаяся новым нагревом немного выше
критических точек (внутризеренная тексту¬
ра, текстура перегрева) [5, б, 7]; в этом слу¬
чае излом также выявляет размеры зерна
аустенита, полученного при предшествую¬
щем высоком нагреве, а не при окончатель¬
ной термической обработке.2.	ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ
ОБРАБОТКИ НА ВИД ИЗЛОМА
ГОРЯЧЕДЕФОРМИРОВАННОЙ СТАЛИКонструкционные легированные стали, за¬
каленные на мартенсит, дают после низкогоРис. 6. Межкристаллический из¬
лом стали марки ЗЗХНЗМА по¬
сле закалки в масле и отпуска
на 350°. Х4отпуска (200°), как правило, волокнистый
излом, сменяющийся сравнительно хрупким
межкристаллическим изломом (рис. 6) прикость (хрупкость второго рода). В то же
время вид излома после отпуска в услови¬
ях, благоприятствующих развитию хрупкос¬ти, резко меняется от
сталлическому (рис. 4
рактера излома связа¬
но с тем, что неуло¬
вимые различия струк¬
туры вызывают сме¬
щение порога хладно¬
ломкости и соответст-волоккистого к кри-
и 5). Изменение ха-4) когда в результате предшествующего
высокого нагрева и охлаждения, в особен¬
ности при охлаждении в условиях, приво¬
дящих к образованию структуры мартенси¬
та или продуктов промежуточного превра-
302МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИотпуске в интервале развития хрупкости
первого рода (300—350°).Если сталь .не подвержена хрупкости вто-
рода рода, то при более высоком отпуске
излом вновь становится волокнистым.Рис. 7. Межкристаллический
излом стали марки 37XH3A по¬
сле закалки в масле и отпуска
на 550°. X 4Как известно, отпускная хрупкость второ¬
го рода возникает или в результате отпус¬
ка закаленной стали в интервале 450—550°,
или в результате замедленного охлаждения
через этот интервал после более высокого
отпуска (600—700°), или, наконец, после до-ческому излому при всех температурах от¬
пуска, исключая самые высокие 650—700®
(рис. 8, а, б, в), несмотря на относительно
высокую ударную вязкость стали. При этой
обработке отпускная хрупкость первого ро¬
да не приводит к изменению характера из¬
лома; отпускная хрупкость второго рода и
в этом случае вызывает переход от транс¬
кристаллического излома к межкристалли-
ческому, однако, лишь при достаточной про¬
должительности отпуска -в опасном в отно¬
шении развития хрупкости интервале тем¬
ператур [8, 9, 22].Неполная закалка в широком смысле это¬
го термина, т. е. частичное выделение фер¬
рита, образование перлито-трооститных
структур ‘или продуктов промежуточного
превращения, приводит при отпуске конст¬
рукционных легированных сталей к появле¬
нию в большей или меньшей степени выра¬
женного кристаллического излома [10, 11].
Следует указать, что характер кристалли¬
ческого излома для различных случаез не¬
полной закалки не вполне выяснен. Закал¬
ка с частичным выделением феррита при¬
водит к получению излома по границам ау-
стенитного зерна [8, 12]; напротив, закал¬
ка с распадом аустенита в промежуточной
ступени сопровождается, как уже сказано,
транскристаллическим изломом. Вопрос о
том, как про-ходит трещина излома в слу¬
чае частичного перлито-трооститного рас¬
пада, требует дополнительного изучения.Рис. 8. Транскристаллические изломы стали марки ЗЗХНЗМА после закалки с частичным рас¬
падом аустенита в промежуточной ступени (400°) и отпуска на 150° (а), 350° (б) и 550° (в). Х4полнительного отпуска (450—550°) стали,
прошедшей перед этим более высокий от¬
пуск с быстрым охлаждением. Излом во
всех случаях отпускной хрупкости второго
рода получается межкристаллическим (рис.7). Отличие заключается только в том, что
при непосредственном отпуске стали в ин¬
тервале хрупкости (450—550°) излом ока¬
зывается блестящим, а при развитии хруп¬
кости в результате медленного охлаждения
или. дополнительного отпуска — матовым.Закалка с частичным или полным распа¬
дом аустенита в верхней области интервала
промежуточного превращения (500—400°)
приводит, как правило, к транскристалли-3.	НАФТАЛИНИСТЫЙ ИЗЛОМСледствием принципа ориентационного со¬
ответствия при фазовых превращениях, ус¬
тановленного работами советских ученых
(П. Д. Данков, С. Т. Конобеевкгкий, Г В.
Курдюмов, В. И. Архаров и др.), является
наблюдаемая в ряде случаев закономерная
ориентировка продуктов превращения ау¬
стенита при охлаждении стали: мартенсита,
феррита и цементита относительно кристал¬
лической решетки аустенита.В результате ориентированности превра¬
щения у-*а каждое монокристалльное зер¬
но аустенита превращается при охлаждении
ИЗЛОМЫ СТАЛИ303в кристаллографически упорядоченный
комплекс кристалликов a-фазы, обуслов¬
ливая тем самым появление внутризеренной
текстуры. Последняя легко обнаружизает-ко к фазовым превращениям при охлажде¬
нии, но и к превращениям при -нагреве
стали. Следствием этого является сохра¬
нение первичной внутризеренной тек¬
стуры при повторных перекристаллизациях
стали [5, 6, 7, 13, 19]. Новые зерна аустени-
та, образующиеся при нагреве выше крити¬
ческих точек, приобретают однообразную
кристаллографическую ориентировку в объ¬
емах, соответствующих исходным аустенит-
ным зернам вследствие ориентированности
а->упРевРашения. Поэтому при охлажде¬
нии вновь воспроизводится прежняя внутри-
зеренная текстура, которая внешне проявля-Рис. 9. Нафталинистый из¬
лом быстрорежущей стали
марки Р18 после двойной
закалки с 1280°. Х4ся при транекристаллических изломах пе¬
регретой стали по избирательному блеску,
характерному для кристаллографически упо¬
рядоченных областей, соответствующих ис¬
ходным крупным зернам аустенита. На
практике такой вид излома носит название
«нафталинистого». На рис. 9 показан наф¬
талинистый излом быстрорежущей стали
[23]. Нафталинистый излом конструкцион¬
ной .стали 40ХН, полученный в результате
одной закалки от 1300°, представлен на
рис. 10.Следует различать первичный нафтали¬
нистый излом (рис. 10) от вторичного наф-Рис. 10. Первичный нафталини¬
стый излом стали марки 40ХН
после зйкалки с 1300° и разру¬
шения при температуре жидкого
азота. X 4талинистого излома, внешне очень сходно¬
го с первым (рис. 11), но наблюдающегося
после вторичной закалки перегретой круп¬
нозернистой стали, уже имевшей первич¬
ный нафталинистый излом. Причина обра¬
зования вторичного нафталинистого изло¬
ма заключается в том, что принцип ориен¬
тационного соответствия приложим не толь¬Рис. 11. Вторичный нафталини¬
стый излом стали марки 40ХН
после закалки от 1300° и пов¬
торной закалки с 850° Разру¬
шение при температуре жид¬
кого азота. X 4ется в изломе как одно крупное зерно. Не¬
обходимо отметить, что вторичный нафта¬
линистый излом не наблюдается, если при
новой закалке (после перегрева) нагрев про¬
изводится до температур, значительно, пре¬
вышающих критическую точку Асг (рис.
12). Необходимая для этого температура
нагрева зависит от состава стали, скорости
нагрева, исходной структуры, применяемой
выдержки при нагреве и т. д. Ликвидация
старой внутризеренной текстуры и переход
к кристаллическому излому, не обнаружи¬
вающему более какой-либо кристаллогео¬
метрической связи с прежним крупным зер¬
ном, обусловлены рекристаллизацией мел¬
ких зерен аустенита, которые образовались
в результате фазового превращения а-^у-Причиной этой рекристаллизации явля¬
ется внутренний наклеп, приобретаемый но¬
выми зернами аустенита в связи с объем¬
ными изменениями, сопровождающими пре¬
вращение [14, 19]. При нагреве до тем¬
ператур, превышающих температуру рекри¬
сталлизации, рекристаллизованные зерна
аустенита растут в результате обычной со¬
бирательной рекристаллизации и это отра¬
жается в постепенном укрупнении кристал¬
лического излома закаленной стали.Устранение нафталинистого излома воз¬
можно также в результате многократны*
повторных фазовых перекристаллизаций
304МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИс -нагревом выше критических точек, хотя
и ниже температуры рекристаллизации ау-
стенита. Это объясняется постепенным ос¬
лаблением кристаллогеометрических связей
превращающихся фаз при повторении фазо¬
вого превращения. Установлено, что полу-Рис. 12. Изломы стали марки
40ХН после закалки с 1300° и
повторной закалки от 1050°.
Разрушение в жидком азоте. Х4чение вторичного н афта л инистого излома
при повторных перекристаллизациях зака¬
ленной конструкционной стали сильно зави¬
сит от скорости нагрева через критичес¬
кий интервал Ас\—Ас3 [19, 20].4.	КАМНЕВИДНЫЙ ИЗЛОМКамневидным изломом называется пол¬
ностью или частично межкристаллический
излом, наблюдающийся, вместо обычногоаустенита, существовавшим в момент пере¬
грева. По вопросу о причинах возникнове¬
ния камневидного излома существует две
точки зрения.Согласно первой [15, 7], камневидный из¬
лом связан с происходящим при высоких
температурах перераспределением раство¬
ренных в аустените поверхностно-активных
примесей между объемом и поверхностными
слоями зерен, управляемым законами внут¬
ренней адсорбции.Другая точка зрения связывает различие
в составе границ и внутреннего объема
аустенитных зерен с выделением из аусте¬
нита при охлаждении после перегрева при¬
месей неметаллического характера (суль¬
фидов) вследствие изменения их раствори¬
мости с температурой [5, 16].Не следует смешивать камневидный из¬
лом, связанный с явлениями, происходящи¬
ми на границах зерен аустенита при высо¬
ких температурах, с межкристаллическим
изломом, являющимся результатом взаимо¬
действия описанной выше внутризеренной
текстуры и процессов отпускной хрупкости
и внешне аналогичным первому (рис. 14).
Эта разновидность камневидного излома,
связанная с внутризеренной текстурой и от¬
пускной хрупкостью, обусловливается изме¬
нениями, происходящими в процессе разви¬
тия хрупкости (первого .и второго рода)
при отпуске на границах текстурованных
объемов, совпадающих с границами старых
аустенитных зерен [21, 19].Основное, очень важное для практики
различие между камневидным изломом пер¬
вого и второго типа состоит в разном отно¬
шении к исправлению путем термической
обработки.Рис. 13. Камневидный излом в стали марки 40ХНМА после предварительного перегрева и нормаль¬
ной закалки с высоким отпуском:
а — нормальный излом; б, в, и г — постепенное увеличение камневидности в изломе. ХЗволокнистого излома, в термически обрабо¬
танной конструкционной стали (после нор¬
мализации, закалки и высокого отпуска) в
случае ее предварительного сильного пере¬
грева, например при горячей механической
обработке (рис. 13). В этом случае трещи¬
на разрушения проходит по границам объ¬
емов, соответствующих крупным зернамИсправление камневидного излома перво¬
го типа связано с применением длительных
обработок при высоких температурах (типа
гомогенизации) [17]. Камневидный излом
второго типа исправляется кратковремен¬
ным нагревом стали при 1050—1100° в про¬
цессе которого протекает рекристаллизация
аустенита (рис. 15)
ИЗЛОМЫ СТАЛИ3055.	ИЗЛОМЫ
ЛИТОЙ СТАЛИОтмеченные выше за¬
кономерности, касающие¬
ся вида излома стали,
подвергавшейся горячей
механической обработке,
сохраняют свое значение
и в применении к литой
стали. Вследствие круп-
нозернистости литой ста¬
ли излом отливок и слит¬
ков характеризуется
очень грубым строением.Однако и в этой стали
величина первичного зер¬
на проявляется в изло¬
ме в различной степени—
в зависимости от струк¬
туры, получающейся пос¬
ле охлаждения отлив¬
ки.Так, например, в отливках с феррито-пер-
литной структурой (рис. ,16, а и б) излом
может быть мелкокристаллическим, несмот¬
ря на крупное первичное зерно, вследствие
того, что он проходит по перлитным зернам
(колониям). При мартенситной или бей-
нитной структуре в изломе сохраняется
крупнозернистое строение.Рис. 14. Камневидный излом
второго типа в стали марки
37XH3A после предварительной
закалки с 1300° и повторной за¬
калки с 950° с отпуском на 550°.Х4Рис. 15. Излом стали марки
37XH3A после предварительной
закалки с 1300° и повтсУрной
закалки с 1050° с отпуском на
550е. Х4нита неметаллических фаз, к которым в
первую очередь относятся сульфиды и ни¬
трид алюминия [26].В сталях с 'Низким содержанием углерода,
имеющих в области высоких температур
превращение а(6)->-у и подверженных вслед¬
ствие этого грануляции, излом не отражаетРис. 16. Сталь марки 40ХС с феррито-перлитной структурой. Х8:
а — излом отливки; б — микроструктура той же отливки [24]На рис. 17, б показан транскристалли¬
ческий излом литой хромоникелевой стали,
полностью соответствующий величине пер¬
вичных дендритов (рис. 17, а).Рис. 17, в показывает излом той же стали
после термической обработки (улучшения).
Наблюдающиеся в этом изломе матовые
участки межзернистого разрушения («шес-
товатость») вызваны, также как и камне¬
видный излом в кбваной стали, выделения¬
ми на поверхности первичных зерен аусте-20	Металловедение (справочник), т. Iдендритной структуры стали. Связанная с
переходом а(6)-^у или с перитектическим
превращением грануляция приводит к об¬
разованию новых зерен аустенита, величи¬
на и форма которых не соответствует вели¬
чине дендритов. По этим новым зернам и
проходит трещина излома.На рис. 18, а и б, сопоставлены излом и
макроструктура такой гранулированной ста¬
ли. Если сталь испытывает грануляцию, то
наблюдающаяся иногда после термической
306МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИобработки отливок шестоватость излома ха- Излом этого вида возникает вследствие
рактеризует величину зерен аустенита, об- выделения на поверхности сопряженных
раз0'вавших1ся в результате грануляции [251. дендритных кристаллитов ликвационныхРис. 17. Макроструктура и изломы стали марки 37XH3A:
а — макроструктура литой стали; б — излом литой стали; в — излом той же стали
после закалки и высокого отпуска (улучшения). X 3В отдельных случаях несовпадение из¬
лома с дендритной структурой может на¬
блюдаться и в сталях, затвердевание кото¬
рых происходит с непосредственным обра¬
зованием зерен аустенита из расплава,—
это объясняется развитием .собирательной
рекристаллизации в процессе очень медлен¬
ного охлаждения отливок. Следует отличать
от транскристаллического излома литой
стали (см. рис. 17, б) межкристаллический
излом, получивший название «дендритного»
(dhc. 19),прослоек сульфидных или фосфидныл
фаз. В сталях без полиморфных превраще*
ний, например в аустенитных, такой меж-
дендритный излом часто образуется в ре¬
зультате выделения карбидов.Иногда дендритный рисунок обнаружи¬
вается на поверхности вязких изломов ли¬
той стали вследствие ликвационной неодно¬
родности, обусловливающей неодинаковость
механической прочности отдельных частей
дендритных кристаллов. Часто встречающе¬
еся в практике разрушение отливок при
ИЗЛОМЫ СТАЛИ307Рис. 18. Излом и макроструктура литой углеродистой стали с содержанием 0,37°/® С:
а — излом по границам г»рануль; б — макроструктура (травление реактивом Кешиена);
видны дендритная и грануляционная структура стали. Нат. вел.30*19. Дендритный излом литой стали. X 4
808МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИповышенных температурах сопровождается
изломом, проходящим по выделениям на
поверхности зерен избыточных фаз, фер¬
рита, цементита или неметаллических
включений. При этом в изломе стали об¬
наруживается или грануляционная, или
дендритная структура.6.	ОЦЕНКА НЕПОЛАДОК
ТЕХНОЛОГИЧЕСКОГО ПРОЦЕССА
ПО ВИДУ ИЗЛОМА1.	Вид излома позволяет хорошо выявить
перегрев при закалке. При этом конструк¬
ционные-легированные стали для правиль¬
ной оценки величины зерна в закаленном
состоянии целесообразно подвергать от¬
пуску в интервале развития хрупкости
первого рода.2.	В конструкционных легированных ста¬
лях после закалки и отпуска блестящий
межкристаллический излом указывает на
развитие отпускной хрупкости первого или
второго рода. Хрупкость второго рода, ес¬
ли она получилась в результате недостаточ¬
но быстрого охлаждения после высокого
(650°) отпуска, также характеризуется на¬
личием межкристаллического, но матового
излома.3.	Блестящий транскристаллический из¬
лом в закаленных и отпущенных конструк¬
ционных легированных сталях указывает
на недостаточно быстрое охлаждение при
закалке и связанное с этим частичное или
полное превращение аустенита в промежу¬
точной ступени.4.	Матовый межкристаллический (кам¬
невидный) излом, обнаруженный после за¬
калки и отпуска, чаще всего является след¬
ствием сильного перегрева, не исправленно¬
го последующими операциями термической
обработки. При обнаружении камневидного
излома следует несколько образцов под¬
вергнуть нормализации при 1050—1100° с
последующей нормальной термической обра¬
боткой (нормализация, закалка, отпуск
600—650°). Присутствие камневидности в
изломе после указанной термообработки
будет свидетельствовать о наличии устой¬
чивого перегрева, требующего для исправ¬
ления длительной высокотемпературной об¬
работки (гомогенизации). Получение после
указанной обработки вязкого волокнистого
излома (без камневидности) указывает, что
камневидный излом, обнаруженный при
первичном испытании, связан с внутризе-
ренной текстурой и для его исправления до¬
статочно кратковременной нормализации
при 1050—1100°. Наиболее подходящим от¬
пуском для выявления камневидного изло¬
ма первого типа является отпуск на 600—
650° с охлаждением в воде; для выявлениякамневидного излома, связанного с тексту¬
рой, оптимальным является отпуск в ин¬
тервале развития хрупкости первого ряда
(300—400°).5.	Нафталинистый излом чаще всего сви¬
детельствует о перегреве стали. В частном
случае быстрорежущей стали нафтали¬
нистый излом (первичный) получается при
повторной закалке без промежуточного от¬
жига [18, 14]. Обнаружение нафталинисто-
го излома после нагрева в условиях, ис¬
ключающих возможность получения крупно¬
го зерна аустенита, означает наличие нераз¬
рушенной внутризеренной текстуры пере¬
грева, допущенного на более ранних стади¬
ях обработки (вторичный нафталинистый
излом). Для исправления излома необходи¬
ма обработка в интервале рекристаллиза¬
ции аустенита или повторные фазовые пе¬
рекристаллизации.6.	Межкристаллический излом в литой,
термически обработанной стали («шестова-
тый» излом), обычно свидетельствует о не¬
удовлетворительном процессе ее выплавки.
Межкристаллический излом отливок из
электростали чаще всего возникает из-за
высокого содержания в ней азота и алюми¬
ния.Выделение сульфидных фаз по границам
первичных зерен можно избежать регули¬
рованием способа раскисления стали. Мар¬
ганец, алюминий и кислород препятствуют
образованию сульфидов по границам зерен.
[26]. Элементы, имеющие большое сродство
с серой (например, церий), предупреждают
межзеренное разрушение стали [27].7.	Отжиг (гомогенизация) при 1050—
1150° с последующим ускоренным охлажде¬
нием способствует исправлению вида изло¬
ма отливок, склонных к межкристалличе-
скому разрушению.Гомогенизация не только обеспечивает
устранение пленочных неметаллических
включений, но также разрушает текстуру
первичного зерна аустенита в сложно леги¬
рованных сталях, которая способствует
возникновению межзеренного разрушения
отливок.8.	Вид излома отливок или слитков из
сталей, подверженных грануляции, не мо¬
жет служить для 'Оценки характера кри¬
сталлизации стали из расплава. Для этого
необходимо выявление дендритной структу¬
ры путем соответствующего травления
макрошлифов (темплетов).9.	При оценке вида излома необходимо
всегда учитывать условия разрушения ис¬
следуемых образцов, так как вид излома
может существенно зависеть от температу¬
ры испытания, величины образца, наличия
или отсутствия надрезов, характера прила¬
гаемой нагрузки (ударная или статистичес¬
кая) .ЛИТЕРА ТУРА1.	А. Н. Фарфуои н.- ЖРМО,	I, 1926, 3. Н. Н. Д а в и д е н к о в. Проблема удара в
1927, ч. 2. металловедении, изд.-во АН СССР, 1938.2.	Н. Н. Д а в и д е н к о в. Динамические ис- 4. Я. Б. Ф р и д м а н. Механические свой-
пытания металлов, ОНТИ, 1936.	ства металлов, Оборонгиз, 1952.
МЕТОД РАДИОАКТИВНЫХ ИЗОТОПОВ3095.	К. А. Малышев. Материалы Второй
конференции — курсов по стахановским методам
термообработки, изд. Ленинградского отделения
ВНИТО металлургов, 1941.6.	В. И. Архаров и Н. А. П и т а д е. Тру¬
ды Института физики металлов УФАН, 1946,
вып. 8.7.	В. И. Архаров. Кристаллография закал¬
ки стали, Металлургиздат, 1951.8.	В. Д. Садовский, Г. Н. Богачева
и М. П. Браун. Сталь, 1949, № 6.9.	В. Д. Садовский и Н. А. Бороди-
н а. Сталь, 1948, Мя 7.10.	С. И. С а х и н. Сталь, 1945, № 9.11.	С. И. С а хин и В. Я. Ветров. Сталь,
1946, № 4—5.12.	М. Grossmann. Metals Technology,
v. 13, 1946.13.	В. Д. Садовский, К- А. Малышев
и Б. Г. Сазонов. ДАН СССР, Новая серия,
т. 76, 1951, № 1.14.	В. Д. Садовский, К. А. Малышев
и Н. В. В ь я л ь. Известия сектора физико-хи¬
мического анализа АН СССР, т. 20, 1950, См.
также Сталь, 1951, № 1.15.	В. И. Архаров, С. Т. Киселев иН.	А. П и т а д е. Труды Института физики ме¬
таллов УФАН, зып. 8, 1945.16.	К. А. Ма л ы ш е в. Труды института физи¬
ки металлов УФАН, 1946, вып. 10.17.	М. П. Браун, П. Е. Воронов. Труды
Института физики металлов УФАН, 1946, вып. 8.18.	Н. М. Л а п о т ы ш к и н. Труды Уральской
конференции по термической обработке, изд.
Дома техники УПИ, Свердловск, 1939, вып. I.19.	В. Д. Садовский, К. А. М.алышев
и Б. Г. Сазонов. Фазовые и структурные
превращения при нагреве стали, Металлургиз¬
дат, 1954.20.	Б. Г. Сазонов. Труды института физи¬
ки металлов УФАН, 1956, вып. 17.21.	В. Д. Садовский, К. А. Малышев,
А. М. Полякова, 3. Д. Авдеева, И. Г.
Арзамасцев, В. Ф. И с у п о в. Сталь, 1955,
№ 6.22.	В. Т. Бирюлин и В. Д. Садовский.
Материалы научно-технической конференции по
проблемам закалки в горячих средах и проме¬
жуточному превращению аустенита, Ярославль,
1957.23.	В. Д. Садовский и К. А. Малы¬
шев. Проблемы металловедения и термической
обработки, Машгиз, 1956, стр. 53.24.	Н. А. К о м п а н е й ц е в и В. Д. Садов¬
ский. Труды Института физики металлов
УФАН, 1958, вып. 20.25.	Д. К. Бутаков. Проблемы металловеде¬
ния и термической обработки, Машгиз, 1956,
стр. 23.26.	Д. К. Бута к о в. Сталь, 1958, № 5.27.	М. А. Студниц и И. Л. М и р к и н.
Вестник транспортного машиностроения, № 4,1957,ГЛАВА 21МЕТОД РАДИОАКТИВНЫХ ИЗОТОПОВШирокое применение метода радиоак¬
тивных изотопов (меченых атомов) в нау¬
ке и технике определяется его следующими
особенностями:1)	с помощью радиоактивных изотопов
можно метить объект сколь угодно малого
размера, вплоть до атома;2)	свойства меченого объекта сохраня¬
ются, так как существует практически пол¬
ная тождественность свойств изотопов;3)	метод является универсальным, по¬
скольку имеются радиоактивные изотопы
почти всех элементов;4)	метод характеризуется простотой из¬
мерения радиоактивных излучений и высо¬
кой чувствительностью, что позволяет опре¬
делять весьма малые количества объекта и
при необходимости на большом расстоянии
от него.В металлургии и металловедении с по¬
мощью радиоактивных элементов изучают:а)	распределение легирующих элементов
и примесей в сплавах;б)	процессы диффузии;в)	термодинамические характеристики
сплавов (упругость паров, теплоты испа¬
рения и т. п.);г)	фазовый состав сплавов;д)	скорости и особенности процессов в
металлургических агрегатах, износ футе¬
ровки печей и т. д.1.	МЕТОДЫ ИЗМЕРЕНИЯ
РАДИОАКТИВНОСТИРадиоактивное излучение, позволяющее
следить за меченым объектом, представ¬
ляет собой (поток электронов), Р+- (по¬
ток позитронов), а- (поток ядер гелия) и
у-излучение (электромагнитное излучение);
/(-захват (поглощение ядром электрона из
ближайшей оболочки) всегда сопровож¬
дается рентгеновским излучением.
^Активность радиоактивных источников
обычно измеряется либо в единицах кюри
(кюри), либо в резефордах (резерфорд)'.
1 кюри радиоактивного вещества претер¬
певает в 1 сек. столько же распадов, сколь¬
ко 1 г радия (3,7 -1010). 1 резерфорд отве¬
чает 1• 106 распадов в 1 сек.Все виды излучения вызывают в конеч¬
ном счете ионизацию вещества. На исполь¬
зование этого явления и основаны все ме¬
тоды измерения активности, которые мож¬
но разделить на электрические и фотограг
фические.Электрические методы измере¬
ния активности основаны на возникновении
электрического тока между двумя разом¬
кнутыми электродами под влиянием радио¬
активных излучений. Сила тока при посто¬
янном воздействии излучения является
функцией от наложенного напряжения.
310МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙПри малых напряжениях сила тока увели¬
чивается с ростом напряжения, так как все
меньшее число ионов покидает межэлек-
тродное пространство, не попадая на элек¬
троды, или рекомбинирует. Однако при не¬
котором напряжении все ионы достигают
электрода и сила тока перестает зависеть
от его величины (ток насыщения). Ток на¬
сыщения пропорционален только величине
радиоактивного излучения. При дальней¬
шем увеличении напряжения сила тока
вновь начинает расти, так как ионы при
движении к электроду сами начинают иони¬
зировать газовое пространство, и, наконец,
возникает разряд, характер которого не за¬
висит от природы начального импульса.В области тока насыщения работают так
называемые ионизационные камеры. Про¬
странство между электродами (представ¬
ляющими собой полый цилиндр и встав¬
ленный в него по оси стержень) в этих ка¬
мерах обычно заполнено воздухом при ат¬
мосферном или повышенном давлении. На-
кладываемая разница потенциалов дости¬
гает порядка 102 в. Ток усиливается обыч¬
ной схемой и измеряется выходным прибо¬
ром. Ионизационная камера позволяет из¬
мерить p-излучение порядка сотых долей
микрокюри (мккюри) и каждую отдельную
а-частицу. Для измерения у-излучения ка¬
мера наименее пригодна.Ионизационные камеры позволяют не¬
прерывно наблюдать за интенсивностью из¬
лучения и поэтому широко применяются в
измерительной технике.В методе меченых атомов чаще исполь¬
зуется счетчик импульсов, обладающий
значительно большей чувствительностью к
Р- и у-излучениям. Роль ионизационной ка¬
меры здесь играет счетная трубка, на элек¬
троды которой накладывается напряжение
порядка 103 в. Газовая смесь в трубке на¬
ходится при пониженном давлении. В этих
условиях каждая Р- и а-частица или у-фо-
тон вызывают разряд. Специальные меры
обеспечивают быстрое прекращение разря¬
да. Каждый импульс тока после усиления
регистрируется.Счетчики излучений обладают очень вы¬
сокой чувствительностью, так как в прин¬
ципе позволяют регистрировать отдельные
фотоны или частицы.В последнее время получили применение
сцинтилляционные счетчики, основанные на
том, что под действием радиоактивного из¬
лучения некоторые кристаллы дают вспыш¬
ки (сцинтилляции). Эти вспышки усили¬
ваются с помощью фотоумножителя, в ко¬
тором электроны, выбиваемые из катода,
ускоряются полем, после чего в свою оче¬
редь выбивают электроны из следующего
катода и т. д. Такой счетчик обладает
Польшей чувствительностью, особенно в от¬
ношении у-излучения, меньшей инерцией и
позволяет вести измерения в более широ¬
ких пределах.В случае изучения распределения компо¬
нентов в сплавах или локальных процессов
целесообразно применять фотографическийметод, называемый авторадиографией. Ме¬
тод основан на взаимодействии радиоак¬
тивного излучения с фотографической
эмульсией. Гамма-излучение оказывает сла¬
бое воздействие на фотоэмульсию и поэто¬
му в авторадиографии преимущественно ис¬
пользуются а- и Р-излучатели.Для получения четкого изображения и
повышения разрешающей способности при¬
меняют специальные фотопластинки с тон¬
ким слоем эмульсии (3—5 мк) и малым раз¬
мером зерен (0,1—0,3 мм). Эти эмульсии
имеют повышенное содержание бромисто¬
го серебра (больше 80%), благодаря чему
увеличивается их чувствительность.Важным условием получения хорошего
изображения является тесный и равномер¬
ный контакт между образцом и фотоэмуль¬
сией, который достигается с помощью кас¬
сет или применением специальных методик
(полив жидкой эмульсией и съемные слои,
влажная радиография)Для получения высокой разрешающей
способности необходимо также применение
тонких образцов, которые можно получить
электролитическим полированием, химиче¬
ским травлением или механической притир¬
кой между двумя параллельными плитами
с использованием тонких абразивных по¬
рошков или пасты. В случае использования
изотопов с мягким излучением (С14, Ni63,
1Н3) можно применять также толстые об¬
разцы, поскольку излучение в основном по¬
глощается веществом и в излучении участ¬
вуют только поверхностные слои иссле¬
дуемого образца.Продолжительность экспозиции опреде¬
ляется количеством введенного радиоак¬
тивного вещества, энергией излучения, ха¬
рактеристикой эмульсии. Обычно р-излуча¬
тели типа вольфрама, фосфора и др. вво¬
дятся в количестве около 1 мкюри на 1 кг
сплава, что требует экспозиции продолжи¬
тельностью в несколько дней.Получение количественных характери¬
стик распределения элементов в микрообъ¬
емах сплава размером примерно в 10 мк с
точностью около 10% достигается фотомет-
рированием.При отсутствии подходящих изотопов
для получения авторадиограмм можно ис¬
пользовать ядерные реакции. Так, при ис¬
следовании распределения бора в стали бы¬
ла использована реакцияБВ10-Ь0n'-eLi» -г 2Не*.При облучении сплава, содержащего бор,
медленными нейтронами образуются а ча¬
стицы, вызывающие фотографическое дей¬
ствие на фотопластинке.2.	ДОЗИМЕТРИЯ И ТЕХНИКА
БЕЗОПАСНОСТИРадиоактивные излучения оказывают
биологическое воздействие на организм и
поэтому при работе с радиоактивными ве¬
ществами необходимо принимать опреде-
МЕТОД РАДИОАКТИВНЫХ ИЗОТОПОВ311ленные меры безопасности. Доза излуче¬
ния — это величина поглощенной энергии
на единицу массы вещества. В результате
поглощения радиоактивных излучений об¬
разуются ионы, являющиеся первым зве¬
ном их в биологическом действии. За еди¬
ницу дозы у-излучения принимают 1 рент¬
ген (р) — дозу, при которой на 0,001293 г
сухого воздуха при нормальных условиях
(0° С, 760 мм рт. ст.) образуются ионы,
имеющие в сумме для каждого знака за¬
ряд, равный одной электростатической еди¬
нице. Число пар образующихся при этом
ионов равно1	— = 2,08 10®,4,8 Ю-1^где 4,8 - 10—10 — заряд электрона.Учитывая среднюю работу ионизации,
можно показать, что 1 р отвечает поглоще¬
ние 0,11 эрг на 1 смг воздуха или 75 эрг на
1 г воздуха. Так как средний заряд атомов,
составляющих основные ткани человече¬
ского тела, близок к заряду воздуха, то
при поглощении 1 р в каждом грамме тела
человека образуется на 10% большее ко¬
личество ионов и поглощается то же коли¬
чество энергии, что и в воздухе. Все сказан¬
ное относится к у-излучению. Для всех
других видов излучений вводят понятие
физического эквивалента рентгена (ФЭР).
ФЭР — доза излучения, при которой в 1 г
ткани поглощается такая же энергия, как
и при поглощении 1 р у-излучения.Следует учитывать, что различные излу¬
чения дают различный биологический эф¬
фект. Поэтому вводится понятие биологи¬
ческого эквивалента (БЭР). БЭР — количе¬
ство излучения, дающее при поглощении в
тканях такой же биологический эффект, как
и 1 р у-излучения. В последнее время вместо
единицы БЭР используют единицу погло¬
щенной энергии rad, которой отвечает по¬
глощение 100 эрг на 1 г любого вещества
радиаций любого типа; 1га^=Г,2ФЭР. В на¬
стоящее время предельно -допустимой нор¬
мой в СССР принята 0,05 р в день.При организации защиты следует разли¬
чать случай внешнего и внутреннего облу¬
чения. Величина дозы от источника внеш¬
него облучения определяется формулой0,84 Г t
R* ’где D — доза; Г — активность источника
у-излучения, выраженная в г-экв радия;
R— расстояние, м\ t — время, час.Из этой формулы, в частности, следует,
что при активности Г-1 мкюри за 6 час. ра¬
боты допустимая доза, равная 0,05 р, по¬
лучается на расстоянии около 30 см от ис¬
точника.При работе с внешними источниками ши¬
роко используются специальные экраны.Экранирование а- и P-излучений вслед¬
ствие их большого поглощения не пред¬
ставляет трудности. Толщину экрана (d^)fполностью поглощающего Р-излучение,
можно подсчитать по следующей формуле:do — ■0,536£р —0,165см,где ^— энергия p-излучения, мв, р —
плотность вещества экрана, г/см?.В соответствующих справочниках приве¬
дены номограммы и графики, позволяющие
рассчитать толщину экранов для различ¬
ных излучений.При работе с мечеными атомами необхо¬
димо предупреждать попадание радиоак¬
тивных веществ в воздух, предотвращать
возможность непосредственного контакта с
радиоактивным излучением и не допускать
радиоактивных загрязнений.3.	ВЫБОР РАДИОАКТИВНЫХ
ИЗОТОПОВПри выборе радиоактивного изотопа же¬
лательно, чтобы время полураспада было
не слишком малым и не слишком большим.
В опытах с радиоактивными веществами,
имеющими очень малый период полурас¬
пада, активность образца приходится отно¬
сить к активности так называемого свиде¬
теля — чаще всего фильтровальной бумаги,
на которую нанесено несколько капель рас¬
твора. содержащего изотоп.Изотопы с очень большим временем по¬
лураспада трудно получать в достаточно
концентрированном виде, что удорожает их.Наибольшее число работ выполнено с
изотопами, время полураспада которых из¬
меряется в часах и днях (например Си —
12 час., Fe—47,1 дня).Следует указать, что в последнее время
получен весьма ценный для металлургии
изотоп А1 с временем полураспада милли¬
он лет. Широкое применение имеет изотоп
углерода С14, время полураспада которого
составляет 5700 лет.В технике используются излучатели всех
видов: а, р и у.Бета-излучатели необходимы для боль¬
шой группы методов измерения диффузи¬
онных характеристик — абсорбционных ме¬
тодик. Желательно, чтобы энергия Р-излу-
чения не была слишком мала, иначе затруд¬
няется его счет. Так, при использовании
изотопа водорода — трития iH3 — требуют¬
ся счетчики внутреннего счета, в которых из¬
меряемый газ вводится внутрь счетной
трубки.В приборостроении, в частности, если
важна плотность ионизации, желательно
применение а-излучателей (обычно RaD,
Ро). В этой же области используются и
Р-излучатели (например, Sr, Fe).В дефектоскопии 1 главным образом при¬
меняются у-излучатели с наибольшей дли¬
ной волны.Характеристика отдельных изотопов при-»
ведена в следующей таблице.1 См. стр. 248.
312МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИХарактеристика некоторых изотоповАтомныйномерХимическийсимволПериодполураспадаТиппревращенияЭнергияизлученияРЭнергияизлучения71Н312,46 годаг0,0186С11о*20,5 мин.р+г0,980,1558О15118 сек.р+1,68311Na23Na242,7 года
15,1 час.Р+. тГ. 70,571,41,33,115р3214,3 дняГ1,516S3587,1 дняГ0,1720Са«152 дняг0,2522Ti5172 дняР”. 7( 1,9
\ 2,2/ 0,3
1 0,924Cr5i27,7 днейк. 7f 0,24
1 0,3326Рр55Fe692,94 года
47,1 дняКГ. 70,460,19527Со605,3 годаР. 70,31( 1,17
\ 1,3328Ni597,5-104 годаГ. К, т0,0690,07530Zn66250 дней£+, К0,321,1233As7*17,8 дняГ. р+. /С, 7( 1,36
1 1,5335Br8«34 годаГ0,46/ 0,55
\ 0,7840Zr9*65 днейк/ 0,35
1 1.1/ 0,2
1 0,941Nb9538 днейГ. 70,150,77
МЕТОД РАДИОАКТИВНЫХ ИЗОТОПОВ3134.	ИССЛЕДОВАНИЕ РАСПРЕДЕЛЕНИЯ
КОМПОНЕНТОВ В СПЛАВАХРеальные металлы и сплавы по своему
строению и составу неоднородны, и про¬
цессы, определяющие изменение структуры
и свойств, имеют локальный характер. На,и-Метод обладает высокой чувствитель¬
ностью. Так, в сплаве свинец-сурьма при
ничтожном содержании полония (Ю-^/о)
удается обнаруживать его присутствие на
границах зерен.Метод позволяет определять неоднород¬
ность в пределах отдельных фаз внутри и
по границам зерен дендритов и в межден-
дритных участках. Например, авторадио¬
граммы (рис. 2) показывают, что воль¬
фрам, присутствующий в никеле, концен¬
трируется преимущественно в осях дендри¬
тов. Введение 10% Со в никелевый сплав
приводит к перераспределению вольфрама,
и он оказывается не в дендритах, а в меж-
дендритных участках.Особенно эффективен метод авторадио¬
графии при исследовании распределения
малых примесей в сплавах. Так, с по¬
мощью приведенной выше реакции междуРис. 2. Концентрация вольфрама
в осях дендрита никеляРис. 1. Микроструктура (а)
и авторадиограмма (б). Ли¬
тая сталь с 0,4% С. X 100более прямым и эффективным методом ис¬
следования химической неоднородности
сплавов и локального протекания процес¬
сов в них является авторадиография.Для получения авторадиограммы образец
сплава приводят в контакт с фотоэмульси¬
ей. После экспозиции и соответствующей
фотографической обработки получается
контактный отпечаток. С помощью микро¬
скопа этот отпечаток при необходимости
можно увеличить в десятки и сотни раз.
Насколько такая микрорадиограмма соот¬
ветствует результатам металлографическо¬
го анализа, видно из рис. 1.атомами бора и нейтронами (стр. 310) уда¬
лось установить, что бор при малом содер¬
жании (~0,01%) концентрируется пре¬
имущественно по границам зерен.Большое число исследований посвящено
изучению распределения серы, фосфора
различных легирующих элементов в ме¬
таллических сплавах.Авторадиограммы можно фотометриро-
вать, что позволяет количественно оцени¬
вать химическую неоднородность сплава.
Необходимо, однако, отметить, что из-за
специфического увеличения, вызванного
рассеянием |3-лучей, получение абсолютных
значений довольно сложно.Метод авторадиографии используют так¬
же при изучении технологических процес¬
сов. С его помощью установлено, напри¬
мер, что в процессе сварки и последующего
отпуска происходит перераспределение
углерода из основного металла в наплав¬
ленный; показано уменьшение неоднород¬
ности распределения серы и фосфора с
увеличением скорости охлаждения метал¬
ла шва и др.
314МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИБольшое число работ проведено по
изучению методом авторадиографии про¬
цессов химико-термической обработки
(глубина слоя, распределение элементов и
т. д.), кристаллизации и др.5.	ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ
ДИФФУЗИИМетоды исследования процессов диффу¬
зии подразделяют на две группы.Первая группа — варианты методик
снятия слоев; исследуется распределение
радиоактивного вещества, продиффундиро-
вавшего в глубь образца.Обычно ‘на неактивный образец наносят
тонкий слой радиоактивного вещества и
после отжига последовательно снимают
слои. Коэффициент диффузии определяют
по убыли активности с увеличением рас¬
стояния от поверхности. Для этого строят
график в координатной системе:*2где / — активность на расстоянии х в мо¬
мент времени t, тангенс угла наклона по¬
лучаемой прямой равен обратной величине
коэффициента диффузии.Снятие слоев целесообразно производить
методом электролитической полировки.
Анодным растворением можно снимать
слои толщиной в несколько микронов. Су¬
щественно, чтобы при этом не происходило
избирательного растворения компонентов.
Из полученного раствора радиоактивный
изотоп рекомендуется выделять электроли¬
тически.Для деления на весьма тонкие слои (до
10 мк) в США применяют специальную
машину.В варианте, получившем название м е-
тода интегральной активности,
величину J определяют по разности ак¬
тивности образца до и после снятия слоя.
Такой вариант значительно проще преды¬
дущего, но дает ошибки в определении ко¬
эффициента диффузии порядка 30%, в то
время как на основе измерения активности
снятых слоев можно уменьшить ошибку
измерения до ±2°/о.Вторая группа — варианты абсорб¬
ционных методик: используется поглоще¬
ние (5-излучения для локализации место¬
нахождения радиоактивного вещества в
образце.В простейшем, наиболее часто применяе¬
мом варианте принимается, что слой ве¬
щества толщиной х ослабляет излучение по
закону Бэра в е~~рх раз, где |i— коэффи¬
циент поглощения. Тогда, очевидно, что от
слоя, находящегося на глубине х, до по¬
верхности дойдет квант излучения:dj = -Jо4 Dt■ —р.*V к Dtd,где /о — первоначальная величина излуче¬
ния образца, на который был нанесен тон¬
кий слой радиоактивного вещества.
Интегрируя, получаемJ = J0e~»*Dt( 1 —Ф V^Dt),где ф — функция Крампа.Измерив в определенный момент времени
величину J и зная jx, можно легко по гра-Jфику, изображающему зависимость отJ о\x2Dt, определить значение коэффициента
диффузии D.Преимущество метода — в отсутствии не¬
обходимости деления на слои, недостаток—
в необходимости измерения коэффициента
JH и неточности закона Бэра для [3-излуче¬
ния, в особенности для случая сложного
спектра.Величину энергии активации можно
определить без какого-либо предположе¬
ния о законе поглощения на основе сле¬
дующего простого соображения. Безраз¬
мерная величина может зависеть толь¬
коко от безразмерных величин. Отсюда сле¬
дует, что при постоянном значении — про-j оизведение при различных температурах То
также должно быть постоянным.Отсюда*2 £*i
1Г=“5Г = ехр1_Е_R \ Тг1Таким образом, по величинам t\ и t2j от-Jвечающим одинаковым значениям —■ приJoТ1 и Г2, можно определить величину энер¬
гии активации Е.Пользуясь методом «тонкого слоя»,
измерения коэффициента поглощения мо¬
жно избежать. На пластинку толщиной
/ (~0,1 мм) наносят тонкий слой радиоак¬
тивного вещества и затем, как функцию вре¬
мени, измеряют интенсивность Р-излучения
с обеих сторон пластинки /1 и /2.Расчет показывает, чтоInЛ — «^2Jl + J2= Л — mt.Здесь А сложным образцом зависит от
характера поглощения излучения, a m =
r,*D	J1—J2= ——. Отложив In —■—- против време-
I	Jl-rJ 2ни, можно по углу наклона прямой опре¬
делить величину D.Было показано, что метод тонкого слоя
можно с успехом применять для изучения
реактивной диффузии. При этом на ука¬
занном графикеJ1 — 3 2In-Jl+J 2= 9 (t)
МЕТОД РАДИОАКТИВНЫХ ИЗОТОПОВ315возникает перелом, характеризующим мо¬
мент исчезновения двухфазной структуры.
По времени, отвечающему этому перелому,
определяют растворимость или другие ха¬
рактеристики диаграммы состояния, а по
углам наклона — диффузионные характе¬
ристики.Недостатком метода тонкого слоя яв¬
ляется необходимость приготовления тон¬
ких образцов, что в ряде случаев доста¬
точно сложно. Кроме того, иногда возни¬
кает вопрос о тождественности диффузии
в толстом и тонком образцах из-за разли¬
чия их структуры.В методе «толстого слоя» исполь¬
зуют асимптотическое выражение, соответ¬
ствующее большим временам и отвечающее
обычному варианту абсорбционного ме¬
тода.J = ■У Tz dtсо-If (х) dx.Jo у *J,* Too	T0начальные излучения от образца, тоD =J2 12оо 1J2 тс т2большей скоростью, т. е. поверхность, на
которую нанесен весьма тонкий слой ра¬
диоактивного изотопа.Концентрация на поверхности падает со
временем отжига согласно соотношениюс = —2—,Функция f (*) зависит от характера
взаимодействия P-излучения с веществом.соДля определения J7(*) dx необходимооизмерять значения и /т образца, вкотором радиоактивное вещество равно¬
мерно распределено. Такой образец может
быть приготовлен сплавлением или смеши¬
ванием порошков. Если обозначить через
т угол наклона прямой, построенной в ко-
J 1ординатах ——■ ;гг, и черезУ 71 Dtгде q — количество нанесенного вещества.Таким образом, не разделяя образец на
слои, можно измерять изменение концен¬
трации радиоактивных атомов на поверхно¬
сти. Для этой цели с поверхности снима¬
ют «отпечаток» путем микроанодного рас¬
творения. Роль анода играет образец; к не¬
му катодом прижимается пропитанная
электролитом (например, раствором NaCl)
фильтровальная бумага. После протекания
тока (~20 а) в течение 3—5 мин. эта
фильтровальная бумага просчитывается на
счетчике излучений. Очевидно, что полу¬
ченная активность (/) пропорциональна
концентрации радиоактивных атомов на
поверхности / = к + , С.Величина q пропорциональна интенсив¬
ности у-излУчения образца (Ут ), т. е.Я = К2^Выражение перепишется таким образом:У = -Vтс DtДля определения значения произведения
К1К2 снимают излучение образца, на кото¬
рый равномерно наносят активный слой
(J ) и излучение отпечатка с этого об-Тооразца (J?co).Очевидно, что=^1Ссо; J =С»»»Кггде / — толщина образца с равномерно рас¬
пределенным радиоактивным веществом.Методика ЦНИИЧМ также преду¬
сматривает знания характеристик погло¬
щения. При этом предполагается, что под¬
вижность атомов в нанесенном слое зна¬
чительно больше, чем в основе. Если тол¬
щина этого слоя больше величины погло¬
щающего слоя, то первый является как бы
резервуаром, из которого черпается ве¬
щество для диффузии, и уменьшение в нем
концентрации позволяет судить о величине
коэффициента диффузии.Рассмотренные варианты не являются
скоростными. Быстрое измерение диффузи¬
онных характеристик тугоплавких систем
достигается при использовании методики
отпечатков. В этом случае объектом изу¬
чения является та часть образца, где из¬
менение концентрации происходит с наи¬где Бад—толщина образца; С—кон¬
центрация радиоактивного изотопа в нем.
Из приведенных выражений следует фор¬
мула для расчета коэффициента диффузии:D = -J? Ь2^ооJ* ят2где т — угловой коэффициент прямой, по-J	1строенной в координатах^— и —		Л VTМетод с успехом был проверен на при¬
мере самодиффузии железа и серебра. Точ¬
ность его отвечает точности прецизионных
вариантов метода деления на слои.Методом отпечатка можно измерять ма¬
лые коэффициенты диффузии (~10“15). В
этой методике сочетаются два преимущест¬
ва метода радиоактивных индикаторов:
простота измерения концентраций и высо¬
316МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙкая чувствительность такого измерения.
Без применения радиоактивных индикато¬
ров рассматриваемую методику осущест¬
вить было бы очень трудно.Недостатком метода является сравни¬
тельно большая продолжительность отжи¬
га, что связано с необходимостью работать
в асимптотической области, соответствую¬
щей большим значениям /.Критерием законности применения асимп¬
тотической формулы является линейная
J 1—	и 	—. Время установления этойсвязь Jо	tсвязи зависит от энергии (3-излучения и
растет вместе с ней. Если из спектра Р-из-
лучения выделить мягкую часть путем ис¬
пользования фильтров, то это время можно
существенно уменьшить.Коэффициенты диффузии могут быть *
определены также по одному из вариантов
абсорбционного метода, в котором исполь¬
зуются ядра отдачи. Эти ядра проходят в
твердом теле лишь десятки атомных слоев,
и если, например, ThC диффундирует в
глубь твердого тела, то ядра отдачи
(ThC2) через короткое время перестают
выходить за его пределы. О потоке ядер
отдачи судят по активности отрицательно
заряженной пластины, находящейся вбли¬
зи поверхности образца. Метод высоко чув¬
ствителен, хотя и имеет ограниченную об-
ласть применения.В методе продольного среза о
распределении вещества после диффузион¬
ного отжига судят по измерениям излуче¬
ния от различных частей плоскостей среза.
Однако этот метод не нашел большого
применения из-за больших требований
к точности измерения активности.Достижение высокой точности при изме¬
рении коэффициента диффузии связано с
рядом трудностей. Поскольку коэффициент
диффузии в очень сильной степени зависит
от температуры, ошибка в ее измерении и
регулировке Чт обусловливает значитель¬
ную ошибку в определении этого коэффи¬
циента (7я):Е= •Из формулы следует, что при измерениях
в области 1000° температура должна под¬
держиваться постоянной в пределах ±0,5°.Приходится учитывать также ошибки,
связанные с возможностью испарения и
поверхностной диффузии. Обычно эти яв¬
ления протекают лишь при малой продол¬
жительности отжига. В этом случае сле¬
дует, кроме того, учитывать ошибки, свя¬
занные с определением времени, затрачи¬
ваемого на нагревание образца.Ошибка самого измерения активности
связана с невоспроизводимостью геометри¬
ческого положения образца, с ограничен¬
ностью мертвого времени счетчика и с рас¬
сеянием и поглощением излучения в изме¬
рительной камере.Большинство методов позволяет опреде¬
лить коэффициент объемной диффузии с
точностью 5—10°/о; в особо точных измере¬
ниях удается достигать точности 2%.Применение меченых атомов открывает
также большие возможности для изучения
диффузии в микрообъемах металла — по
границам зерен, по границам блоков, по¬
верхностной диффузии и т. д.Для оценки скорости диффузии недо¬
статочно знать средние характеристики, по¬
лучаемые при обычных методах определе¬
ния параметров диффузии. В последнее
время в ряде работ предложены методы
расчета параметров диффузии раздельно
по границам и в объеме зерен в рамках
различных моделей, учитывающих в той
или иной степени реальное строение твер¬
дого тела.В одной из таких моделей граница зерна
описывается как «щель», перпендикулярная
к поверхности образца. «Щель» разделяет
два полубесконечных объема, отвечающих
зернам.Модель является известным приближе¬
нием, так как она описывает единичную
«щель». В связи с этим непосредственно не
учитывается размер зерна, взаимодействие
щелей (т. е. границ зерен) и существова¬
ние некоторого равновесного распределения
компонентов между границей и объемом
зерна, отвечающего горофильности или
горофобности компонентов.В других работах описывается более об¬
щий случай с учетом вертикальной состав¬
ляющей диффузии.В одной из последних работ, посвящен¬
ных теории расчета граничной диффузии,
реальный кристалл рассматривается как
некая упаковка шарообразных зерен, а
граница между зернами как фаза с прису¬
щими ей равновесными и кинетическими
характеристиками. На некоторой средней
ширине а0 имеются условия, которые обес¬
печивают скачок концентрации и коэффи¬
циента диффузии. Трактовка этой модели
в духе теории теплопередачи и переноса
вещества в зернистом материале привела к
возможности вычисления по опытным дан¬
ным коэффициента внутренней диффузии
фз) и произведения коэффициента гра¬
ничной диффузии на эффективную ширину
границы.1Метод авторадиографии является един¬
ственным, позволяющим измерять локаль¬
ное изменение концентрации непосредст¬
венно. Все остальные методы определения
констант диффузии основаны на анализе
усредненных характеристик.При изучении диффузии методом авто¬
радиографии на образец иследуемого спла¬
ва электролитически, напылением в вакуу¬
ме или другими способами наносят слой
радиоактивного вещества. После диффузи¬
онного отжига изготовляют косой (под ма¬
лым углом) срез со стороны активной по-1 Величина а0 экспериментально не определена.
В одних расчетах ширину границы принимают
равной 5*10 см, в других—5-10 см.
МЕТОД РАДИОАКТИВНЫХ ИЗОТОПОВ317верхност.и. Получаемый с плоскости среза
контактный отпечаток фотометрируют и
измеряют зависимость плотности почерне¬
ния от глубины диффузии, что позволяет
получить экспериментальные данные, необ¬
ходимые для расчета параметров диффу¬
зии. Коэффициент диффузии по границамрен: для железа 30600 и 67000 кал/г-ат,
для хрома 46000 и 76000 кал/г • ат соот¬
ветственно.Процессы гетеродиффузии, как правило,
также протекают с большей скоростью по
границам зерен. Так, диффузия олова в
никеле вплоть до 1200° протекает пред-зерна можно рассчитывать в соответствии
с указанной выше теорией.При исследовании самодиффузии раз¬
личных металлов методом авторадиогра¬
фии показано преимущественное перемеще¬
ние олова (рис. 3, а), никеля (рис. 3, б),
железа (рис. 3, в) и хрома (рис 3, г)
вдоль границ зерен. Такое .влияние гра¬
ниц сохраняется до очень высоких тем¬
ператур: в случае самодиффузии железа—
до 1200°; хрома — до 1350°.Энергия процесса самодиффузии по гра¬
ницам значительно меньше, чем внутри зе-почтительно по границам зерна. При 800°
отношение коэффициентов диффузии по
Drpграницам и в зерне —-—~ 105.D3Характерно, что в твердых растворах
внедрения, а именно в феррите и аустени-
те, диффузия углерода идет преимущест¬
венно по границам зерен (рис. 4).При исследовании процесса диффузии се¬
ребра в меди и в цинке установлена за¬
висимость скорости диффузии по границам
зерна от ориентировки соседних зерен. С
318МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИИувеличением разориентированности зерен
скорость диффузии возрастает. При этом
наблюдается резкая анизотропия скорости
диффузии.Применение радиоактивных изотопов поз¬
волило в известной степени выявить меха¬
низм влияния очень малых добавок бора,Рис. 4. Диффузия углерода вдинамических характеристик, а также соз¬
дать новые более рациональные варианты
метода.Так, известные методики Лэнгмюра и
Кнудсена существенно упрощаются, если
вместо взвешивания или химического ана¬
лиза конденсата применяют измерение ак-при 550° (а) и 950° (б). X 50который, как известно, повышает жаро¬
прочность многих сплавов. Установлено,
что при добавке бора (0,01°/о) скорость
диффузии по границам зерна никеля за¬
медляется и уменьшается различие между
энергией активации диффузии по границам
и в зерне. Очевидно, бор приближает в ки¬
нетическом и термодинамическом отноше¬
нии состояние границ зерен к состоянию са¬
мих зерен.Методом авторадиографии показано так¬
же, что предварительная пластическая де¬
формация при комнатной и при повышен¬
ной температуре ускоряет диффузию вну¬
три и по границам зерен. Однако на вну-
трикристаллическую диффузию деформа¬
ция (особенно при значительных степенях)
оказывает большее влияние, чем на диф¬
фузию по границам зерна.тивности предварительно меченых компо¬
нентов раствора.Из новых методов определения термоди¬
намических характеристик следует в пер¬
вую очередь назвать метод изотопного об¬
мена между двумя твердыми растворами
одинакового химического и различного изо¬
топного состава.В этом случае образцы в виде пластинок
находятся в вакууме в строго фиксирован¬
ном положении. Поэтому скорость обмена
атомами между ними зависит от скорости
самодиффузии в твердых растворах, а так¬
же от скорости испарения, т. е. от упру¬
гости пара.Решение соответствующих диффузионных
уравнений приводит к следующему выра¬
жению для вычисления интегральной ак¬
тивности пластинки акцептора:J =exp ■Wt6.	ИССЛЕДОВАНИЕ
ТЕРМОДИНАМИЧЕСКИХ
ХАРАКТЕРИСТИКПрименение метода изотопов позволило
упростить и усовершенствовать применяв¬
шиеся ранее методики измерения термо-где /0 — начальная концентрация радиоак¬
тивных атомов в доноре, выраженная в им-DPпульсах на 1 см3/мин; р = — (W — ско-Ррость испарения, а р—плотность).На рассмотренной основе можно соз¬
дать большое число частных методов, из
которых здесь рассматриваются три.
МЕТОД РАДИОАКТИВНЫХ ИЗОТОПОВ319Диффузионный метод. Между
образцами вводится диффузионное сопро¬
тивление, большее по величине, чем внутри
них.Если компонент диффундирует от испы¬
туемого образца к какому-либо приемнику
через газовую фазу, то, независимо от при¬
роды диффузии (объемная, капиллярная,
конвективная, поверхностная) и геометри¬
ческих условий, диффузионный поток про¬
порционален концентрации на границе это¬
го образца. Таким образом, измеряя при¬
ток вещества на приемнике, можно полу¬
чить величину, пропорциональную упруго¬
сти пара компонентов. Это позволяет рас¬
считать все термодинамические характе¬
ристики раствора, поскольку они требуют
знания упругости пара с точностью до
множителя.Прибор для измерения содержит испы¬
туемый радиоактивный образец (донор),
приемник (акцептор) и устройство, обес¬
печивающее необходимое диффузионное
сопротивление в газовой фазе. Это устрой¬
ство должно удовлетворять двум требова¬
ниям: диффузионное сопротивление не дол¬
жно меняться от опыта к опыту и по сдоей
величине должно быть больше, чем в до¬
норе и акцепторе. В этом случае скорость
нарастания активности акцептора будет
пропорциональна упругости пара радиоак¬
тивного компонента донора.Критерием выполнимости второго усло¬
вия может служить прямолинейная зави¬
симость этой активности от времени, так
как лишь диффузионное сопротивление в
газовой фазе не меняется со временем. Для
того чтобы избежать трудностей, связан¬
ных с конвекцией, целесообразно исполь¬
зовать капиллярную диффузию.В соответствии со сказанным можно
представить себе устройство, состоящее из
кварцевой кассеты, в которой помещаются
две вставленные одна в другую кварцевыени я X будет выражаться следующей фор¬
мулой:Метод прямого обмена. Этот ва¬
риант близок к методу Лэнгмюра и проще
предыдущего. Вариант основан на том, что
в первый период опыта скорость испарения
всегда меньше скорости диффузии в образ¬
цах и поэтому между / и t существует про¬
порциональная зависимость.Недостаток этого варианта состоит в
том, что на скорости испарения может
сказаться существование адсорбированных
слоев или окислов и т. п., блокирующих
часть поверхности акцептора.Пропорциональная зависимость между
Jut служит критерием лишь того, что эти
тормозящие факторы не определяются вре¬
менем.В рассматриваемом варианте удобно
применять безкассетное соединение образ¬
цов, изготовляемых в виде дисков с полос¬
ками. Между полосками прокладывается
слюда. При определении коэффициентов
активности целесообразно отжигать сов¬
местно пару образцов, изучаемых сплавов
вместе с парой образцов чистых металлов.
Только при такой постановке опыта можно
уменьшить погрешности, связанные с ко¬
лебаниями температуры в процессе отжига
и учетом истинного времени выдержки.Методика совмещения. Этот ме¬
тод позволяет одновременно с упругостью
пара измерять коэффициент диффузии, од¬
нако при его использовании возникает еще
больше погрешностей.Если ввести безразмерные величины для
.времени t\ = и Х\ = то для сум¬
марной активности акцептора получается
следующее выражение:Л = -1/± + ~~~ [1 Ф (2 Vтрубки. Внутри одной из трубок и между
трубками располагают по образцу. Между
этими образцами осуществляется диффу¬
зионное сопротивление, в котором прохо¬
дит капиллярная диффузия.Если скорость переноса вещества от ак¬
цептора к донору определяется не капил¬
лярной, а поверхностной диффузией по
стенкам капилляра, то метод дает правиль¬
ные результаты для коэффициентов актив¬
ности и теплот смещения, но оказывается
недостаточно точным для определения теп¬
лот испарения.Пусть скорость возрастания активности
для раствора У, а для растворителя V0.
Тогда активность компонента а определит-
Vся как отношение ~гг , а теплота испаре¬
ноЕсли изобразить эту универсальную, без¬
размерную кривую в виде графика А ——	f(t\) в билогарифмическом графике, то
опытную кривую / = f (0; всегда можно
совместить с безразмерной путем сдвигов
параллельно осям координат. По этим сдви¬
гам можно определить упругость пара и
коэффициент диффузии.Применение методики совмещения осно¬
вано на использовании криволинейной ча¬
сти кинетической кривой. Поэтому все воз*
никающие во время опыта эффекты (окис¬
ление, аморфизацця, возникновение не¬
устойчивых фаз, испарение и т. п.) будут
фиксироваться как ошибочные характерна
стики, в первую очередь в подвижности.Рассмотренные три методики не исчер¬
пывают возможных вариантов метода изо-
топного обмена. Ряд преимуществ возни¬
320МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИкает при замене паровой фазы другой —
конденсированной. Недавно была разрабо¬
тана методика, заключающаяся в измере¬
нии температурной растворимости железа
из сплавов в такой конденсированной фазе,
как жидкое серебро. Эти измерения поз¬
воляют определить теплоты образования
сплавов в твердом состоянии, термодина¬
мические активности их компонентов и т. п.7.	ФАЗОВЫЙ АНАЛИЗРадиоактивные вещества можно успешно
применять для фазового анализа. С этой
целью в сплав вводят радиоактивный изо¬
топ данного элемента. В результате соот¬
ветствующих химических или электрохими¬
ческих операций выделяется определенная
фаза. Количество ее можно установить из¬
мерением активности.Если в сплав входит радиоактивный изо¬
топ Л, тоСф JфСАсплJrгде С А и С^л— концентрации элемента
А в выделенной фазе и в сплаве, а /ф и
Jспл соответственно интенсивности радио¬
активного излучения сплава и фазы.Таким образом, по величинам С спл, Jспл
и Jф можно найти величину СфТакая методика была использована для
исследования кинетики процесса перерас¬
пределения хрома между ферритом и кар¬
бидом при отпуске стали.Метод отличается высокой чувствитель¬
ностью при относительной ошибке в 5—6%.
Аналогичная методика с успехом была ис¬
пользована для изучения кинетики пере¬
распределения легирующих элементов ме¬
жду фазами при изотермическом распаде
переохлажденного аустенита хромистой и
вольфрамовых сталей. В последнем случае
использовались изотопы Сг51 и W185.8.	ИССЛЕДОВАНИЕ
МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИХ ПРОЦЕССОВС помощью метода меченых атомов от¬
носительно быстро и легко решается задача
определения таких важнейших характери¬стик, как коэффициенты распределения
различных элементов между металлической
фазой и шлаком и кинетика перехода эле¬
ментов из одной фазы в другую.С помощью радиоактивных изотопов фос¬
фора, серы, кальция было исследовано, на¬
пример, распределение этих элементов меж¬
ду железными сплавами и шлаком, опре¬
делена температурная зависимость коэф¬
фициента распределения, изучена кинетика
процессов дефосфоризации и обессерива-
иия.При исследовании скорости удаления се¬
ры из стали установлена возможность глу¬
бокого обессеривания (до 0,001°/о S) при
использовании определенных видов шла¬
ков, что имеет существенное значение для
повышения качества металла.С помошью радиоактивных изотопов бы¬
ли изучены источники загрязнения стали
неметаллическими включениями, в частно¬
сти шарикоподшипниковой стали включе¬
ниями соединений кальция. Обнаружено,
что основным «поставщиком» неметалличе¬
ских включений в этом случае является
футеровка ковша.При исследовании характера перемеще¬
ния малых добавок в жидком металле уста¬
новлено, что этот процесс идет путем тур¬
булентной диффузии; коэффициент турбу¬
лентной диффузии или масс-передачи в
жидком железе ~ 100—500 см2 сек.-1, т. е.
в 106 раз больше коэффициента молекуляр¬
ной диффузии.Радиоактивные изотопы применяют и
для метки различных марок стали во из¬
бежании их смешивания на производстве.
Для этого при плавке к стали добавляют
радиоактивный изотоп. Чтобы предотвра¬
тить вредное его влияние и сохранить ста¬
бильными физические и химические свой¬
ства сплава, количество изотопа
(<0,001%), обладающего проникающим
V-излучением (например, Та182, время полу¬
распада которого 110 дней, а энергия у-из-
лучения больше 1 Мэе), должно быть
ничтожным.С помощью у-счетчика можно опреде¬
лить марку сплава в течение нескольких
минут.Этот способ имеет особое значение при
использовании сплавов в условиях сильно
агрессивной среды, высокой температуры,
или, например, в атомных реакторах, когда
важен тщательный контроль всех изделий.ЛИТЕРАТУРА1.	A. A. JI б о в. Успехи физических наук,
т. 42, 1950, стр. 409.2.	А. А. Ж у х о в и ц к и й. Успехи химии,
т. XXIV, 1955, вып. 5.3.	С. 3. Б о к ш т е й н. Применение радиоак¬
тивных изотопов в металловедении, НТО Маш-
пром, 1957.4.	Применение радиоактивных изотопов в ме¬
таллургии. Сб. 34, Металлургиздат, 1955.5.	Проблемы металловедения и физики ме¬
таллов, Металлургиздат, 1952, 1954, 1955.6.	Радиография. Сб. статей. Изд-во иностр.
лит., 1952.7.	В. Бочкарев и др. Измерение активно¬сти источников бета- и гамма излучений, изд.-во
АН СССР, 1953.8.	В. Н. С п и ц ы н и др. Методы работы с
применением радиоактивных индикаторов АН
СССР, 1955.9.	Б. М. 3 л о б и н с к и й. Безопасность работ
с радиоактивным веществом, Металлургиздат,1958.10.	И. С. Куликов, И. А. Попов. Приме¬
нение радиоактивных изотопов в металлургии,
Металлургиздат, 1956.11.	С. 3. Б о к ш т е й н, С. Т. К и ш к и н и
31. М. Мороз. — Исследование строения метал¬
лов методом радиоактивных изотопов. Оборон-
гиз, 1959.
СТАТИСТИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ В МЕТАЛЛОВЕДЕНИИ321ГЛАВА 22СТАТИСТИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ В МЕТАЛЛОВЕДЕНИИ
(КОЛИЧЕСТВЕННАЯ И СТЕРЕОМЕТРИЧЕСКАЯ
МЕТАЛЛОГРАФИЯ)Обычно плоскостная микроструктура мого элемента структуры по величине, яв-
оцениваегся приближенно, полуколичест- ляется среднее квадратичное отклонениел[ а?+ 4+ • +ах - л[ *
с{а)=У —	*—х	-(а)* У —	(2)венно (балльная оценка) путем визуаль
ного сравнения со структурами стандарт¬
ных шкал, важнейшие из которых приведе¬
ны в соответствующих разделах этого
справочника. Точная и объективная оцен¬
ка плоскостной структуры производится
путем измерения на шлифе (под микро¬
скопом или на микроснимке) определен¬
ных параметров структуры методами ко¬
личественной металлографии. Важнейшие
параметры пространственного микростро¬
ения сплава могут определяться по пара¬
метрам плоскостной структуры методами
стереометрической металлографии [1; 2].При количественном микроанализе при¬
меняется обычная, но более тщательная
подготовка шлифа, имеющая целью полу¬
чение четких и тонких (неразмытых) ли¬
ний рисунка структуры при минимальной
рельефности шлифа. Увеличение должно
быть точно измерено. Шлиф помещают на
двухкоординатном столике. В оптическом
наборе микроскопа должны быть: окуляр-
микрометр, окуляры с сеткой и с крестом
нитей, объект-микрометр. Желательно рас¬
полагать механическим счетчиком, сумми¬
рующим число нажатий, а также специаль¬
ными приборами (пуш-интегратором, инте¬
грационным столиком), которые намного
облегчают и ускоряют процесс анализа.Микроскопическое строение сплава не
имеет геометрической правильности. По¬
этому параметрами плоскостной и про¬
странственной структур могут служить
только статистически средние величины
геометрических элементов структуры (ли¬
нейные размеры, площадь, количество на
единице площади шлифа и т. п.).Пусть на шлифе, анализируется элемент
структуры, истинная средняя величина ко¬
торого равна а. Произведя в поле шлифа
измерения х элементов (которые берутся
случайно), получим, вообще говоря, х
лазных результатов: аь а2. .. ах. Ос¬
новным параметром, характеризующим
величину данного элемента структуры,
будет средняя арифметическая
1а = — (а1 + а 2-f	-fa*). (1)Дополнительным параметром, характери-зующим однородность анализ'ируе-21	Металловедение (справочник), т. IОба параметра имеют одинаковую раз¬
мерность (мм, мм2, жм-2 и т п.). Однород¬
ность часто оценивается также безраз¬
мерной величиной — коэффициентом из¬
менчивости или вариацииаБели на том же шлифе произвести г
повторных определений величины того^ же
элемента структуры (по х измерений в
каждом определении), получаемые_ значе¬
ния средних арифметических аи аг	агбудут несколько отличны друг от друга и
от истинной средней величины анализиру¬
емого- элемента структуры а. Разница
между истинной средней величиной и нае¬
денной из опыта средней арифметической
определяет абсолютную статистическую
ошибку определения (при х измерениях):£ = \а — а |.Эту ошибку можно рассчитать по фор¬
муле	_z=ta{a).	(4)Здесь о {а} —среднее квадратическое
отклонение средней арифметической, кото¬
рое можно найти экспериментально по ре¬
зультатам z повторных анализов, каждый
из которых содержит х измерений или от¬
счетов. Для этого в формулу _(2) вместо
а\, а2,. .. ах подставляют а\, а2, . az,
а вместо х — число повторных анализов z.
Практически проще не выполнять повтор¬
ные анализы, а рассчитать о {а} по теоре¬
тическим или эмпирическим формулам,
приводимым ниже для частных видов оп¬
ределений. Величина сг {а} обратно про¬
порциональна корню квадратному из чис¬
ла измерений или отсчетов х, поэтому
ошибка может быть весьма малой при
увеличении х.Входящее в формулу (4) нормирован¬
ное отклонение t выбирают по табл. 1 в
зависимости от требующейся достоверно¬
сти результата анализа. Достоверность Р
тождественна вероятности получения
ошибки, не превышающей найденную по
формуле (4). Часто точность анализа оце-
322МЕТОДЫ. ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙнивают величиной вероятной ошибки
(Р=0,5 и *=0,6745).П р и м е р. Выполнено 10 повторных ана¬
лизов (по 100 отсчетов в каждом) для оп¬
ределения процента площади, занятой
перлитом на ишифе ковкого чугуна. По¬
лучены следующие цифры (площадь, %)
63, 69, 60, 59, 64, 55, 67, 54, 59, 64.Таблица 1Достовер¬ностьопределе¬нияР0,50000,60000,68270,70000,80000,90000,9500Нормиро¬ванноеоткло¬нениеtДостовер¬ностьопределе¬нияРНормиро¬ванноеоткло¬нение/0,67450,84161,00001,03641,28161,64491,96000,95450,98000,99000,99730,99900,99992,00002,32632,57583,00003,29053,8906По формуле (1) находим общую сред¬
нюю 61,4%. По формуле (2) при z=10
получаем а {а} =4,9%. Вероятная ошибка
отдельного анализа, основывающегося на
100 отсчетах, равна [см. (4)]е100 = 0,6745 4,9 = 3,3o/o.Это значит, что при большом числе по¬
вторных анализов (по 100 отсчетов в каж¬
дом) по крайней мере в половине из них
абсолютная ошибка не превышает 3,3%.
Действительно, из 10 анализов только в
четырех отклонение от истинного значения
(61% перлита) превышает 3,3%. Иначе
говоря, вероятность ошибки, равной 3,3%»
составляет 0,5, или 50%.Если анализ основывается не на 100, а,
скажем, на 400 отсчетах, вероятная ста¬
тистическая ошибка значительно меньше:V юоI/400= 1,65%.Легко видеть, что можно заранее рас¬
считать число отсчетов (или измерений)
для получения ошибки, не превышающей
заданной.Кроме статистических (случайных), мо¬
гут быть другие источники погрешностей
(систематическая ошибка, недостаточная
точность самих измерений [2]).1.	ОПРЕДЕЛЕНИЕ ФАЗОВОГО
(СТРУКТУРНОГО) СОСТАВА СПЛАВАМеталлографическое определение объ¬
емного фазового (структурного) состава
сплава основывается на положении Ка-вальери—Акера, согласно которому доля
объема сплава, занятая заданной фазой
(структурной составляющей), равна доле
площади, занятой этой фазой на случай¬
ной плоскости, или доле длины, занятой
ею на случайной линии, перекающей
сплав. Поэтому фазовый (структурный)
состав в плоскости шлифа тождественен
действительному объемному фазовому
(структурному) составу сплава. Большое
значение имеет правильный выбор плос¬
кости шлифа. В частности, плоскость
шлифа должна быть перпендикулярна к
.плоскости листа или к оси прутка (прово¬
локи) [2].Точечный метод А. А. ГлаголеваМногократно передвигая шлиф, отмеча¬
ют ту фазу (структурную составляющую),
которая оказывается в точке перекрестия
окуляра с крестом нитей. Числа попада¬
ний перекрестия на каждую из фаз
(структурных составляющих) пропорци¬
ональны объемно;му содержанию (доле,
%) их в сплаве.Если, например, при 200 передвижениях
шлифа серого чугуна в точке перекрестия
16 раз наблюдалась графитная составля¬
ющая, # 34 раза феррит, 142 раза перлит и
8 раз' фосфидная эвтектика, то объемный
структурный состав чугуна следующий:
8% графита, 17% феррита, 71% перлита и
4% фосфидной эвтектики.Передвижение шлифа осуществляют
двухкоординатным столиком, располагая
точки отсчетов в узлах квадратной сетки.
Вполне допустимо передвижение шлифа
от руки. Основное требование: точки дол¬
жны равномерно распределяться по всей
площади шлифа. Процесс анализа можно
механизировать, применяя пуш-интегра-
тор, который передвигает шлиф и одно¬
временно суммирует числа точек, попада¬
ющих на различные фазы [3].Среднее квадратическое отклонение
средней арифметической при точечном
анализе определяется по формуле(У {FF (100 — F)%,(5)где F — доля анализируемой фазы на
шлифе (или в объеме), %.Далее по формуле (4) рассчитывают аб¬
солютную ошибку анализа. Комбинируя
(4) и (5), можно определить число точек
х, необходимое для получения ошибки, не
превышающей заданную, с требуемой дос¬
товерностью.Например, чтобы обеспечить ошибку
меньше 3% с достоверностью 0,9 при оп¬
ределении содержания 61% перлита (см.
пример, приведенный выше), из выраже¬
ния (4) находим”|/Г| =т1йГ'1'82,/-
Минимальное число отсчетов (точек или отрезков), необходимое для получения вероятной абсолютной погрешности,не превышающей е, при точечном и линейном анализахСТАТИСТИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ В МЕТАЛЛОВЕДЕНИИ323ОS'а%2?Яm•§*оКаW*S'§оою1-юооо-оо^о1—'t-'-cMt''-
—«сч —<ю ю
Tf юО h- СЧ — coo ю счООО) C40000N OvlCD
СЭ^СЧОО^*1—'СЧ~СТ> СЧ
О СЧ —1ооCO^COC4C4t"-h~Oif-ЮСОЮГ'-ООСОСО^нСОсосооососчосч’—<CD CD ^ ^ ^ ^о СМ —сиэюСО <о—< Ю О Ю О — со см со
О^с0СЧЮ~«Ю’“н<0
-h(N(NCOOO<N^О СЧ —'оо
со Г'»rfT-HTfOOOOCCCOTfOO
СЧСОГ^СОСОСОСООЮ
сососооог'-осч —
со со о ^ 00О* <М —1ю юWN1Л—1 СОСОООСОООСО
СЧ СОСО со со О О) 1
со оо сч сч со оо сч 1оо счооСЧ ООTfCD^OOOO^OOOlI^ О) ОО ' 1
—. t"- ^ СЧ
—.ю юООMlCOinOMNCD CD Oi ^ CD rf I ICD —1 СЧ Ю СЧ Ю 1 1
CD СО СЧЮ —iо о— QiСО О СО СЧ СЧ О
OO'fO-jO I 1 IOiO4*'*-
CO —ю юСГ)		 CDоь^сч^ I I I I
—. СЧ CO CO 00 I 1 1 1_ Ю cm —СЧ^ со
о>lOCDNOO^CD CD CT) CD 00 I I I IО СЧ 00 О CD 1 1 1 1•cot*-оСЧ со 00 О 00СО со coo — I 1 1 1СТ> СЧ Tf 00 ю 1 1 1 1
СЧ со —1O') 00
05о оо ооМММ00 сч— OJо1 м м м мАбсолют¬
ная
ошибка
е, %—( СЧ СО ю
		 СЧ ГОо о о о оДалее из формулы (5) определяем нуж¬
ное число точек:61(100 — 61)*=—\Жг—=7 точек-Подсчет 718 точек займет около 10 мин.
Результат анализа может отклониться от
истинного значения (61%) не более чем
на 3% в 9 случаях из 10.Число точек (отсчетов), нужное ДЛЯ
обеспечения заданной вероятной ошибки,
можно также найти по табл. 2.При малом содержании определяемой
структурной составляющей целесообразно
пользоваться окуляром с сеткой, отмечая
процент узловых точек сетки, попавших на
данную структурную составляющую («ме¬
тод полей» А. А. Глаголева [3]). Если, на¬
пример, сетка имеет 100 узловых точек и
в 50 полях зрения на искомую структурную
составляющую попадает 20 точек, го со¬
держание ее равно20	: (50 х 100) = 0,004, или 0,4%,Общее число точек составляет 5000 •• (50 X 100), поэтому вероятная абсолютная
ошибка ho (5) и (4) равна 0,06%, а про¬
должительность анализа не превышает
нескольких минут.Линейный метод А. РозиваляЕсли пересечь структуру сплава прямой
линией (под микроскопом или на микрос¬
нимке), то контуры частиц отдельных фаз
(или структурных составляющих) рассе¬
кут ее на ряд отрезков. Суммарная длина
отрезков, проходящих по какой-либо
структурной составляющей, отнесенная к
общей длине проведенной линии (секу¬
щей), равна относительному объему этой
составляющей в сплаве. Так, если из 100
делений линейки окуляр-микрометр а 12
проходят по ферриту, а 88 по перлиту
(при анализе шлифа доэвтектоидной ста¬
ли), то объемное содержание феррита бу¬
дет равно 12% (88% перлита).При этом методе измеряемой единицей
является отрезок- прямой. Поэтому точ¬
ность анализа определяется числом изме¬
ренных отрезков х. Среднее квадратичес¬
кое отклонение средней арифметической и
абсолютную ошибку анализа рассчитыва¬
ют по формулам (5) и (4) соответственно.
Число отрезков (отсчетов), необходимое
для обеспечения заданной ошибки, с тре¬
буемой достоверностью находят по тем
же формулам или по табл. 2 (для веро¬
ятной ошибки).Отрезки можно измерять линейкой оку¬
ляр-микрометра, которая и является секу¬
щей линией. Увеличение выбирают таким,
чтобы длина отрезка в среднем была не
меньше 5—10 делений шкалы. Общую
длину секущих линий берут достаточной
для получения нужного числа отрезков.
Линии должны быть равномерно распре¬
делены по всей площади шлифа. Специ-21 *
324МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИальные интеграционные столики [3, 2] по¬
зволяют одновременно определять содер¬
жание до шести структурных составляю¬
щих, раздельно суммируя отрезки в про¬
цессе передвижения шлифа в поле зрения
микроскопа.Планиметрический метод М. ДелессаНа микроонимке или зарисовке структу¬
ры планиметрированием или вырезывани¬
ем и взвешиванием определяют площади
участков различных фаз (структурных со¬
ставляющих). Можно выполнять также ин¬
дивидуальный обмер участков (например,
неметаллических включений на поперечном
шлифе) с последующим расчетом их пло¬
щади. Во всех случаях суммарная пло¬
щадь участков данной фазы (структурной
составляющей), отнесенная ко всей анали¬
зируемой площади и умноженная на 100,
определяет объемное содержание данной
фазы в процентах.Планиметрический метод трудоемок и
поэтому мало, распространен. Его приме¬
нение целесообразно для оценки фазового
(структурного) состава на эталонных мик¬
роснимках стандартных шкал.2.	ИЗМЕРЕНИЕ ПРОТЯЖЕННОСТИ
ГРАНИЧНЫХ ПОВЕРХНОСТЕЙСуммарная поверхность зерен или час¬
тиц какой-либо фазы или структурной со¬
ставляющей, отнесенная к единице объема
металла или сплава, называется удельной
поверхностью зерен 2S. Измеряемая в
мм2/мм3 величина 25 является очень важ-ZSРис. 1ной количественной характеристикой
структуры. При данном содержании фазы
величина ее удельной поверхности харак¬
теризует дисперсность частиц этой фазы.
Так, на рис. 1 показано изменение дис¬
персности графита по сечению отливки
«серого чугуна. Оценка зернистого строениявеличиной удельной поверхности проще,
точнее и целесообразнее, чем оценка ус¬
ловным баллом (номером). Удельная по¬
верхность однофазной структуры изменя¬
ется примерно от 10 до 120 мм21мм* при
изменении величины зерна от № $ до № 8
по ГОСТ 5639—51. Удельная поверхность
раздела двух фаз может быть много
больше. Так, удельная поверхность разде¬
ла феррита и цементита в дисперсном
перлите (троостите) доходит до
25000 мм2/ммг.Система граничных поверхностей в спла¬
ве может быть дезориентированной (изо¬
метрической) или ориентированной. В по¬
следнем случае граничные поверхности
имеют преимущественную ориентацию в
пространстве (например, параллельно оси
прутка или проволоки). Ориентиованные
системы поверхностей наблюдаются в зоне
транскристаллизации литого металла или
по,еле пластической деформации. Система
поверхностей может быть ориентирован¬
ной в небольшом участке объема, но в це¬
лом изометрической, если эта ориентация
не повторяется систематически в других
участках (например, система поверхностей
феррита и цементита в отдельном зерне
пластинчатого перлита почти идеально
ориентирована, но в совокупности зерен
является изометрической).Метод случайных секущих
С. А. Салтыкова [4, 5]На шлифе (или микроснимке) физичес¬
ки или мысленно проводят ряд линий —
случайных секущих. Секущие произволь¬
но ориентируют и равномерно распределя¬
ют по площади шлифа (или того участка
шлифа, в котором определяют удельную
поверхность). В ряде точек секущие пере¬
секаются с линиями границ зерен, разде¬
ла фаз или структурных составляющих.
Общее число точечк пересечений случай¬
ных секущих с линиями интересующих
нас границ, отнесенное к суммарной дли¬
не секущих, т. е. среднее число пересечений
на 1 мм длины секущих т, пропорцио¬
нально величине удельной поверхности зе¬
рен (или раздела фаз), которая равнаY. S — 2т мм2/мм3.	(6)Секущие могут быть прямыми или кри¬
выми. Удобно применять секущие окруж¬
ности или спирали, нанесенные на мато¬
вое стекло микроскопа или на целлофан,
который накладывают на микроснимок.
Можно также, передвигая шлиф микро¬
метрическим винтом столика микроскопа^
отсчитывать число прохождений, линий
границ через точку перекрестия окуляра.
В этом случае длина секущей определяет¬
ся перемещением столика. Во всех случа¬
ях определяется натуральная длина секу¬
щих линий (т. е. при XI). Для подсчета
точек желательно иметь обычный механи¬
СТАТИСТИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ В МЕТАЛЛОВЕДЕНИИ325ческий счетчик, суммирующий число на¬
жатий (типа «Счетмаш»).Формула (6) математически строга и
действительна для любых систем поверх¬
ностей (изометрических и ориентиро¬
ванных), но требует, чтобы расположение
секущих было пространственно случай¬
ным. При определении числа т в одной
плоскости .(как это обычно делается) воз¬
можность непосредственного применения
формулы (6) органичивается изометричес¬
кими системами поверхностей.В табл. 3 приведены числа пересечений,
которые необходимо подсчитать для полу¬
чения относительной ошибки, не превыша¬
ющей заданную, с требующейся достовер¬
ностью. Даияые табл. 3 рассчитаны пс
формуле (7) при значении коэффициента
к= 1. Если, например, вероятная относи¬
тельная ошибка не должна превышать
5%, достаточно подсчитать 182 точки пе¬
ресечения для определения числа т.
Обычно за 1 мин. подсчитывают 40—60
точек.Таблица 3Минимальное число точек пересечений, необходимое для получения
относительной ошибки е0Тн с требуемой достоверностью при анализе
методом случайных секущихНормированное отклонение,tОтноситель-0, 6740,8421 ,0361 ,2821 ,6451 ,960ошибкаЕптц1 %достоверность (вероятность), jРОТН50%60%70%80%90%95%0,50,60,70,80,90,9514543709010754164102706038416211361773268941036765960435057881195182330074268428444367210261691240151822844306561082153761261972994567521067793145219335552784871111168256423600956881332033344741045711081642713841138598913622431712324975114188267132742649716022714233655841381961520324873120171При анализе методом случайных секу¬
щих удобно определять относительную по¬
грешность. Относительная погрешность
определения 25 равна относительной по¬
грешности определения числа т, которая
может быть сделана сколь угодно малой
путем увеличения числа точек пересечений
(т. е. длины секущих). Относительную
ошибку определения величины удельной
поверхности рассчитывают по эмпиричес¬
кой формулеkt£отн— 	 100%,	(7)V Xгде t — нормированное отклонение, опре¬
деляющее достоверность полученной ошиб¬
ки (см. табл. 1); х—общее число точек
пересечений, подсчитанных в процессе
анализа; k — коэффициент, зависящий от
характера структуры и вида секущих и
обычно изменяющийся в пределах от 0,7
до 1,2.Метод направленных секущих
С. А. Салтыкова [6]Метод применяется для измерения
удельной поверхности неизометрических
систем поверхностей и для определения
их степени ориентации. В металлах на¬
блюдаются главным образом два вида
ориентации граничных поверхностей:<1. Линейная ориентация, когда некото¬
рая доля поверхностей расположена па¬
раллельно прямой линии — оси ориентации.
Линейная ориентация обусловливается во¬
лочением, протяжкой или прокаткой при
равноосном сечении прутка или проволо¬
ки, с осью которых совпадает направле¬
ние оси ориентации. При транскр/исталли-
зации ось ориентации нормальна к плос¬
кости охлаждения.2.	Плоскостная ориентация, когда неко¬
торая доля поверхностей ориентирована
326МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙпараллельно плоскости. Наблюдается в
листовом прокате; плоскость ориентации
параллельна плоскости листа.Предполагается, что, за вычетом ори¬
ентированной доли поверхностей, остаю¬
щаяся доля их дезориентирована в про¬
странстве (то* есть изометрична). Методо¬
логическая ошибка, обусловленная этим
допущением, не превышает 5%.Плоскость шлифа при наличии линей¬
ной ориентации проходит через ось прутка
или проволоки, а при плоскостной ориен-Рис. 2гации располагается перпендикулярно к
плоскости листа.В обоих случаях на шлифе проводят
две группы прямолинейных секущих и
средние числа их пересечений с соответст¬
вующими линиями границ определяют раз¬
дельно для каждой группы. Секущие одной
группы направляют параллельно оси (или
плоскости) ориентации, другой — перпенди¬
кулярно и среднее число пересечений на1	мм длины секущих обозначают соответ¬
ственно /Пц и тх. Секущие обеих групп дол¬
жны равномерно распределяться по всей
площади шлифа (или того участка шлифа,
удельная поверхность которого определяет¬
ся), как это показано на рис. 2. Суммарную
длину секущих каждой из групп выбирают
в соответствии с числом точек пересечений,
которое надо подсчитать для обеспечения
нужной точности и достоверности анализа
(см. табл. 3 и формулу 7).При линейной ориентации полная
удельная поверхность определяется фор¬
мулой1S = 1,571 т± + 0,429ти мм2/мм3. (8)Линейно ориентированная доля общей
удельной поверхности равна25лин= 1.571 (т± — т,) мм*/мм3. (9)Степень линейной	ориентации определяетсявыраженным в	процентах отношениемориентированной	доли к общей удельной
поверхности:т±- «,При плоскостной ориентации пол¬
ная удельная поверхность определяется
формулойу, S = т± + т д мм*/мм3. (И)Плоскостно ориентированная доля полной
удельной поверхностиs SIUI = mL — тц ммг/мм3. (12)Степень плоскостной ориентацииапл — ■т± + т у100%.(13)Пример. На рис. 2 показан участок
шлифа листовой стали. Плоскость шлифа
перпендикулярна к плоскости листа, а
размер участка (в натуре) равен 0,6X
Х0,6 мм2. На семи продольных секу¬
щих имеем 20 точек пересечений, на семи
поперечных 50. Поэтомут и = 20 : (0,6 х 7) = 4,8 мм~~ 1,41т± = 50 : (0.6 X 7) = 11,9 мм-1т. + 0,273т100%.(Ю)Удельная поверхность, рассчитанная по
(11), равна 16,7 мм2/мм?. По формуле(13)	находим степень плоскостной ориен¬
тации 43%- Понятно, что для получения
более точных и достоверных результатов
желательно подсчитать большее число
точек в соответствии с нормами табл. 3,Если ориентация граничных поверхнос
тей целиком обусловлена пластической де
формацией (до которой система поверхно
стей была изометрична), степень ориента
ции пропорциональна степени деформации
В однофазном металле степень ориента
ции численно равна степени деформации
(осадки, вытяжки). Это позволяет по
•структуре количественно оценить локаль¬
ные деформации в любой точке деформи¬
рованного металла.Метод направленных секущих
А. Г. Спектора [7]Этот метод применяется для измерения
удельной поверхности н ей зом етри чески х
структур, имеющих осевую пространствен¬
ную статистическую симметрию. Он при¬
меним к рассмотренным выше случаям ли¬
нейной и плоскостной ориентации. В ли¬
нейно ориентированных системах поверх¬
ностей ось симметрии совпадает с осью
линейной ориентации (с осью прутка^ про¬
волоки и т. п.). В плоскостно ориентиро¬
ванных системах поверхностей ось сим¬
метрии перпендикулярна к плоскости ори¬
ентации (т. е. к плоскости листа). Метод
А. Г. Спектора является математмически
строгим.Плоскость шлифа в обоих случаях ори¬
ентации должна проходить через ось сим¬
метрии структуры или быть ей параллель¬
ной, т. е. располагаться так же, как и в
описанной перед этим методике. На шлифе
проводят несколько групп (5 и больше) се¬
кущих прямых, взаимно параллельных в
СТАТИСТИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ В МЕТАЛЛОВЕДЕНИИ327каждой из групп. Секущие каждой группы
направляют под определенным углом р к
оси симметрии структуры. Обязательными
являются .направления, определяемые углом
Р, равным 0 и 90°. Между этими крайними
значениями выбирают еще несколько уг-
лов (не меньше трех). Средние числа
пересечений т^ находят раздельно для
каждого направления, определяемого уг¬
лом р (т. е. для каждой группы секущих).На основании полученных данных стро¬
ят график в координатах косинус угла Р
между секущими и осью симметрии —
среднее число пересечений в данном направ¬
лении mр . Число и величины углов Р выби¬
рают такими, чтобы на графике получалась
плавная и надежная кривая. Затем про¬
изводят графическое интегрирование — по
графику определяют площадь под полу¬
ченной кривой, которая равна пространст¬
венно среднему числу пересечений m, вхо¬
дящему в формулу (6), по которой и рас¬
считывают удельную поверхность 25. Обе¬
щая ориентация граничных поверхностей
характеризуется абсолютной величиной
средневзвешенного (по всей площади гра¬
ничных поверхностей) косинуса угла меж¬
ду нормалями к поверхностям и направ¬
лением оси симметрии структуры — сред¬
ним косинусом нормалей г\ [8]. Эта величи¬
на определяется отношениемгде ш0 — среднее число пересечений на се¬
кущих, параллельных оси симметрии
структуры (угол р равен нулю); 25 — об¬
щая удельная поверхность.В случае изометрической системы по¬
верхностей средний косинус нормалей ра¬
вен 0,5. Возрастающая линейная ориента¬
ция характеризуется уменьшением средне¬
го косинуса нормалей от 0,5 до нуля.
Возрастающая плоскостная ориентация
соответствует увеличению среднего коси¬
нуса нормалей от 0,5 до 1.Пример. При подсчете чисел пере¬
сечений направленных секущих с линиями
границ ферритной и перлитной составля¬ющих на продольном (осевом) шлифе
стальной проволоки получены данные,
приведенные в табл. 4 [7]. На рис. 3 по¬
казан график зависимости тп$ от cos р,
построенный по этим данным. Площадь
под кривой (на рис. 3 заштрихована), рав-'77*, ММ'1Рис. 3ная 252 мм~\ определяет пространствен¬
но среднее число пересечений Щ а удель¬
ная поверхность, рассчитанная по форму¬
ле (6), равна 504 мм2/мм2. Средний коси¬
нус нормалей, характеризующий общую
ориентацию поверхностей, находим по
формуле {14) как отношение 101/504 =*
-0J20.Оценка
толщины пограничной зоныГраница между зернами не является ге¬
ометрической поверхностью, а имеет тол¬
щину от нескольких сот до нескольких
тысяч ангстрем. На электронных микро¬
фотографиях внешние границы погранич¬
ных зон отчетливо выявляются [9]. Дей¬
ствительная толщина -пограничной зоны
измеряется одним из следующих способов.Вариант 1. На электронной микро¬
фотографии точечным методом определя¬
ют относительную площадь (равную от¬
носительному объему), занятую погранич¬
ными зонами. Методом случайных секу¬
щих находят удельную поверхность гра¬
ниц зерен. Действительную толщину по¬
граничной зоны устанавливают как отно¬
шение первой из этих величин ко второй.Вариант 2. На электронной микрофо¬
тографии проводят ряд прямых линий в
различных направлениях. Угол встречи
этих линий с линиями границ изменяется
от нуля до 90°. Измеряют длины отрезков
на прямых, проходящих через погранич¬
ные зоны. Среднюю арифметическую дли¬
ну отрезков умножают на 0,5— получен¬Таблица 4Угол наклона
секущейРcos рЧислопересечений/71^. мм *01,001012,51,00103140,97135280,88175440,72226760,24310900,00316
328МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИная величина равна действительной тол¬
щине пограничной зоны.Вариант 3. На электронной микро¬
фотографии, в ряде участков, намеряют
ширину пограничной зоны в направлении,
нормальном к линии границы на данном
участке. Действительную толщину погра¬
ничной зоны находят путем умножения
средней арифметической измеренных вели¬
чин на 0,785.При измерении по обоим последним ва¬
риантам желательно, чтобы общее число
измеренных отрезков составляло не мень¬
ше 100.Оценка протяженности линейных
элементов структурыСуммарную длину линейных элементов
структуры в единице объема металла из¬
меряют методом случайных или направ¬
ленных секущих плоскостей [5]. Метод
случайных плоскостей позволяет опреде¬
лить суммарную длину дезориентирован¬
ных в пространстве линий, примером кото¬
рых могут служить ребра зерен изометри¬
ческой однофазной полиэдрической струк¬
туры. Следами пересечений этих ребер с
плоскостью шлифа являются узловые точ¬
ки стыка трех смежных зерен, в которых
сходятся три линии границ. В ряде участ¬
ков, равномерно распределенных по всей
-площади шлифа, подсчитывают узловые
точки, относят число их к той площади,
•на которой произведен подсчет. В резуль¬
тате получают среднее число узловых то¬
чек на 1 мм2 шлифа М. Суммарную про¬
тяженность линий ребер в единице объе¬
ма металла находят по формуле2	LH3 == 2М мм/ммъ.	(15)Если линейные элементы структуры пол¬
ностью ориентированы в пространстве,
они представляют систему взаимно па¬
раллельных линий. Примером такой систе¬
мы могут служить пластичные нитевидные
неметаллические включения в прутковом
прокате и в проволоке. В этом случае
плоскость шлифа перпендикулярна к ли¬
ниям включений (поперечный шлиф). На¬
ходим среднее число включений на 1 мм2
такого шлифа М±. Суммарная протяжен¬
ность нитевидных включений в единице
объема металла равна2Lop = Mx мм/мм*.	(16)В обоих методах общее число подсчи¬
танных в процессе анализа узловых точек
или включений должно быть 150—250. Об
измерении частично ориентированных ли¬
ний см. в работе [2].3.	ОПРЕДЕЛЕНИЕ ЧИСЛА ЗЕРЕН
В ПЛОСКОСТИ ШЛИФАЧисло плоских зерен на единице площа¬
ди шлифа и их средняя площадь — ос¬
новные параметры при оценке величинызерна по ГОСТ 5639—51. Приближенную
оценку производят визуально, путем срав¬
нения со шкалой. Более точная и объек¬
тивная оценка требует непосредственного
измерения этих параметров на шлифе или
микроснимке. Обычно достаточно оценить
один из них, так как в однофазной струк¬
туре эти параметры являются взаимно об¬
ратными величинами.Для расчета числа зерен в объеме спла¬
ва нужно знать не только общее число
плоских зерен на единице площади шли¬
фа п, но и распределение их по размерам.
Такая дифференцированная оценка мо¬
жет основываться на линейных размерах
(диаметр,. поперечник) или площади
плоских зерен.Во всех случаях подсчет ведут в ряде
полей, равномерно распределенных по
всей площади шлифа или того участка
шлифа, который интересует исследователя.
Общее число подсчитанных в процессе
анализа зерен должно быть не меньше
150—200. При подсчете необходимо учиты¬
вать вс е зерна, не пренебрегая и самы¬
ми малыми.Метод Ц. Джеффриса применяют для
подсчета общего числа зерен, а также при
дифференцированной их оценке в одно¬
фазных и в матричных структурах. Зерна
подсчитывают внутри квадрата (или пря¬
моугольника), который наносят на мато¬
вое стекло камеры микроскопа, на вкла¬
дыш, вставляемый в окуляр, или на цел¬
лофан, накладываемый на микроснимок.
Увеличение подбирают таким образом,
чтобы внутри квадрата находились 10—20
зерен. Подсчитывая зерна на микросним¬
ке, учтенные зерна помечают, поэтому
число зерен, попавших в квадрат, безраз¬
лично.Подсчитывается число зерен z, целиком
попавших внутрь квадрата, и число зерен
ш, пересеченных сторонами квадрата (за
исключением угловых). Приведенное чис¬
ло зерен внутри квадрата равнох = г + 0,5 w + 1.	(17)Для определения среднего числа зерен
на 1 мм2 шлифа п суммируют приведен¬
ные числа зерен, полученные для всех
участков, и сумму делят на общую пло¬
щадь этих участков.Пример. Площадь участка шлифа
на рис. 4 равна 0,3X0,4 = 0,12 мм2. Число
целых зерен 2=88; число пересеченных
зерен w=34; приведенное число зерен х
по формуле (17) равно 106. На единице
площади шлифа находится п—106/0,12 =
= 883 мм~2 зерна.Метод узловых точек С. А. Салтыкова
позволяет определять общее число зерен
п только в однофазных структурах при не
слишком сложной конфигурации зерен.
Узловыми точками в таких структурах яв¬
ляются точки стыка трех смежных зерен,
в которых сходятся три линии границ
Среднее число узловых точек М на 1 мм2
СТАТИСТИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ В МЕТАЛЛОВЕДЕНИИ329шлифа определяют, как было описано вы¬
ше (см. стр. 328). Среднее число плоских
зерен на 1 мм2 шлифа п равно половине
числа узловых точек на той же площа¬
ди М.Пример. На рис. 4 число узловых то¬
чек равно 210, поэтому число плоских
зерен на площади рисунка равно 105 (по
Ц. Джеффрису—106), а число п —
= 106/0,12=675 мм-2.4.	ОПРЕДЕЛЕНИЕ ЧИСЛА ЗЕРЕН
В ОБЪЕМЕ СПЛАВАЗнание количества и размеров микро¬
частиц в объеме необходимо для вычисле¬
ния параметров процесса кристаллизации,
а также в ряде других случаев. Методы
расчета числа частиц в объеме сплава
разработаны только для сферической фор¬
мы их (шарообразные карбидные частицы,
графит магниевого чугуна и др.). С неко¬
торым приближением эти методы приме¬
нимы к однофазным структурам при усло¬
вии пространственной разноосности зе¬
рен. Существующие методы позволяют
определять общее и дифференцированное
по размерам число зерен в объеме сплава.
Важна минимальная глубина рельефа
шлифа, что особо существенно при боль¬
шой разнице твердостей и травимости
матрицы и диспергированной фазы. Ошиб¬
ка определения—около 5—10%, но мо¬
жет быть и выше, если мало число изме¬
ренных зерен и они неравноосны, а также
мало число групп разбивки или рельефна
поверхность шлифа.Метод Э. ШайляУвеличение подбирают таким, чтобы ди¬
аметр наибольших зерен D соответствовал
8—L2 делениям шкалы окулляр-микромет¬ра (или линейки, если подсчет ведут на
микроснимке). Это число делений равно
числу групп к, на которые подразделяют
все зерна по величине диаметра. Если А —
цена деления шкалы (линейки) в милли¬
метрах, то D—kA.Методом Ц. Джеффриса находят чис¬
ло зерен на 1 мм2 шлифа: rii диаметром
от 0 до Д, п2 — диаметром от Д до 2Д,
пъ — диаметром от 2Д до ЗД и т. д. Да¬лее, пользуясь коэффициентами 1-й стро¬
ки табл. 5, рассчитывают число шарооб¬
разных зерен диаметром А находящихся
в 1 мм3.N1 = ^ (/ij — 0,1547 п2 — 0, ОЗбОлз—	) мм.-*Таким же образом, пользуясь коэффи¬
циентами 2-й строки табл. 5, рассчитыва¬
ют число зерен следующего размера (ди¬
аметром 2Д):N2 = (0,5774/г2 — 0,1529п3 ——	0,420^4—	) мм"3и так далее для всех к групп разбивки.Пользуясь коэффициентами нижней
строки табл. 5, можно рассчитать суммар¬
ное число зерен всех размеров в 1 ммъ
сплава, не рассчитывая числа зерен каж¬
дого размера в отдельности.Пример. В табл. 6 приведено рас¬
пределение по размерам 88 плоских зе¬
рен рис. 4 с пересчетом на 1 мм2 шлифа
(с учетом того, что общее число зерен по
Ц. Джеффрису 883 мм 2). Цена разбивкиРис. 4
Коэффициенты при числах330МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙоггз— ^NO>cOCOC'JOOO>'*,Oe'J — ON
ООО© — — «(МСОЮОССОЮЮЮ
OOOOCOOOOOO-WNCOоооооооооооооо—оооооооооооооооI II I I I I I I I II 11 +оасог^с^сосчаэоэюеосоосоюOOO-.~(N«C0i000nSNCSOOOOOOOOOO-INNO)О О О о О О О О О О О О О — |ооооооооооооооI	I I I I I I I I I I I I +ncOOtO-OOOtOiflOO'fO
OO--(M(NtU3Q04,C0OO
OOOOOOOCO-NOOO
О О О О О О О О ОО О О О» |ОООООООООООООI I I I II I I II 11 +-<ГО>СО©С© — NOOCOOCOUD
ОО—СЧСЧ^ЮоО^ОСООО
ОООООООО-МООО
ОООООООООООС40 0 0 00 00000*00
! II I I I I I I I I +lOC'OONOOOO — — сясчO-oxCS’ViOOJiOONOOооооооо-сою«OOOOOOOOOOCSоооооооооооI II II I II 11 +.1 I I I<0ю<0о0 0>«и)0)с0^<
о—с^соиэою——с>
OOOOOO-rtOilN
00000000004оооооооооо
I I I I I II I I +о—.noo^coo — юО0)С0ЮФ(0С4(0оооооо«п©^OOOOOOOQN 'VоооооооооI II I I 111 +I I ICO— N Ю CO (D (DCS
— СОЮСЭСОтг—'00
©ООО — СООЮI I I I I I I000000*00
III 111+О — C0 4> CD— CO
(NWOlNtDOON
ООО-WONOOOOO-M ,ooooooo
I I I 111 +g s §Ct | Яа0*со n оо с© — ю
ео оо Noo со —
О О — со —О0000	—соо О О О* О О*1	I I I 1 +-I I I I м I I I— — ос о со
CON© СОСО
О ~ Tf CS со
ООО —соО О о о сI I I 1 +II I IIMIо© сча>COC^OON
— ^ cON
оо —СО |оооо
111 +I IО СТ> CN
CONN
СО Ю Т»<
С —ОООI I +II I I I I I I I I IN -*i*
г*»
Ю N— ю
ооI +I I I I I I I I I [ I I II II II IА=0,01 мм. Рассчитываем число зерен в
объеме для 5-й группы (диаметр 5 А) по
коэффициентам 5-й строки табл. 5:Л^-!^3333 121 —0,1161 80 ——	0,0366 • 20) = 3031 мм~3.Рис. 5. Статистическое распределение диаметров
объемных зерен, рассчитанное по методу Э.
Шайля для структуры рис. 4 (по данным табл. 7).
Кривая соответствует логарифмически нормаль¬
ному распределениюТаблица 6ГруппаДиаметр
плоских
зерен, ммЧисло це¬
лых зерен
на рис. 4Число зе¬
рен
на 1 мм*Пг0—0,01330п20,01—0,0210100п30,02—0,0327271л40,03—0.0426261«б0,04—0,0512121пв0,05-0,06880П70,06—0,0722088883В табл. 7 приведены результаты расче¬
та для всех сем,и групп, которые позволяю-
ют построить статистическую кривую рас¬
пределения диаметров объемных зерен
(рис. 5).
СТАТИСТИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ В МЕТАЛЛОВЕДЕНИИ331Таблица 7Г руппаДиаметр
объемных
зерен, ммЧислозеренв 1 мм*%Ni0,01340,2N,0,022481,1N30,03785735,90,04799536,5Ns0 05303113.8N»0,06219610,0Ny0,075552,521916100,0Метод В. Джонсона—
С. Л. СалтыковаПри расчете пользуются двумя рабочи¬
ми таблицами (табл. 8 и 9). Плоские зер¬
на распределяют на группы (не меньше
шести) в зависимости от их площади в
соответствии с нормами табл. 8. Таблицуветствии с нормами табл. 8 и шкалой
рис. 6 в зависимости от площади каждого
зерна. В 3-й колонке табл. 10 приведеныРис. 6. Шкала оценки пло¬
щади зерен к методике
Джонсона — Салтыкова
для X 200средние площади плоских зерен (см. табл.8). Произведения цифр колонок 2 и Зу при¬
веденные в колонке 4, дают распределение
суммарной площади зерен по их размер¬
ным группам в мм2. Выражая это распре-Таблица 81-я рабочая таблица в методике В. Джонсона — С. А. СалтыковаУсловныйПределы площадейСредняя площадьОбъем зерна№ группыплоских зеренв группе, мм2плоского зерна, ммгмм*100,000050— 0,000079' 0,0000640,000000524110,000079— 0.0001240,0001010,000001045120,000124— 0,0001970,0001590,000002084130,000197— 0,0003130,0002530,000004159140,000313— 0004960,0004010,000008299150 000496— 0,0007850,0006350,000016558160,000785— 0.0012450,0010060,000033037170,001245— 0,0019720,0015950,000065917180,001972— 0 0031270,0025280,000131521190,003127— 0,0049560,0040060,000262422200,004956— 0,0078540,0063490,000523599легко продлить в обе стороны, так как
цифры площадей и объемов -повторяются
через каждые десять групп с коэффици¬
ентами 100 и 1000 (или 0,01 и 0,001) со¬
ответственно. Площади зерен оценивают
путем сравнения со шкалой (типа, пока¬
занного на рис. 6), нанесенной на целло¬
фан (накладываемый на микроснимок)
■или на вкладыш, вставляемый в окуляр
микроскопа. Для большей наглядности
процесс расчета показан на конкретном
примере структуры рис. 4.В табл. 10 приведено распределение 88
плоских зерен рис. 4 по группам в от¬деление в процентах, получаем исходные
данные для расчета числа зерен в объеме
(колонка 5, табл. 10).В нашем примере наибольший размер
зерен к отвечает группе 18. Составляем
расчетную табл. 11, в первую строку ко¬
торой записываем номера групп, начиная
с 18, в убывающем порядке. Во второй
строке записываем соответствующие ис¬
ходные данные. Первая цифра этой стро¬
ки 26,2. Находим цифры 26 и 0,2 в первой
колонке табл. 9, суммируем попарно циф¬
ры соответствующих строк (32,5 + 0,2
=32,7—остальные цифры строки для 0,2
332МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИТаблица 92-я рабочая таблица к методике В. Джонсона — С. А. СалтыковаПлощадь
зерен
наибольшего
размера
к. %Объем зерен
наибольшего
размера, %Площади зеренразмера
/с-1, %размера
к—2, %размера
к-3, %размера
/с-4. %размера
к-5. %размера
к~6. %11,30,20,122,50,30,1————33,80,50,20,1	——45,00,70,20,1	—	56,30,80,30;1	—— j6.7,51,00,30,1	—— !'78,81,20,40,10,1—-810,01,30,40,20,1—[911.31,50,50,20,1—	1012,51,60,60,20,1—	1113,81,80,60,20,1—	1215,02,00,70,20.1——1316,32,10,70.30,1——1417,52,30,80,30,1—	1518,82,50,80,30,1		1620,02,60,90,30,10,1	1721,32,80,90,30,10,1	1822,52,91,00,40,10,1	1923,83,11,00,40,20,1	2025,03,31,10,40,20,1	2126,33,41,20,40,20,1	2227,53,61,20,40,20,1	2328,83,81,30,50,20,1	2430,03,91,30,50,20,1	2531,34,11,40,50,20,1	2632,54,31,40,50,20,1	2733,84,41,50,50,20,1	2835,04,61,50,60,20,1	2936,34,81,60,60,20,1	3037,54,91,60,60,20,1	3138,85,11,70,60,20,1	3240,05,31,80,60,20,1	3341,35,41,80,70,30,1	3442,55,61,90,70,30,1	3543,85,71,90,70,30,1	3645,05,92,00,70,30,1	3746.36,12,00,70,30,1	3847,56,22,10,80,30,1	3948,86,42,10,80,30,10,14050,16,62,20,80,30,10,14151,36,72,30,80,30,10,14252.66,92,30,80,30,10,14353,87,02,40,90,30,10,14455.17,22,40,90,30 10,14556,37,42,50,90,30,10,14657,67,62,50,90,40,10,14?58,87,72,60,90,40,10,14860,17,92,61,00,40,10,14961,38,02,71,00,40,10,15062,68,22,71,00,40,20,15163,88,42,81,00,40,20,15265,18,52,91,00,40,20,15366,38,72,91,10,40,20,15467,68,93.01,10,40,20,15562,89,03,01,10,40,20,15670,19,23,11,10,40,20,1
СТАТИСТИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ В МЕТАЛЛОВЕДЕНИИ333Продолжение табл. 9Площадь
зерен
наибольшего
размера
/с. %Объем зерен
наибольшего
размера, %Площади зеренразмерак-1. %размера
*-2. %размерак—з, %размера
к-4. %размера
к-5. %размера
к-6, %5771,39,43,11,10,40,20,15872,69,53,21,20,40.20,159/3,89,73,21,20,4о;20,16075,19,83,31.20,50,20,16176,310,03,31,20,50,20,16277,610,23,41,20,50,20,16378,810,33,41,30,50,20,16480,110,53,51,30,50,20,16581,310,73,61,30,50,20,16682,610,83,61,30,50,20,16783,811,03,71,30,50,20,16885,111,23,71,40,50,20,16986,311,33,81,40.50,20,17087,611,53,81,40,50,20,17188,811,73,91,40,50,20,17290,111,83,91,40,60,20,17391,412,04,01,50,60,20,17492,612,14,11,50,60,20,17593,812,34,11,50,60,20,17695,112,54,21,50,60,20,17796,312,64,21,50,60,20,17897,612,84,а1,60,60,20,17998,813,04,31,60,60,20,180100,1I13,14,41,60,60,20,10,10,20,1
0 2——————0,30,40,1——_——0,40,50,1—————0,50,60,1————: —0,60,70,1—————0,70,90,1—————0,81,00,1—————0,91,10,20,1——	—1 ^11,3i0,20,1————Таблица 10 равны 0) и полученные суммы вписыва¬
ем в третью строку табл. 11.Из цифр второй строки вычитаем циф¬
ры третьей строки (кроме первой циф¬
ры — 32,7) и полученные разности вписы¬
ваем в четвертую строку. Первая цифра
этой строки 21,4, Находим цифры 21 и 0,4
в первой колонке табл. 9, суммируем по¬
парно цифры соответствующих строк
(26,3+0,5=26,8 и 3,4+0,1 =3,5) и получен¬
ные суммы вписываем в пятую строку
табл. 11.Из цифр четвертой строки вычитаем
цифры пятой строки (кроме первой циф¬
ры, 26,8) и полученные разности вписы¬
ваем в шестую строку табл. И. Далее
продолжаем те же операции до исчерпания
всех групп.Нижние цифры каждой колонки
габл. 11, набранные курсивом, показыва-Г руппаЧисло
целых
зерен
на рис. 4Средняяплощадьзернамм2Распределение
площади шлифа
по группаммм*%•1120,0001010,0002020,21230,0001590,0004770,61360,0002530,0015181,714120,0004010,0048125,515200,0006350,01270014,616220,0010060,02213225,517140,0015950,02233025,71890,0025280,02275226,2|0,086923100,0
334МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИТаблица 11Расчетная таблица к методике В. Джонсона —С. А. Салтыкова18171615141312ИСтрока126,225,725,Ь14,65,51,70,60,2232,74,31,40,50,20,1——321,424,114,15,31,60,60,21426,83,51,20,40,20,1—520,612,94,91,40,50,2625,73,41,10,40,20,179,53,81,00,30,1811,91,60,50,20,192,20,50,1—102,70,30,1—110,2——120,2——13Рис. 7. Статистическое распределение логариф¬
мов диаметров объемных зерен, рассчитанное по
методу В. Джонсона — С. Салтыкова для струк¬
туры рис. 4 (по данным табл. 12). Кривая соот¬
ветствует нормальному граспределениюют процент объема металла, занятый зер¬
нами данной размерной группы. Сумма
этих цифр, как легко убедиться, равна
100%. Объем зерна каждой из групп, вы¬
раженный в мм3. приведен в табл. 8. По¬
этому легко найти количество зерен каж¬
дой группы в единице объема металла.
Например, для зерен группы 1832 7=	!	= 2486 мм~ъ.18 100 0,000131521В табл. 12 приведены результаты расче¬
та для всех групп. Номер группы являет-Таблица 12соК&аиРаспределе¬
ние объема
металла по
группам, %Диаметр объ¬
емного зерна
D, мкQЧисло зеренв 1 мм*%130,219,951,34811,9142,725,121,4325312,91511,931,621,5718728,51625,739,811,6777930,81726,850,121,7406616,11832,763,101,824869,8100,025252100
СТАТИСТИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ В МЕТАЛЛОВЕДЕНИИ353ся удесятеренным десятичным логариф^-
мом диаметра объемного зерна данной
группы, выраженного в микронах. Поэто¬
му по полученным данным легко постро¬
ить статистическую кривую распределения
логарифмов диаметров объемных зерен
(рис. 7). Такое распределение обычно со¬
ответствует кривой нормального распре¬
деления и по этому представляет большой
интерес. Хотя,, на первый взгляд, методи¬
ка кажется сложной, процесс расчета
очень прост и при готовых исходных дан¬
ных требует не более 10—15 мин.Метод хорд А. Г. Спектора [10]Структуру пересекают рядом секущих
прямых, различно направленных (на мик¬
роснимке или на шлифе). Пересекая зерна
округлой формы, эти прямые образуют
хорды. Измеряют ряд хорд (100 и более),
группируя их по длине, причем цену раз¬
бивки Д выбирают такой, чтобы общее
число групп разбивки составило примерно10.	Число хорд каждой группы относят к
1 мм длины секущих прямых.Диаметр объемных зерен, например к-й
размерной группы, равен /сД, а число та¬
ких зерен в единице объема сплава опре¬
деляется формулойNk = -UyU(18)7гД* \2k — 1 2k + 1!где Nk—число объемных зерен диамет¬
ром &Д в 1 мм3 сплава; Д — цена разбивки,
мм; U—число хорд на 1 мм секущей пря¬
мой.Индекс при U обозначает соответствую¬
щую размерную группу хорд.Подставляя вместо к последовательно1,	2,..., а вместо U соответствующие
числа хорд каждой группы, постепенно
рассчитывают числа объемных зерен всех
размерных групп.Метод обратных диаметров
С. А. Салтыкова [11]Этот метод позволяет определять толь¬
ко общее (не дифференцированное по раз¬
мерам) число зерен в единице объема. Ес¬
ли на 1 мм2 шлифа находятся ri\ зерен
диаметром d\ мм., п2 зерен диаметром
d2 мм и т. д., то общее число зерен в
единице объема сплава можно найти по
формулеN = 0,637(—
\ dxмм-3(19)Пример. В табл. 6 приведено распре¬
деление диаметров плоских зерен по рис.
4. Числа зерен в группах равны 30, \00,
271... на 1 мм2, а средние величины диа¬
метров в группах соответственно 0,005,
0,015, 0,025.. мм.Поэтому
N = 0,637301000.0С5 + 0,015
= 22552 мм~г+5.	ОЦЕНКА ЭЛЕМЕНТОВ ФОРМЫ
МИКРОСКОПИЧЕСКИХ ЧАСТИЦФорма фигур и тел не зависит от их
абсолютных размеров. Поэтому парамет¬
рами, характеризующими форму, могут
служить либо безразмерные соотношения
линейных размеров, площади, поверхности
и объема микрочастиц, либо величины уг¬
лов.Оценка н ер а в но о сн ос ти зерен
или частиц в плоскости шлифа применяет¬
ся при изучении локальных деформаций,
процесса сфероидизации карбидов и т. п.
Неравноосность оценивается величиной от¬
ношения наименьшего размера частицы на
шлифе (ширины) к наибольшему (длине).
Реже применяется обратное отношение.
Оценка затрудняется, если частицы изог¬
нуты или имеют сложные очертания. На
основании оценок 100 (или более) частиц
вычисляют среднюю арифметическую от¬
ношения по формуле (1) и его среднее
квадратическое отклонение по формуле
(2) для всего шлифа в целом или для его
определенного участка.Оценка фактором формы харак¬
теризует степень собранности вещества зер¬
на или частицы в точке ее расположения.
Идеалом собранности в плоскости шлифа
является форма круга (в объеме — ша¬
ровая форма), для которой фактор формы
равен 1. Для любой другой фигуры он
меньше 1.Фактор формы для плоскости Ф2 пред¬
ставляет отношение периметра круга, рав¬
новеликого данной фигуре, к периметру
этой фигуры и определяется выражением•*>2 =3,545,(20)где F—площадь фигуры; Р — ее пери¬
метр.Для различных типов структурных со¬
ставляющих изготовляются специализиро¬
ванные шкалы, подобные показанной на
рис. 8 шкале- для оценки графитных выде¬
лений ковкого чугуна. Цифры на рис. 8
обозначают величины Ф2. Оценка произ¬
водится путем сравнения фактических
форм выделений со шкалой и определения
среднего значения фактора формы.Оценка угловых элементов формы. Кри¬
терием устойчивости однофазной полиэд¬
рической структуры является постоянство
углов между гранями зерен, в среднем все¬
гда равных 120° [12]. В плоскости шлифа
обычно измеряют (округляя до десят¬
ков градусов) не менее 150 углов г|? при
вершинах зерен, вычисляя затем по фор¬
муле (1) величину i|) и по формуле (2)
336МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЯ И ИССЛЕДОВАНИЯ^ 70.5	™7	0.8	0.9Рис. 8сг{ф}. Последняя величина равна 22°, ©с-
ли все двугранные углы пространственно
изометрической структуры равны 120й
(идеальный случай)^ Чем больше отклоня¬
ется от 22° величина сг {ф}, тем большесклонность к росту зерен.В двухфазной структуре угол 0 при вер¬
шине зерна фазы Р в точке стыка его с
двумя зернами фазы а определяет отно¬
шение поверхностных натяжений на грани¬цах зерен одной и той же (ааа) и различ-
ных (<таЭ) фаз [13]:Ja|312cos (6/2)(21)Величина 0 определяется по формуле
(1) на основании измерений не менее 150
соответствующих углов в плоскости шлифа.ЛИТЕРА ТУРА1.	С. А. Салтыков. Введение в стереомет¬
рическую металлографию, Изд. АН Арм. ССР,
Ереван, 1950.2.	С. А. Салтыков. Стереометрическая
металлография, Металлургиздат, 1958.3.	А. А. Глаголев. Геометрические мето¬
ды количественного анализа агрегатов под ми¬
кроскопом, Госгеолиздат, Львов, 1941.4.	С. А. С а л т ы к о в. Авторское свидетель¬
ство № 72704, приоритет от 28 мая 1945.5.	С. А. Салтыков. Заводская лаборато¬
рия, т. 12, 1946, № 9—10.6.	С. А. Салтыков. Заводская лаборато¬
рия, т. 18, 1952, № 5.Заводская7.	А. Г. С п е к т о р. Заводская20,	1954, No. 5.8.	А. Г. С п е к т о р.21,	1955, № 8.9.	А. И. Гардин. Электронная микроскопия
стали, Машгиз, 1954.10.	А. Г. С п е к т о р. Заводская
т. 16, 1950, № 2.11.	С. А. Салтыков. Заводская
рия, ти 3, 1947, № 9.12.	D. Нагкег and Е. Parker. Transactions
of ASM, v. 34, 1945, p. 156-201.13.	С. S. Smith. Metals Technology,	15.
№ 4, 1948.лаборатория.,
лаборатория,
микроскопия
лаборатория,
лаборато-ГЛАВА 23МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЙ КОНТРОЛЬ КАЧЕСТВА1.	ОБЩАЯ СХЕМА КОНТРОЛЯГлавным объектом металлургического
контроля, вокруг которого концентрируют¬
ся данные контрольных испытаний, являет¬
ся плавка стали. К потребителю поступает
качественная или высококачественная
сталь, как правило, по плавкам. В соответ¬
ствии с результатами предварительных ис¬
пытаний устанавливают назначение плав¬
ки и способ ее обработки (прокатка, ков¬ка, штамповка и др.). Испытания плавки
по существу начинаются еще .во время про¬
цесса выплавки, продолжаются в течение
всего технологического процесса производ¬
ства и заканчиваются при сдаче.Плавочные испытания могут быть вы¬
борочными (на некотором числе образцов)
или охватывающими все изделия данной
плавки. Образцы могут отбираться от
плавки или от части (ггартии) этого метал¬
ла, подвергшейся термической обработке.
Балл 1Балл 2Балл 521	а Металловедение (справочник), т. 1
Балл 5
Балл 5
Балл 5
Балл 3Балл 4Балл 5
Рис. 5. Шкала для определениявеличины зерна (а —
размерная сетка; б — метод окисления; в — метод цементации)
Балл 1Балл 2Балл 3Балл 10
МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЙ КОНТРОЛЬ КАЧЕСТВА33750 35 ю Ш40 /5 1250 ■35^в0^7Г°40 _ (5	40/540%ЖгЛ t“Ч8&25ki^$0Рис I. Схемы разрезки проб плавочного контро-
чя для сталей разных марок. Назначение проб:
/ — макроструктура в поперечном направлении
(клеймо ставят со стороны отброшенного куска—
заштрихованная часть; шлиф изготовляют со
стороны, обращенной внутрь темплета); 2 — про¬
дольный излом; 3 — неметаллические включения;
4 — механические свойства (заготовки для образ-
цов вырезают через середину радиуса в соответ¬
ствии с ГОСТ 4543—48); 5 — макроструктура в
продольном направлении; 6 — ступенчатая об¬
точка; 7 — межкристаллитная коррозия; 5—оп¬
ределение а 'фазы22	Металловедение (справочник), т. I.-Плавочному контролю может быть под¬
вергнута готовая продукция, но часто его
производят предварительно, еще до на¬
значения всей плавки на определенный вид
изделий. С этой целью предварительно
контролируют один или несколько слитков
или заготовок данной плавки.По результатам испытаний назначают
плавку для тех или иных изделий, что
обеспечивает более правильное ее исполь¬
зование. Пробы для испытаний обычно от¬
резают из частей заготовок, соответствую¬
щих верхней или средней части слитка.
Для ответственных назначений в отдель¬
ных случаях отбирают пробы от верхней,
средней и нижней частей слитка. Для пра¬
вильного контроля пробы следует отбирать
из наихудших по структуре и свойствам
мест слитка. Однако з-аранее точно указать
расположение этих мест трудно, так как
оно зависит от принятого технологического
процесса разливки стали и условий за¬
твердевания слитка. Поэтому на каждом
заводе, на основании данных исследований
и массовых испытаний, устанавливают мес¬
та отбора проб. Если надежных данных в
этом отношении не имеется, пробы следует
отбирать из разных мест слитка по высо¬
те. В табл. 1 указано примерное число
образцов для различных испытаний со¬
гласно действующим ГОСТ.Схема разрезки проб плавочного конт¬
роля, принятая в практике работы одного
из заводов высококачественной стали, при¬
ведена на рис. 1.Методика проведения различных видов
испытаний описана ниже.2.	ХИМИЧЕСКИЙ АНАЛИЗХимический анализ плавки обычно про¬
изводят из небольших проб (стаканчиков
весом 0,5 кг), отливаемых в чугунные
изложницы при разливке стали. Методы
химического анализа описаны в соответ¬
ствующих ГОСТ. В последнее время для
определения ряда элементов применяют
спектральный анализ (см. стр. 275).3.	ОСМОТР ПОВЕРХНОСТИ СЛИТКОВ,
ЗАГОТОВКИ И ГОТОВЫХ ИЗДЕЛИЙСлитки, заготовки и готовый сорт или
поковки подвергают осмотру для обнару¬
жения поверхностных дефектов. Поверх¬
ность слитков осматривают и оценивают
после выгрузки их из изложниц на заво¬
дах, которые работают с посадкой холод¬
ных слитков на нагрев в методических пе¬
чах. На заводах, работающих с передачей
на нагрев горячих слитков, поверхность за¬
готовки осматривают после первого пере¬
дела.В зависимости от состояния поверхности,
характера и количества дефектов, имею¬
щихся на слитке или заготовке, их отно¬
сят к определенной группе.
Таблица 1Примерное число образцов для различных групп стали на плавку (партию)Виды испытанийуглеродистаяинструмен¬тальная(ГОСТ1435—54)легированнаяинструмен¬тальная(ГОСТ5950—51)быстрорежу¬
щая (ГОСТ
5952—51)углеродистаяконструкци¬онная(ГОСТ1050—60)легированнаяконструкци¬онная(ГОСТ4543-61)шарикопод¬шипниковая(ГОСТ801-60)нержавеющая
и кислото¬
упорная
(ГОСТ
5949—51)с особыми
физическими
свойствами
(магнитнаягост6862-54)Химический анализОдна проба на плавкуОсмотр поверхности100% прутков,поковок, слитковОсадка1--1 з1 3 1з |1 2 |1Отрез прибыльной части слиткаВ отдельных случаях 1—5 слитковот плавкиЧувствительность к закалке3З2——Iе2й——Макроструктура—1 —23242221—2—Продольный закаленный излом—1—23——23——Поперечный излом1% (З)142% (5)“5% (5)1422100% или
2 прутка152-3*—Ступенчатая обточка———3е—3е—Неметаллические включения———6——Склонность к росту аустенитного
зерна———11———Проба на ковкостьlie1—МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИ
toко*Продолжение табл. 1Виды испытанийПримерное число образцов для различных групп стали на плавку (партию)углеродистаяинструмен¬тальная(ГОСТ1435—54)легированнаяинструмен¬тальная(ГОСТ5950—51быстрорежу¬
щая (ГОСТ
5952—51)углеродистаяконструкци¬онная(ГОСТ1050—60)легированная
конструкци¬
онная
(ГОСТ
4543—61)шарикопод¬шипниковая(ГОСТ801—60)нержавеющая
и кислото¬
упорная
(ГОСТ
5949—51)с особыми
физическими
свойствами
(магнитная
ГОСТ
6862—54)Кручение при высоких температурах
Микроструктура
Межкристаллитная коррозия
Твердость в состоянии поставкиМеханические свойстваТвердость после закалкиМагнитные и другие физические
свойства28-5%10% (5)1410%2% (3)“2 разрыв
2 удар2828282% (5)142 разрыв
2 удар10 шт. или
10%127
1»2—31с
5% (5)11 ’1421310% (5)141	Осадка производится в случае назначения металла для горячей механической обработки или холодной высадки. * Для стали марок В1 и Ф. * Для
флокеночунствительной стали. 4 По усмотрению поставщика. г> Для стали марок ЗХ13, 4Х 1 3, X1 8 по требованию потребителя. • По требованию потреби¬
теля. 7 По заказам на прошивку труб в целях накопления данных (по три образца на четыре температуры). 8 Может гарантироваться без испытаний. 9 В
стали марок IX18H9T. Х18Н11Б. Х18Н12МЗТ. X 1 8Н 1 2М2Т определяется о-фаза. 10 Для стали марок 0Х 1 8Н9, 1 XI8Н9, 1X1 9Н9Т, 2Х18Н9, Х18Н11 Б.
Х13Н4Г9 и др 11 Для стали марск 1X13, 2X13. 3X13, 4X13. X17, X18, X17X2 “ Для стали марок IX13. 2X13, Х17, Х25, Х28, Х17Н2, 1Х18Н9,
2Х18Н9, Х23Н13, X23I1I8. Х25Т. Х20Н14С2, 1Х18Н9Т. Х18Н11Б. Х13Н4Г9, X18HI2M2T, X18I1I2M3T. 18 Для стали марок ЗХ 13, 4X13
п X18. 14 В скобках указано минимальное число прутков, необходимое для испытаний. 14 100%—для калиброванной стали, 2 прутка—для горячекатанойотожженной стали. По усмотрению изготовителя стали. 17 Для отожженной стали.00GOСОМЕТАЛЛУРГИЧЕСКИМ КОНТРОЛЬ КАЧЕСТВА
340МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙПоверхность готовой продукции — заго¬
товок, поковок и сортовой стали — осмат¬
ривают невооруженным глазом. Для уточ¬
нения характера и глубины дефектов по¬
верхность обычно подвергают светлению
для удаления окалины. Отдельные техниче¬
ские условия требуют проведения этой опе¬
рации в обязательном порядке: При свет-
лении поверхность обычно зачищают абра¬
зивными кругами или напильниками.Прутки подвергают светлению змейкой
или кольцами, причем расстояние между
кольцами, или шаг змейки, равно 200—
400 мм. В тех случаях, когда требуется
полное удаление дефектов поверхности,
заготовку сначала травят, затем осматри¬
вают и после этого с ее поверхности уда¬
ляют дефекты..Травлению непосредственно после горя¬
чей механической обработки могут подвер¬
гаться изделия и заготовки из тех марок
стали, которые не имеют закаленной струк¬
туры после охлаждения с температур го¬
рячей механической обработки.Марки стали, имеющие закаленную
структуру после прокатки или ковки (на¬
пример, сталь марок Р18, Р9, 3X13, 4X13
и др.), перед травлением подвергаются
отжигу или отпуску. Требования, предъяв¬
ляемые к поверхности стали разных групп,
изложены в соответствующих ГОСТ.Изделия, имеющие гладкую шлифован¬
ную или обточенную поверхность, можно
осматривать с помощью методов магнит¬
ной дефектоскопии. Этими методами могут
быть обнаружены трещины, волосовины,
неметаллические включения. Магнитный
контроль может вводить в заблуждение в
тех случаях, когда обнаруживаются полосы
осаждения ферромагнитного порошка, на¬
пример в том случае, если сталь содержит
полосы или строчки какой-нибудь другой
фазы, отличной по магнитной проницае¬
мости от основной массы металла (строч¬
ки карбидной фазы и др). Вдоль полосок
карбидной фазы также возможно осаж¬
дение ферромагнитного порошка. В этом
случае места осаждения следует очерчи¬
вать и тщательно просматривать под лу¬
пой после удаления порошка. Трещины,
волосовины и неметаллические включения
будут видны при тщательном просмотре
участков, на которых осаждался магнит¬
ный порошок. Структурные составляющие
видны не будут.Применение магнитных методов обнару¬
жения дефектов ограничивается областью
ферромагнитных материалов. Для контро¬
ля наружных дефектов немагнитных сталей
(аустенитного класса) может быть приме¬
нен метод флуоресцентной или люмине¬
сцентной дефектоскопии (см. стр. 291).4.	ИСПЫТАНИЕ НА ОСАДКУДля обнаружения подкорковых и наруж¬
ных пороков сталь, предназначенную для
горячей или холодной высадки или штам¬повки, испытывают на осадку в горячем
или холодном состоянии. Испытание в хо¬
лодном состоянии производят по ГОСТ
8817—58. Испытание в горячем состоянии
производят на образцах высотой, равной
двум диаметрам. Образцы нагревают до
температуры ковки и осаживают до 7з
первоначальной высоты.5.	ОТРЕЗКА ПРИБЫЛЬНОЙ
ЧАСТИ СЛИТКАПрибыльную часть слитка отрезают
обычно по линии раздела изложницы и
надставки или ниже ее на 50—100 мм на
станках для обдирки слитков. Резцом де¬
лают прорезь * шириной 20—25 мм. На оси
слитка остается непрорезанным стержень
диаметром примерно 30—50 мм. Слиток
снимают со станка и ударом отламывают
прибыльную его часть. Осмотр плоскости
реза и излома в центре позволяет обнару¬
жить пузыри в верхней части слитка или
распространение глубокой усадочной рако¬
вины.6.	ЧУВСТВИТЕЛЬНОСТЬ к ЗАКАЛКЕЧувствительность к закалке определяют
на образцах, откованных на профиль квад¬
ратного сечения 20x20 мм. Образцы от¬
ковывают из заготовки или специального
слитка весом 18—20 /сг, отливаемого при
разливке всей плавки, а затем отжигают
и закаливают с нескольких температур.
По излому закаленных образцов опреде¬
ляют глубину закаленного слоя, а также
склонность плавки к перегреву и образова¬
нию закалочных трещин. Шкала оценки
закаливаемости приведена на рис. 2.Плавки, оцененные по закаливаемости
баллом 0 и 1, назначают на размеры не
более 15 мм. Плавки, имеющие баллы 2
и 3, назначают на любые размеры и, нако¬
нец, плавки, оцененные баллами 4 и 5, на¬
значают на изделия толщиной или диа¬
метром более 30 мм.7.	МАКРОСТРУКТУРА СТАЛИ 1Контроль макроструктуры стали — ос¬
новной вид испытаний для обнаружения
разнообразных металлургических пороков.
Макрошлифы приготовляют из образцов
металла, отрезанных от заготовок или го
товых изделий. Направление вырезки шли¬
фа может быть продольным или попереч¬
ным. Если пробы взяты при горячей меха¬
нической обработке (ковке или прокатке)
и имеют повышенную твердость для раз¬
резки или для строжки, то их предвари¬
тельно отжигают по режиму, установлен¬
ному для стали данной марки. При отборе
проб сталей, склонных к образованию
флокенов, необходимо выполнять следую¬
щие условия.Подробности об изготовлении макрошлифов
и условиях травления указаны на стр. 128.
МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЙ КОНТРОЛЬ КАЧЕСТВА3411.	Если образцы отрезаются во время
горячего проката или ковки, они должны
иметь длину, в 2—3 раза превышающую
толщину или диаметр поковок или прока¬
та стали, и проходить охлаж¬
дение вместе с плавкой по су¬
ществующим для стали дан¬
ной марки; инструкциям; иногда
допускается небольшое ускоре¬
ние охлаждения проб в целях
ужесточения условий обнару¬
жения флокенов.2.	После охлаждения (до по¬
ступления на отжиг) пробы из
л еги ров а иной конструкционной
и шарикоподшипниковой стали
следует выдерживать при ком¬
натной температуре не менее
24 час. Однако сталь марок
18Х2Н4ВА, 38XH3B, 38ХНЗВФ
необходимо выдерживать не
меньше 48 час.3.	Плоскость макрошлифа
должна отстоять от конца за¬
готовок не меньше чем на по¬
ловину толщины или диаметра
заготовки, так как в торцах
заготовок может быть умень¬
шенное содержание водорода,
а отсюда и меньшая вероят¬
ность появления флокенов.Образец для поперечного мак¬
рошлифа должен быть толщи¬
ной 20—40 мм, причем шлиф
должен проходить через все
поперечное сечение заготовки.Продольный макрошлиф имеет
обычно длину 60—80 мм и
проходит вдоль оси заготовки
через ее центральную часть.Плоскость макрошлифа сначала строгают,
затем шлифуют на бумаге до полного уда¬
ления следов строжки.Макрошлифы травят в различных усло¬
виях в зависимости от марки стали (при¬
мерные условия травления макрошлифов
приведены на стр. 132. После травле¬
ния макрошлифы из конструкционных и ин¬
струментальных (углеродистой и легиро¬
ванной) сталей промывают водой, светлят
слабым раствором азотной кислоты (10—
15%) в воде и затем просушивают. После
травления и промывания макрошлифов из
аустенитной и ферритной стали осветление
производят в растворе следующего соста¬
ва: 1 л воды, 100 мл серной кислоты и 50 г
хромпика. Травление следует производить
свежими растворами; при пользовании
старыми растворами качество макрошли¬
фов ухудшается. При недостаточном нагре¬
ве ванны макрошлифы могут получаться
недотравленными со следами шлифовки,
дефекты на них могут быть не видны. При
пользовании старыми или очень горячими
ваннами травление получается неодно¬
родным и макрошлифы могут иметь мест¬
ный перетрав.Стали, недостаточно стойкие против дей¬ствия кислот или имеющие неоднородную
структуру (например, феррит с пластинча¬
тым перлитом), надо травить недолго, так
как при значительном растравливанииОбозначения.оНе закаленныйВязкаясердцевинаСквозная про-
калиВаемЪстьПерегревТрещиныРис. 2. Шкала оценкизакаливаемостисталейинструментальныхмакрошлифов не будут видны отдельные
дефекты стали, а общее сильное растрав¬
ливание может быть принято за пористость.
Признаком начала перетравливания слу¬
жит бурное кипение ванны у поверхности
шлифа вследствие выделения водорода.
Дефекты макроструктуры оценивают по
эталонным шкалам.Пример пятибалльной шкалы макро¬
структур приведен на рис. 3 (см. вклад¬
ку между стр. 336—337). Оценка по
этой шкале производится для пяти видов
дефектов. Нормы допустимых дефектов
устанавливаются ГОСТ и техническими ус¬
ловиями. Флокены на готовой продукции
не допускаются, а при обнаружении их на
заготовке плавку назначают на изделия
небольших размеров или подвергают спе¬
циальной гомогенизирующей термической
обработке перед прокаткой готового сорта.Макроструктуру шарикоподшипниковой
стали оценивают по шкале ГОСТ 801—60.
Травимость макрошлифов и вид макро¬
структуры в значительной степени зависят
от термической обработки образцов перед
изготовлением макрошлифов [2, 3]. Норма¬
лизованные образцы перлитных сталей
быстро протравливаются и имеют темный
342МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЯ И ИССЛЕДОВАНИЙфон и типичное заметное в макроструктуре
слегка искрящееся зерно перлита. Отож¬
женные образцы имеют меньшую трави-
мость и более светлый фон. Для стандарт¬
ности оценок макроструктуры ГОСТ 801—
60 установлена предварительная нормали¬
зация образцов. При сравнении характера
макроструктуры стали разных плавок необ¬
ходимо пользоваться образцами, термиче¬
ски обработанными по одинаковым режи¬
мам.Продольный закаленный изломДля определения вида излома вырезают
шайбу высотой 12*—15 мм и делают на
ней остроугольный надрез глубиной 2—3	мм. Шайбы закаливают в воде или в
масле после нагрева до температуры, при¬
нятой для закалки стали данной марки,
а затем ломают под копром или прессом.В изломе оценивают следующие дефекты:
флокены, усадочную пористость, порис¬
тость, расслоение, включения, камневид¬
ный излом, нафталинистый излом, шифер-
ность, пузыри и другие дефекты, видимые
невооруженным глазом. Общепринятых
шкал для оценки изломов не имеется, лишь
для сталей отдельных марок существуют
шкалы изломов, составленные для оценки
таких дефектов, как пористость, расслое¬
ние, шиферность.Вид излома меняется в зависимости от
термической обработки образца перед ис¬
пытаниями. Шайбы, закаленные на более
высокую твердость, обычно дают гладкий
излом, точно направленный по надрезу.
Отпущенные или мягко закаленные образ¬
цы дают более извилистое направление из¬
лома, отклоняющееся от надреза. Слиш¬
ком сильно закаленные шайбы высокоугле¬
родистой стали при изломе крошатся на
куски.Вид излома сильно зависит от свойств
стали, ее вязкости или хрупкости. Более
вязкий излом позволяет обнаруживать
большее количество дефектов, чем хруп¬
кий. Для получения вязкого излома необ¬
ходимо закалить образец на мартенсит и
затем дать высокий отпуск. Неполная за¬
калка, связанная с частичным разложе¬
нием аустенита в перлитной области или
наличием перед высоким отпуском неразло-
жившегося аустенита, приводит после от¬
пуска к образованию кристаллического или
смешанного кристаллически-волокнистого
более хрупкого излома [4].Для лучшего выявления камневидности
н перегрева в сталях марок 40СХ и
30XH3M В. Д. Садовский, Г. Н. Богачева
и Браун [5] рекомендуют применять обыч¬
ную закалку и затем отпуск при 350° Под¬
робнее описание изломов дано на стр. 300.Поперечный изломПоперечный излом проверяют в штангах
готового сорта. Для этого штанги надре¬
зают с одной или с двух сторон и затемнадрезанный конец отламывают. В изломе
недоброкачественной стали может быть
обнаружена усадочная раковина, внутрен¬
ние трещины и разрывы, флокены и дру¬
гие грубые пороки. На поперечный излом
можно испытывать только высокоуглерс-
дистые стали, обладающие достаточной
хрупкостью при изломе. Сталь, обладаю¬
щую высокой вязкостью (например,
12ХНЗА, 1Х18Н9 и др.), нельзя испытывать
этим способом, так как получить излом на
концах штанг из стали таких марок очень
трудно и часто образуются вырывы, свя¬
занные, как это было показано в работе
И. Н. Голикова и Ф. П. Карязина [6], с
условиями получения излома стали, нахо¬
дящейся в вязком состоянии.При полосчатой структуре получение из¬
лома может вызвать появление расслое¬
ний. Применение термической обработки,
повышающей твердость стали, может устра¬
нить расслоение в изломе машиностроитель¬
ной конструкционной стали. Аустенитная
сталь не может испытываться путем попе¬
речного излома вследствие слишком боль¬
шой вязкости; обычно такую сталь контро¬
лируют на макрошлифах. Иногда испытание
на поперечный излом применяется для об¬
наружения крупного зерна или обезуглеро-
женного слоя на стальных прутках малых
размеров.8.	ОПРЕДЕЛЕНИЕ ВОЛОСОВИНДля установления степени пораженности
стали волосовинами применяют ступен¬
чатую обточку образцов стали. Образцы
для ступенчатой обточки длиной 250 мм
отрезают от прокатанных штанг. Изготов¬
ление образцов из кованых штанг приво¬
дит к уменьшению количества и длины
волосовин вследствие искажения при ков-Таблица 2ДиаметрпруткаммДиаметр ступеней, ммДлинакаждойступениммпервойвторойтретьей16-2013955021-251815105026—302318105031-402822155041—503828155051—604832155061-805840205081—10076553050101—12096704050121—150116855050ке продольного направления волокна. Об¬
точку круга производят тремя ступенями,
имеющими длину по 50 мм каждая. Диа¬
метр ступеней в зависимости от диаметра
штанг приведен в табл. 2.
МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЙ КОНТРОЛЬ КАЧЕСТВА343При изготовлении ступеней последнюю
стружку следует снимать острым резцом
при глубине резания 0,5 мм и подаче0,25 мм. Каждую ступень просматривают
невооруженным глазом или лупой с пяти¬
кратным увеличением и измеряют длину
волосовин на данной ступени. Допустимые
нормы количества, наибольшей длины и
суммарной протяженности волосовин ого¬
вариваются техническими условиями.Внешний вид образца для контроля на
волосовины приведен на рис. 4.Рис. 4. Ступенчатая обточка образца стали
для выявления волосовинПеред осмотром ступенчатый образец
иногда предварительно подвергают трав¬
лению, так как после травления резче вид¬
ны волосовины. При этом легко принять
за волосовины растравливающиеся струк¬
турные составляющие в виде полос, на¬
пример карбидные строчки. Поэтому необ¬
ходимо иметь в виду, что волосовины
имеют обычно более четкие границы, чем
ликвационные полоски или полоски дру¬
гой структурной составляющей.В связи с неоднородным распределением
волосовин в металле это испытание может
лишь приблизительно характеризовать
плавку. Метод оценки стали по волосови¬
нам, имеющий вполне определенную точ¬
ность и отличающийся повторяемостью ре¬
зультатов, пока еще не разработан.9.	НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИЕ ВКЛЮЧЕНИЯНеметаллические включения, имеющиеся
в структуре стали, определяют на продоль¬
ных шлифах. Для приготовления микро¬
шлифа вырезают образец, равный четверти
круга или квадрата, для заготовок стали
размерами более 50 мм и половине круга
для заготовок стали размерами меньше
50 мм. Длина образца в направлении во¬
локна обычно составляет 10—12 мм. Плос¬
кость продольного шлифа предварительно
строгают в направлении, перпендикуляр¬
ном волокну. Образец закаливают по ре¬
жиму, обычному для стали данной марки.Образцы мягкой стали закаливают с
850—900° в воде, чтобы уменьшить вероят¬
ность появления дефектов поверхности
самого микрошлифа. Закаленный шлиф ста¬
чивают на абразивном круге на 0,5—1 мм
для удаления следов окалины и обезугле¬
роживания, а затем приготовляют обычным
способом. Отполированный шлиф (без
травления) просматривают под микроско¬пом при увеличении 100—125 раз. При
контрольных испытаниях в настоящее вре¬
мя принят метод оценки шлифов сравне¬
нием наихудшего места на шлифе с эта¬
лонной шкалой баллов. Образец оценивают
баллом шкалы, соответствующим наи¬
большему включению данного вида.Плавку стали харктеризуют либо наи¬
большим баллом из нескольких образцов,
либо средним арифметическим из несколь¬
ких образцов, оцененных каждый наиболь¬
шим баллом. Эталонные шкалы включе¬
ний составлены для различных видов
включений: силикатов, оксидов, сульфидов
и др. Оценка стали по наихудшему месту
шлифа хотя и является общепринятой, но
может характеризовать плавку в целом
лишь на основании проверки большого
числа образцов. На основании такой про¬
верки строятся кривые распределения бал¬
лов включений для образцов.Оценка плавки наибольшим баллом из
ряда шлифов является случайной и не
характеризует качества плавки, как это
было показано в работе Соколовой и авто¬
ра [7]. Более правильна оценка плавки
средним арифметическим баллом из наихуд¬
ших оценок (баллов) образцов, причем
число образцов должно быть достаточно
большим для получения надежных резуль¬
татов. При оценке качества шарикоподшип¬
никовой стали, выплавленной в основных
электропечах, можно рекомендовать анализ
10—15 образцов от каждой плавки. Полу¬
ченные при этом средние значения могут
отличаться от истинного значения на
±0,5 балла.Плавка может также характеризоваться
процентом образцов с баллом выше опре¬
деленного, например выше 3,0 и др. Оцен¬
ки плавки средним баллом и процентом
образцов с баллом выше определенного тес¬
но связаны между собой.Допустимые баллы неметаллических
включений различны для стали разных ма¬
рок и зависят от их назначения. Установ¬
ление связи между оценкой неметалличе¬
ских включений и свойствами стали —
очень сложная задача. Поэтому нормы
оценки плавок по неметаллическим вклю¬
чениям обычно не обоснованы условиями
службы, а являются результатом стати¬
стической обработки материалов массовых
испытаний.10.	СКЛОННОСТЬ К РОСТУ ЗЕРНАДля определения склонности стали к
росту аустенитного зерна из заготовок из¬
готовляют образцы размером 15—30 мм
или применяют половинки образцов, остав¬
шиеся после испытания ударной вязкости,
или, наконец, берут образцы, откованные
из слиточка ковшовой пробы. Последнее
разрешается при условии, если поставщик
гарантирует, что полученные результаты
соответствуют испытаниям стали в со¬
стоянии поставки. По ГОСТ 5639—51,
344МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИаустенитное зерно с отчетливыми грани¬
цами может быть получено или мето¬
дом цементации, применяемым для
сталей доэвтектоидного состава, или м е»
тодом нагрева (эаэвтектоидные
стали). Оценку размеров зерна баллами
производят по шкале ГОСТ 5639—51
(рис. 5, см. вкладку между стр. 336—337).11.	ОЦЕНКА ПЛАСТИЧНОСТИ СТАЛИ
ПРИ НАГРЕВЕНа практике разные плавки стали одной
и той же марки часто имеют различную
пластичность, причем это различие особен¬
но существенно для легированной стали.
Так как сталь тех или иных размеров
можно изготовлять различными способами
горячей механической обработки, например
прокаткой, ковкой или прессованием, пред¬
варительное суждение о пластичности
плавки полезно для правильного ее назна¬
чения.Проба на ковкостьНаиболее простой метод определения
пластичности стали — испытание на ков¬
кость на пробах весом 0,5—1,0 кг, отли¬
ваемых или по ходу плавки, или при раз¬
ливке стали для определения полноты рас¬
кисления. Пробы, имеющие форму стакан¬
чика, непосредственно после отливки посту¬
пают на ковку. Ковку производят до раз¬
меров 15x15 мм, причем откованный квад¬
ратный стержень загибают под молотом на
180° до совпадения сторон.Если при ковке и загибке на углах и гра¬
нях пробы не появляется надрывов, то ков¬
кость считают хорошей. При появлении
очень незначительных надрывов ковкость
считают удовлетворительной, при получе¬
нии значительных рванин или «развалива¬
нии» пробы — неудовлетворительной. При
хорошей ковкости плавку можно на¬
значать на ковку или прокатку, при удов¬
летворительной ковкости — только на ков¬
ку. Проба на ковкость дает предваритель¬
ное ориентировочное суждение о пригод¬
ности плавки к горячей механической обра¬
ботке. Если проба ковалась плохо, то слит¬
ки данной плавки будут также коваться
плохо. Однако если проба ковалась хоро¬
шо, то это еще не означает, что слитки
также будут коваться хорошо, так как
условия ковки и тем более прокатки боль¬
ших слитков требуют большей пластич¬
ности металла, чем ковка м-алых проб.
Проба на ковкость не может решить вопро¬
са о пригодности плавки для прошивки
труб, т. е. для таких условий деформации,
при которых требуется очень высокая пла¬
стичность. Определение пригодности стали
для прокатки в настоящее время обычно
дополняют пробной прокаткой одного-двух
слитков стали данной плавки. Оценка при¬
годности плавки к прошивке труб значи¬
тельно правильнее может быть полученаиспытанием на горячее скручивание, а оцен¬
ка пригодности плавки к прокатке — мето¬
дом прокатки на клин, описанным ниже.
Оценка пластичности плавки может быть
уточнена испытанием ударной вязкости
на образцах, откованных из малых проб.
С этой целью из прутков, откованных до
сечения 15x15 мм, изготовляют образцы
размером 10x10x80 мм. Образцы испыты¬
вают на удар при температурах горячей
механической обработки, т. е. при 900;
1000; 1100; 1200; 1250° По значению удар¬
ной вязкости можно определить пригод¬
ность плавок к ковке или прокатке. Про¬
катка небольших слитков может быть
удовлетворительной в том случае, если
ударная вязкость не менее 10—12 кГм/см2.
Ковка может быть удовлетворительной,
если ударная вязкость будет не менее б—
8 кГм/см2.Прокатка на клинИспытание пластичности металла про¬
каткой на клин было предложено
Ю. М. Чижиковым [8]. Для этого одновре¬
менно отливают 2 или 4 слитка квадрат¬
ного сечения размерами 35X35 или 45X
X 45 мм и высотой 850—900 мм. От слит¬
ков отрезают образцы длиной 200—250 мм,
которые нагревают до температур горячей
механической обработки (например, 900;
1000; 1100; 1200°), и прокатывают на клин
в валках с переменным сечением. Обжатие,
рассчитанное как отношение разности вы¬
сот до и после прокатки к первоначальной
высоте образца, получается изменяющимся
по длине клина от 0 до 0,8. Осмотр поверх¬
ности клина показывает, при каком обжа¬
тии появляются рванины на металле. Та¬
кое обжатие называется пределом
пластичности стали при данной тем¬
пературе. Все металлы и сплавы Ю. М. Чи¬
жиков делит на пять классов пластичности:1)	класс высокой ковкости (прокатывае-
мости); к нему относятся металлы и спла¬
вы, обладающие пределом пластичности
выше 0,6 в широком интервале темпера¬
тур;2)	класс нормальной ковкости; к нем/
относятся металлы и сплавы, обладающие
пределом пластичности выше 0,6 при высо¬
ких температурах;3)	класс пониженной ковкости; сюда от¬
носятся металлы и сплавы, обладающие
пределом пластичности не выше 0,6;4)	класс низкой ковкости, к которому от¬
носятся металлы и сплавы, обладающие
пределом пластичности не более 0,4;5)	класс малой ковкости; к нему отно¬
сятся металлы и сплавы, обладающие пре¬
делом пластичности не выше 0,2; металлы
и сплавы этого класса являются практиче¬
ски нековкими.В настоящее время испытание прокаткой
на клин применяют в исследовательских
целях. Однако простота этого испытания
позволяет применять его для контрольных
Балл 1,0Балл 0,5Балл 2,0Балл 8,0Балл 5,0Билл 4,	^ ^ Шкала оценки « -фазыМеталловедение (справочник), т. I
МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЙ КОНТРОЛЬ КАЧЕСТВА345испытаний пластичности сравнительно
малопластичных сталей и сплавов. Накоп¬
ление экспериментального материала по
прокатке слитков и прокатке на клин даст
возможность установить нормы предела
пластичности, при которых плавка может
быть назначена на тот или иной вид го¬
рячей механической обработки, и поможет
оценивать пригодность плавки к практиче¬
ским условиям деформации в данном
производстве.Кручение при высоких температурахНа кручение при высоких температурах
испытывают образцы длиной 380—400 мм
и диаметром от 8 до 20 мм [9, 10]. Обогре¬
ваемая часть образца составляет 200 мм.
Кручение при 800—1300° производят с
большими скоростями, обычно равными
180 об/мин. Пластичность плавки при дан¬
ной температуре определяется числом обо¬
ротов до разрушения образца. Этот метод
особенно хорошо характеризует высоко¬
пластичные марки стали и позволяет су¬
дить о пригодности плавок для изготовле¬
ния бесшовных труб способом прошивки.Испытание применяют при назначении
плавок нержавеющей стали на прошивку
бесшовных труб и для исследовательских
целей. Испытание на кручение при высоких
температурах может лучше всего характе¬
ризовать поведение стали при таких ус¬
ловиях деформации, когда требуется наи
более высокая пластичность металла (боль¬
шие скорости и обжатия, в особенности
при поперечной прокатке).12.	МИКРОСТРУКТУРА СТАЛИОценка качества микроструктуры стали
производится по шкалам или описанием
характера наблюдаемой структуры.Микроструктура углеродистой и легиро¬
ванной инструментальной стали оцени¬
вается в отожженном состоянии и должна
представлять собой в основном зернистые
карбиды на ферритной основе. Грубоплас¬
тинчатый перлит и карбидная сетка по
ГОСТ 5950—51 не допускаются. Микро¬
шлифы просматривают после травления 2-
или 4%-ным раствором азотной кислоты
в этиловом спирте при увеличении в 400—
500 раз.По ГОСТ 1435—54 для оценки микро¬
структуры эвтектоидной и заэвтектоидной
инструментальной стали после отжига при¬
нята десятибалльная шкала. В этой шкале
(рис. 6, см. вкладку между стр. 336—337)
увеличение баллов характеризует полноту
отжига. Начальные баллы соответствуют
некоторому недогреву стали, а последние
баллы характеризуют структуру перегре¬
ва. Микроструктуру быстрорежущей стали
проверяют после закалки с 1270—1285°
в масле (марки Р18 и Р18М) или после
закалки с 1225—1240° в масле (марки Р9
и В9М) с выдержкой при нагреве от 1,5 до2	мин. и отпуска при 700—680° в течение1	часа. После приготовления и травления
шлифа при увеличении 100 оценивают сте¬
пень раздробленности ледебуритной сетки
(карбидная ликвация) по десятибалльной
шкале ГОСТ 5952—51. Оценку производят
на расстоянии 15—20 мм от поверхности
штанг.Микроструктуру шарикоподшипниковой
стали, поставляемой после отжига, про¬
веряют в отожженном и закаленном со¬
стояниях. Микроструктура отожженной
стали в прутках диаметром менее 50 мм
при увеличении 500 должна представлять
собой мелкозернистые карбиды на ферри-
товом поле для ШХ15 до балла 4» для
ШХ15СГ до балла 5 включительно шкалы
ГОСТ 801—60). После закалки с 840° в мас¬
ле проверяют наличие карбидной сетки по
шкале ГОСТ 801—60.Малоуглеродистую сталь в листах оце¬
нивают в отношении полосчатости и гру¬
бых скоплений цементита по ГОСТ 5640—
59.В хромоникелевой нержавеющей стали
марок 1Х18Н9Т, Х18Н11Б и др., кмеющей
преимущественно аустенитную структуру,
определяют количество ферритной состав¬
ляющей (или a-фазы). Микрошлифы для
оценки a-фазы вырезают из центральной
части штанг; площадь их должна состав¬
лять примерно 25x25. Шлифы приготов¬
ляют в продольном направлении волокна
и после полирования травят в реактиве, со¬
стоящем из 4 г медного купороса, 20 мл
соляной кислоты (уд. вес 1,19 г/см3) и
20 мл воды или подвергают электролити¬
ческому травлению в 10%-ном водном
растворе щавелевой кислоты в течение
15—45 сек. ,Травленый шлиф просматривают под
микроскопом при увеличении 300. Шлифы
характеризуют по максимальному количе¬
ству a-фазы, причем оценку количества и
распределения a-фазы производят путем
сравнения с пятибалльной шкалой (рис. 7).Наличие двухфазной структуры нержа¬
веющей стали при большом количестве вто¬
рой фазы затрудняет процессы горячей ме¬
ханической обработки. Поэтому при назна¬
чении стали для того или иного процесса
горячей деформации и степени обжатия
учитывают количество a-фазы. Для изго¬
товления бесшовных труб рекомендуется
сталь с количеством a-фазы не более 1,5—2	балла. Для прокатки сортового металла
количество a-фазы не ограничивается. Для
прокатки листа назначают плавки с коли¬
чеством a-фазы не более 3—4 баллов.Оценка количества a-фазы может быть
также произведена на приборе Аксенова[11]	или так называемом фазометре, градуи¬
рованном по количеству a-фазы в соответ¬
ствии с пятибалльной шкалой микрострук¬
тур. Этот прибор основан на том, что ин¬
дуктируемый в катушке ток меняется
в зависимости от объема ферромагнитной
фазы в испытуемом образце, служащем
сердечником этой катушки. Е. И. Астров
346МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИ[12]	указывает на достаточную надеж¬
ность определения a-фазы на литых образ¬
цах.Обезуглероживание поверхности про¬
веряют по виду поперечного излома, микро¬
анализом, измерением твердости и иногда
по характеру искры.Микроанализ — один из наиболее широ¬
ко применяемых методов оценки глубины
обезуглероженного слоя, так как он дает
более точные данные о глубине обезугле¬
роженного слоя и его характере. В соот¬
ветствии с ГОСТ 1763—42 глубину обезуг¬
лероженного слоя определяют, как пра-Рис. 8. Схема замера глубины обез¬
углероживания:I — нормальная структура; 2 — зона
частичного обезуглероживания; 3
зона пелного обезуглероживания; 4 —
общая глубина обезуглероживаниявило, на поперечных микрошлифах при уве¬
личении 100. Площадь шлифа для каче¬
ственного его приготовления не должна
превышать 20 см2. Травление шлифа долж¬
но гарантировать четкое выявление всех
структурных составляющих стали, а также
границ зерен феррита в обезуглероженном
слое.При определении глубины обезуглерожи¬
вания различают две зоны: а) зону пол¬
ного обезуглероживания и б) зону частич¬
ного обезуглероживания. В технических
условиях указывается допустимая глубина
полного обезуглероживания или общая
глубина обезуглероживания (т. е. полное
и частичное обезуглероживание). Обезугле-
роженный слой измеряют по месту, имею'
щему наибольшую глубину в поперечном
сечении шлифа (рис. 8). В отожженной
стали зона частичного обезуглероживания
характеризуется уменьшением количества
и размера зерен карбидов или наличием в
поверхностном слое пластинчатого перлита
или феррита.В прокатанной нормализованной стали
зона частичного обезуглероживания оце-
нивается по количеству избыточного фер¬
рита. Обезуглероженным слоем считается
в этом случае весь слой от поверхности до
нормальной структуры.Обезуглероживание быстрорежущей ста¬
ли часто контролируют по методу В. Д. Са¬
довского, изложенному в ГОСТ 5952—51.Глубину обезуглероживания по излому
определяют обычно на прокате высокоугле¬
родистой, инструментальной стали разме¬
ром меньше 30 мм. На пруктах стали де¬
лают зарубку зубилом, по которой затем
отламывают конец прутка длиной 30—
50 мм. При наличии обезуглероженного
слоя у поверхности прутка появляется кай¬
ма обычно более крупных блестящих зерен.
Появление этой каймы связано с тем, что
при отжиге заэвтёктоидных сталей эвтек-
тоидный обезуглероженный слой перегре¬
вается и в нем образуется крупнопластин¬
чатый перлит, определяющий излом по гра¬
ницам зерен; сердцевина имеет структуру
зернистого перлита, определяющего мелкий,
вязкий излом. Контроль по излому приме¬
няют обычно для горячекатаной отожжен¬
ной стали. Для холоднотянутой стали при¬
меняют более точный метод микроанализа.Оценку обезуглероживания также произ¬
водят по твердости закаленных прутков
для холоднотянутой шарикоподшипниковой
стали по ГОСТ 801—60. Образцы закали¬
вают по режиму: нагрев 820—840°, вы¬
держка не более 1,5 мин. на каждый мил¬
лиметр диаметра или толщины образца.
Сталь размером до 25 мм закаливают в
масле, свыше 25 мм — в воде. После за¬
чистки поверхности на глубину, соответ¬
ствующую нормам допустимой глубины
обезуглероживания, твердость должна
быть не ниже 61 Rc.Оценка обезуглероживания методом про¬
верки поверхностного слоя на искру позво¬
ляет установить наличие слоя с уменьшен¬
ным содержанием углерода на поверхности
высокоуглеродистой стали. При легком
нажиме искра поверхностного слоя имеет
меньше разрывов, чем искра глубинных
слоев металла. Точность определения глу¬
бины обезуглероживания этим методом
очень невелика.13.	ОПРЕДЕЛЕНИЕ ВНУТРЕННИХ
ПОРОКОВХарактеристика металлургических поро¬
ков стали наряду со способами выявления
дефектов и мер их предупреждения приве¬
дена в табл. 3 (стр. 347).14.	МЕЖКРИСТАЛЛИТНАЯ КОРРОЗИЯ
НЕРЖАВЕЮЩЕЙ СТАЛИИспытание на межкристаллитную корро¬
зию можно производить при разных ус¬
ловиях в зависимости от условий службы
изделий, а именно: для изделий, служащих
при повышенных температурах, и для изде¬
лий, служащих при обычных температу¬
рах. Методика испытания изложена в ГОСТ
6032—58.
Таблица 3Характеристика пороков слитков и сортовой сталиНомер
но пор.Вид дефектаХарактеристика дефектаВыявление дефектаМеры предупоеждения дефекта1Усадочная ра¬
ковинаПредставляет собой полость, не заполненную
металлом; границы полости загрязнены включе¬
ниями. Располагается обычно в центре верхней
части слитка и образуется вследствие уменьшения
объема стали при кристаллизацииОтрезка при¬
быльной части
слитка, макро¬
шлифы или изло¬
мы от прутков,
соответствующи х
прибыльной части
слиткаУменьшение усадочной -раковины достигается:а)	применением утепленных прибыльных надста¬
вок и термитных смесей для поддержания в верх¬
ней части слитка высокой температуры ж’идкого
металла, заполняющего усадочные полости;б)	снижением скорости наполнения изложниц2Усадочная рых¬
лость или цент¬
ральная пори¬
стостьПредставляет собой мелкие поры, располагаю¬
щиеся в центральной по сечению части слитка.
Образуется по тем же причинам, что и усадочная
раковина.Центральная пористость встречается чаще в
средней или нижней части слитка (при больших
развесах слитков). Примеры этих дефектов при¬
ведены в шкале (см. рис. 3)Макрошлифы и
изломыТо же, что и для усадочной раковины, а также
уменьшение высоты и увеличение конусности слит¬
ков и создание условий для замедленной кристал¬
лизации. Уменьшение температуры жидкого ме¬
талла3ПористостьПредставляет собой точки в поперечных мак¬
рошлифах или нитевидные прослойки в изломах,
состоящие из неметаллических включений и иног¬
да газовых пузырей (см. рис. 3). В сталях, со¬
держащих гитан, дефект обычно расположен в
поверхностной зоне и представляет собой скопле¬
ния окислов и нитридов титанаПоперечные и
продольные iwaK-
рошлифы и про¬
дольные микро¬
шлифы. Ступен¬
чатая обточка,
изломыСм. п. 4 и 13 (см. стр. 348 и 355)соМЕТАЛЛУРГИЧЕСКИМ КОНТРОЛЬ КАЧЕСТВА
Продолжение табл. 3aft
О) оS3 г£ вВид дефектаХарактеристика дефектаВыявление дефектаМеры предупреждения дефектаГазовые пузы¬риПредставляет собой каналы или полости, не за¬
полненные металлом.Могут располагаться:а)	в подкорковой зоне или выходить на по¬
верхность;б)	по всему сечению слитка преимущественно в
верхней части.Образуются при кристаллизации металла, насы¬
щенного газами (кислородом, азотом, водородом;
(рис. 9)ШЩ■4.Ш/ШшШywiЩш!1'Отрезка при¬
быльной части.
Макрошлифы и
изломыкг •ШЖ|||PiHic. 9. Макрошлиф
с незаварившимися
пузырямиАшшОбеспечение минимального содержания газов
(водорода, кислорода, азота) в стали перед раз¬
ливкой.Уменьшение содержания водорода достигается
сушкой и прокалкой всех материалов, вводимых
в печь; особенно важно иметь свежеобожженную
‘известь. Необходимо тщательно сушить также
разливочные устройства.Уменьшение содержания кислорода обеспечива¬
ется хорошим раскислением.Для снижения содержания азота необходимо
предохранять металл от контакта с воздухом.
Смазка изложниц не должна быть слишком гус¬
той
Продолжение табл. 357 2X вВид дефектаХарактеристика дефектаВыявление дефектаМеры предупреждения дефектаЛиквация или
неоднородность
сталиЗональная ликвация — неоднородность в рас¬
пределении элементов по зонам слитка, поковки
или прутка. Дендритная ликвация — неоднород¬
ность в пределах отдельных кристаллитов и меж¬
ду -ними. Примеры приведены на рис. 3. Неодно¬
родность содержания в стали данного элемента
тем больше, чем больше разница в растворимости
элемента в жидкой и твердой фазах, т.е. чем
меньше коэффициент ликвации.Ликвация (водорода и кислорода при значи¬
тельном их содержании в металле приводит к об¬
разованию газовых пузырей в конце зоны столб-
чатой кристаллизации или в подкорковом слоеПродольные и
поперечные мак¬
рошлифы и мик¬
рошлифысодержания в стали вредных при¬уменьшение
месей.Зональная и дендритная ликвация всех эле¬
ментов уменьшается при увеличении скорости
кристаллизации и, следовательно, пр'и уменьше¬
нии развеса слитка. Уменьшение дендритной лик¬
вации элементов, имеющих хотя бы небольшую
растворимость в твердой стали, может быть дос¬
тигнуто гомогенизацией металла, т.е. длительным
отжигом в области температур 1150—1200° Наи¬
более полезна гомогенизация предварительно об¬
жатого металлаФлокеныФлокены представляют собой очень тонкие тре¬
щины овальной или круглой формы размерами от
долей миллиметра до 100 мм в поперечнике. В
большинстве случаев встречаются в катаных или
кованых прутках, иногда — в литом металле.
Примеры флокенюв в макрошлифах приведены
на рис. 3, в изломе — на рис. 10Макрострукту¬
ра на поперечных
макрошлифах.
ИзломРис. 10. Флокены в изломе1.	Уменьшение содержания водорода (о влиянии
водорода см. стр. 84). Для этой цели необходи¬
мы:а)	тщательная прокалка и просушка шихто¬
вых материалов, шлакообразующих материалов и
разливочных устройств;б)	продолжительное кипение или продувка ста¬
ли кислородом;в)	применение термической обработки стали при
высоких температурах, приводящей к удалению
водорода из стали2.	Замедленное охлаждение металла после го¬
рячей деформации или отжига, или отпуск метал¬
ла при температурах перлитного превращения;
этот метод является наиболее эффективным.3.	Увеличение числа горячих переделовМЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЙ КОНТРОЛЬ КАЧЕСТВА 349
Продолжение табл. 3соосхО) О
2 с£сВид дефектаХарактеристика дефектаВыявление дефектаМеры предупреждения дефектаМежкристал-
литные трещины
в слиткахМежкристаллитные трещины располагаются чаще
всего в центральной зоне слитка и имеют зигза¬
гообразную форму («паучок»).В изломе литых дисков трещины имеют глад¬
кую блестящую поверхность, так как проходят по
границам кристаллов.В прокатанных или прокованных прутках они
образуют расслоения в изломах.Сталь с расслоением в изломах имеет понижен¬
ные механические свойства в поперечном направ¬
лении. Дефект чаще встречается в малоуглероди¬
стой легированной стали с узким интервалом
кристаллизации (марки 18ХНВА, 12Х2Н4А и др.)
Примеры межкрисгаллитных трещин в слитке и в
изломе заготовки приведены на рис. 11 и 12.Рис. 11. Межкристаллитные трещины в слитке стали 18ХНВАВ макрошли¬
фах и изломах
литого металла
и в продольных
изломах катаных
прутковДля уменьшения расслоений металл должен
быть хорошо раскислен и иметь минимальное со¬
держание водорода. Медленное наполнение из¬
ложниц при хорошо нагретом металле уменьшает
степень развития трещин. Посадка на нагрев пе¬
ред прокаткой слитков с температурой не ниже
750° и гомогенизация слитков уменьшают разви¬
тие межкристаллитных трещин. Замедление крис¬
таллизации также действует благоприятноРис. 12. Расслоение в изломе прокатанных штангМЕТОДЫ ИСПЫТАНИЙ И ИССЛЕДОВАНИЙ
Продолжение табл. 3Вид дефектаХарактеристика дефектаВыявление дефектаМеры предупреждения дефектаВнутренние раз¬
рывыДефект представляет собой местные поперечные
разрывы, повторяющиеся с перерывами вдоль дл,ч-
ны прутков. Образование дефекта, называемого
иногда «осевым пережогом», вызывается оплавле¬
нием легкоплавкой карбидной составляющей леде*
буритной стали. Иногда дефект встречается и в
заэвтектоидных сталях в менее развитой форме.
Примеры приведены на рис. 13 и 14В макрошли¬
фах, изломах и
в микрошлифахДефект может быть предупрежден понижением
температуры нагрева стал1И перед горячей дефор¬
мацией. Образовавшийся дефект может быть
заварен при значительных степенях деформации
в том случае, если металл по его границам не
окисленРис, 14. Внутренние разрывы в попереч¬
ном изломе стали Р18Рис. 13. Внутренние разрывы в стали Р18МЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЕ КОНТРОЛЬ КАЧЕСТВА
Продолжение табл. 3 gj
		ю0,0,
<u о
2 ВВид дефектаХарактеристика дефектаВыявление дефектаМеры предупреждения дефектаВнутренние
трещины в высо¬
кохромистых ста¬
ляхЭти трещины имеют концентрическую форму
или могут быть произвольно направлены. Если
трещины лежат близко к поверхности, то при
ковке металла образуются рванины. Примеры
этих дефектов приведены на рис. 15, 16. Они об¬
наруживаются в слитках 'И заготовках высоко¬
хромистой (марки Х25, Х28), хромоалюминиевой
(марка Х25Ю5), хромокремнистой сталиВ макрошли¬
фах и изломахОбразование трещин может быть предупрежде¬
но медленным охлаждением слитков или загото¬
вок, а также передачей на отжиг или для ковки
слитков или заготовок после охлаждения их до
температуры не ниже 200°, так как при более
низких температурах сталь становится хрупкой.
Уменьшения трещин можно достигать, применяя
отпуск горячих слитков при 750—800° в течение
6—12 час.МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИ
23 Металловедение (справочник),Продолжение табл. 3V о
2 сX в
•*Вид дефектаХарактеристика дефектаВыявление дефекта Меры предупреждения дефекта10Трещины от на¬
греваВозникают при посадке в печь с высокой тем¬
пературой крупных слитков или заготовок сталей
перлитного, мартенаитшого 'и ферритного классов,
в особенности с высоким содержанием углерода.
Иногда поперечные трещины не выходят на поверх¬
ность слитков; в этом случае при прокатке могут
образоваться «скворечники»В макрошлифах Медленный напрев слитков или заготовок боль-
и изломах шого сечения. Слитки из сталей перлитного и
мартен/ситного классов необходимо медленно на¬
гревать в области 500—800° После образования
аустенита опасность возникновения трещин умень¬
шается. Для сталей ферритного класса медленный
нагрев следует применять в области 300—600°;
при более высокой температуре скорость нагрева
может быть увеличена11РваниныЦЩаШРис. 1/Дефект представляет собой разрывы металла,
образующиеся ори горячей механической обработ
ке (ковке, прокатке, прошивке труб, штамповке к
т. д.). Рванины часто возникают по углам загото
вок при ковке или прокатке малопластичного ме¬
талла. Образование дефекта может быть вызвано
перегревом (реже недогревом) при горячей дефор¬
мации ‘или неудовлетворительной выплавке стали
(недостаточной расюисленности). Примеры дефек¬
та приведены на рис. 17 и 18!. Слиток, развалившийся при ковкеОсмотр невоо- Образования рванин можно избежать:
руженным глазом а) выполнением горячей механической обработ¬
ки в оптимальном температурном интервале;б) уменьшением скорости деформации и степе¬
ни обжатия;в) улучшением качестваМЕТАЛЛУРГИЧЕСКИ И КОНТРОЛЬ КАЧЕСТВА
Продолжение табл. 3s с•2 О
X сРид дефектаХарактеристика дефектаВыявление дефектаМеры предупреждения дефекта12Неметалличе¬
ские включенияОсновные типы включений — окислы, силикаты,
алюминаты, сульфиды и нитриды. Включения
обычно имеют сложный хараютер. Примеры вклю¬
чений в деформированном металле приведены на
рис. 19—23. Включения могут образоваться в ре¬
зультате процесса раскисления металла, размыва
эгнеупоров, окисления металла и т. п. Включения
некоторых видов* попадают в сталь из шихты или
13 шлакаВ микрошли¬
фах, иногда в
макрошлифахУменьшение загрязненности стали неметалличе¬
скими включениями достигается выплавкой ее в
печи с хорошим состоянием футеровки при опти¬
мальной температуре металла, разливкой через
ковши с хорошим состоянием футеровки.Металл со слишком высокой температурой разъ¬
едает футеровку и загрязняется включениями.
Особое внимание следует обращать на хорошее
раскисление металла. Уменьшение загрязненности
окислами и нитридами достигается также предо¬
хранением металла от соприкосновения с воздухомРчс.19. ПластичныеХ100Рис. 20. Нитриды циркония. Х500МЕТОДЫ ИСПЫТАНИЯ И ИССЛЕДОВАНИИ
Продолжение табл. 3Номер
по пор.Вид дефектаХарактеристика дефектаВыявление дефектаМеры предупоеждения дефекта*Рис. 22. ГлобуРис. 21. Оксиды алюминия. Х500 лярные силикаты.Х500Рис. 23. Сульфиды. X 50013ВолосовиныВолосовины представляют собой вытянутые
вдоль направления деформации нарушения сплош¬
ности металла. В тех случаях, когда волосовины
имеют вид тонких нитей, они обычно являются
строчками неметаллических включений. В попе¬
речном сечении они имеют вид точекНа продольных
макрошлифах и
ступенчатых об¬
точках или с по¬
мощью магнит¬
ных дефектоско¬
повУменьшение пораженное™ стали волосовина¬
ми достигается теми же средствами, что и умень¬
шение загрязненности неметаллическими включе¬
ниями (см. выше). Кроме того, протяженность
волосовин может быть уменьшена при уменьше¬
нии развеса слитка14Раскатанные га¬
зовые пузыриРаскатанные газовые пузыри имеют значитель¬
ную протяженность и в поперечном сечении прут¬
ков выглядят как черточки различных размеров —
от 0,2 до 15 мм в зависимости от величины газо¬
вых пузырей в слитке. Газовые пузыри могут
иметь размеры от булавочной головки до каналов
диаметром 20 мм. При обжатии стенки пузырей
сближаются, образуя черточки в поперечном сече-Внешний ос¬
мотр. Лучше об¬
наруживаются
после травления
или светления
абразивами; во
внутренних зонах
на поперечных иУменьшение количества раскатанных газовых
пузырей достигается теми же мероприятиями, ко¬
торые приведены в п. 4. Поверхностные раскатан¬
ные газовые пузыри удаляют зачисткой или вы¬
рубкой на глубину, допускаемую техническими
условиямиМЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЙ КОНТРОЛЬ КАЧЕСТВА
Продолжение табл. 3! Номер
по пор.Вид дефектаХарактеристика дефектаВыявление дефектаМеры предупреждения дефектани'и прутков. Раскатанные газовые пузыри могут
встречаться и ib сечении прутков и у пскверхности.
У поверхности раскатанные газовые пузыри наб¬
людаются чаще, н их называют иногда волосови¬
нами, хотя обычно они имеют значительную глу¬
бинупродольных мак¬
рошлифах и в
изломах15ШиферностьШиферность (рис. 24) характеризуется древо¬
видным расположением волокна в продольных из¬
ломах стали и образуется преимущественно в
средней in верхней по высоте, а также в централь¬
ной по сечению частях слитка. Это- указывает на
то, что шиферность связана с присутствием эле¬
ментов, способных к ликвации и активной Диф¬
фузии в жидкой стали. Наличие шиферности в
изломах приводит к некоторому понижению меха¬
нических свойств, испытанных на образцах с по¬
перечным направлением волокна. Шиферность ча¬
ще всего встречается в изломах среднеуглероди¬
стой сталиПродольный из¬
лом. Лучше вы¬
является в зака¬
ленном и отпу¬
щенном состоя¬
нии24. Шиферность в
конструкционной ст*Уменьшение шиферности достигается уменьше¬
нием газонасьпцённости стали, особенно более
полным раскислением стали, а также диффузион¬
ным отжигом при 1150—1250° в течение несколь¬
ких часов; пр*и этом отжиг заготовок более эф¬
фективен, чем отжиг слитков. Чисто внешнее
уменьшение шиферности в изломе может быть
достигнуто изменением режима термической об¬
работки образцов для излома, например резкой
закалкой (без отпуска ил*и с низким отпуском)
и др.иаломе
Продолжение табл. 3Номер
по пор.Вид дефектаХарактеристика дефекта Выявление дефектаМеры предупреждения дефекта16Графитизация
или черный из¬
лом в сталиЧерный излом (р’ис 25) встречается чаще все- В поперечных
го в высокоуглеродистой стали, в особенности при или в продоль-
наличии в стали кремния, а также вольфрама и иом изломах и
молибдена; часто располагается неоднородно по в микрошлифах
сечению, что может быть связано как с неодно¬
родным распределением графита, так и с усло¬
виями получения излома (форма надреза и способ
получения излома); получается вследствие выде¬
ления графита при отжиге.Образованию черного •излома способствуют:1)	высокое содержание углерода и кремния встали;2)	наличие в стали вольфрама и молибдена;3)	отсутствие хрома;4)	применение алюминия при раскислении стали;5)	низкая температура конца горячей механиче¬
ской обработки;6)	длительный отжиг п-ри температурах немного
ниже Ас1 (700°);7)	закалка с последующим отпуском при 700°;8)	холодная деформация с последующим от¬
жигомЧерный излом
>5С2ВА после от¬
жигаМЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЙ КОНТРОЛЬ КАЧЕСТВА
Продолжение табл. 3Номер
по пор.Вид дефектаХарактеристика дефектаВыявление дефектаМеры предупреждения дефекта17Горячие тре¬
щины в слиткахГорячие трещины могут быть продольными и
поперечными. Образуются они в начале кристал¬
лизации слитка, когда наружная ксрка затвер¬
девшего металла еще тонкая (10—20 мм) и легко
разрывается под давлением жидкого металла.
Иногда образуются поперечные трещины, называ¬
емые трещинами «зависания». Эти трещины воз¬
никают в случае, если металл затекает между из¬
ложницей и надставкой, образуя «воротник». Сли¬
ток повисает на «воротнике» и разрывает тонкую
корку металла под прибыльюОсмотр поверх¬
ности слитковПредотвратить образование горячих трещин
можно, применяя квадратные и восьмигранные
изложницы, вместо круглых. Медленное, равномер¬
ное наполнение изложниц при разливке стали с
умеренной температурой (не слишком высокой)
также предотвращает образование трещин. Тща-
тельнре раскисление, повышающее пластичность
металла, также снижает склонность стали к об¬
разованию трещин. Трещины зависания можно
предотвратить аккуратной установкой надотавок
ia изложницы18ЗакалочныетрещиныОбразуются в слитках или прутках сталей, за¬
каливающихся на воздухе. В прутках обычно
имеют вид отрывистых, иногда зигзагообразных
черточек большей или меньшей протяженности.Трещины могут образовываться при охлажде¬
нии до температуры ниже 100—200° (ниже тем¬
пературы конца мартенситного превращения) и
при длительном лежании неотожженных слитков
или прутков стали мартенситного классаОсмотр поверх¬
ности и в микро¬
шлифахЧтобы предотвратить образование закалочных
трещин, в особенности в крупных слитках, необ¬
ходимо тотчас же после выгрузки их ’из излож¬
ниц подвергать отжигу или отпуску. Образова¬
ние холодных трещин в прутках может быть уст¬
ранено замедленным охлаждением в футерован¬
ных или отапливаемых колодцах и в отжигатель¬
ных печах. Режим, охлаждения должен обеспечи¬
вать полный или частичный перлитный распад.
Профили небольших размеров (до 20 мм), быст¬
ро- стынущие Hia воздухе, следует охлаждать в
обогреваемых колодцах или печах. Температура
загрузки металла на замедленное охлаждение
должна быть выше Аги а температура загрузки
металла <в печи или ib обогреваемые колодцы дол¬
жна быть не ниже 200° при условии, что обогре¬
ваемый колодец с металлом можно .нагреть до
700—800°
Продолжение табл. 3ft с
2 с
° ОX сВид дефектаХарактеристика дефектаВыявление дефектаМеры предупреждения дефекта19Включения ог¬
неупоровНа поверхности слитков обнаруживаются части¬
цы огнеупоров. При заполнении изложниц, осо¬
бенно сифонным способом, частицы огнеупоров
всплывают на поверхность металла, оттесняются
к стенкам изложницы и пристают к поверхности
слитка. При прокатке вытягиваются вдоль нап¬
равления прокатки, образуя аналогичный дефект
в пруткахОсмотр поверх¬
ностиДефект может быть устранен при применении
огнеупоров хорошего качества и чистой тщатель¬
ной сборке канавы перед разливкой плавки. Ме¬
талл при разливке должен быть не слишком го¬
рячим20Завороты кор¬
киПредставляют собой приваренные к слитку кус¬
ки окисленного металла, затвердевшего до окон¬
чания заполнения изложницы. Корка может так¬
же попадать внутрь слитка в нижней его части
в первый период заполнения изложницыОсмотр поверх¬
ности и в макро¬
шлифахОтсутствие корок может быть достигнуто выбо¬
ром оптимальней температуры металла, обеспе¬
чивающей хорошую его жидкоподвижность, а
также быстрым заполнением изложницы в первый
период заливки и подбором оптимальных условий
разливки для слитков данного развеса21Закаты и под¬
резыПредставляют собой нарушения сплошности
вдоль прутков; иногда располагаются на диамет¬
рально противоположных сторонах прутков. Де¬
фекты характеризуются тем, что в попер1ечном
сечении имеют наклонное направление (не по ра¬
диусу) и окружены обезуглероженным слоемОсмотр поверх¬
ности, зачистка,
осадка и осмотр
поперечных мак-
ро- и микрошли¬
фовПравильная установка валков, настройка чисто¬
вых клетей и арматуры, проверка качества стали
травлением контрольных темплетов и осадкой проб22МорщиныИмеют вид, подобный закату, но значительно
меньшую глубину; иногда их ошибочно прини¬
мают за волосовины. Образуются при прокатке из'
складок, возникающих вследствие незаполнения
овала или углов квадрата, а также при ковке по¬
лосы на ребро из складок, образующихся на ши¬
рокой ее сторонеОсмотр поверх¬
ности, зачистка и
1 осмотр попереч¬
ных микрошли¬
фовПравильная настройка стана и ковка полосы по
ребру легкими ударамиМЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЙ КОНТРОЛЬ КАЧЕСТВА
Продолжение табл. 3Номер
по пор.Вид дефектаХарактеристика дефектаВыявление дефектаМеры предупреждения дефекта23Риски и цара¬
пиныПредставляют собой продольные дефекты не¬
большой глубины (до 0.2 мм), чаще встречаются
на мягких сталях; в поперечном сечении отлича¬
ются от закатов большей шириной и более плос¬
ким дном. Образуются во время прокатки стали
при наличии наваров и других неровностей на
проводках и пропусках, а также при холодной
протяжке. В последнем случае глуб'ина рисок
меньшеОсмотр поверх¬
ности, зачистка
и осмотр попе¬
речных микро¬
шлифовПоддержание арматуры прокатных станов и во¬
лочильного инструмента в исправном состоянии24Раковины и
вмятиныПредставляют собой углубления или отпечатки,
иногда повторяющиеся через определенные
промежутки по длине прутков, образуются в про¬
цессе прокатки, если на валках имеются навары
или если сталь, покрытая толстым слоем окали-
ны, подвергается небольшой деформации. Вдавли¬
вание окалины приводит к образованию раковин
также ш при правке стали на валковых машинахОсмотр поверх¬
ностиОбеспечение чистоты поверхности валков, осо¬
бенно в последних калибрах. Применение для
сбивания окалины перед прокаткой ящичных ка¬
либров. Сокращение продолжительности и пони¬
жение температуры нагрева стали для уменьше¬
ния окалинообразования. Удаление окалины после
отжига (перед правкой) замочкой стали в воде с
температуры ниже Аг\ (600—700°)25ТравильнаяхрупкостьВозникает вследствие насыщения стали водо¬
родом при травлении (о влиянии водорода см.
стр. 84). Особенно подвержены травильной хруп¬
кости проволока ‘или лист, подвергавшиеся холод¬
ной деформации. Потеря пластичности приводит к
тому, что при последующей холодной деформации
могут образоваться обрывыИспытания ме¬
ханических свой¬
ств (гиб, разрыв,
продавливание)Применение присадок, задерживающих разъе¬
дание металла при травлении. Эффективный спо¬
соб исправления травильной хрупкости — прогрев
металла после травления в течение 2—4 час. при
200—300°26Травильные пу¬
зыриОбразуются при травлении тонких листов мяг¬
кой стали и представляют собой мейтные вздутия
различного диаметра (от 1 до 20 мм)Осмотр поверх¬
ностиБолее полное заваривание газовых пузырей при
горячей прокатке листов кипящей стали путем
повышения температуры прокатки до 1250—1300°.
Применение присадок при травлении
Продолжение табл. 3Номер
по пор.Вид дефектаХарактеристика дефектаВыявление дефектаМеры предупреждения дефекта27ТравильныетрещиныВозникают при травлении закаленных или на¬
пряженных «изделий вследствие и/асыщения метал¬
ла водородом (активным в момент выделения);
имеют вид сетки (крупной или мелкой)Осмотр по¬
верхностиУменьшение интенсивности насыщения стали
водородом достигается сокращением продолжи¬
тельности травления, снижением его температу¬
ры ‘и применением присадок. Закаленные изделия
высокой твердости лучше очищать от окалины не
травлением, а другими способами (пескоструива-
нием, галтовкой и др.). В тех случаях, когда это
возможно, перед травлением металл следует под¬
вергать отжигу или отпуску.28ПеретравПредставляет собой местное разъедание метал¬
ла; может быть точечным, когда на поверхности
металла образуются отдельные углубления вели¬
чиной с булавочную головку, иногда глубиной до
0,5 мм, или иметь вид волнистых линий, если ме¬
талл был покрыт местами плотной окалиной. Во
втором случае разъедание проходит по границе
участка окалины. Часто перетрав вызывается
чрезмерной продолжительностью травления в
растворе, долго не сменяющемся и обогащенном
солями железаОсмотр поверх¬
ностиТочное соблюдение рекомендуемой продолжи¬
тельности и температуры травления, а также
применение присадок29ШлифовочныетрещиныИмеют вид пересеченной сетки и образуются при
шлифовке абразивами металла, обладающего вы¬
сокой твердостью, значительной хрупкостью и ма¬
лой теплопроводностью. Особенно подвержена об¬
разованию трещин при шлифовке закаленная
сталь высокой твердое™ (быстрорежущая, инст¬
рументальная высоколегированная ‘и др.), а так¬
же высоколегированная хромистая сталь (Х28) и
хромюалюминиевая сталь (1Х25Ю5)Осмотр поверх-
ност иОтпуск или отжиг закаленного металла перед
зачисткой дефектов. Если отжиг применить нель¬
зя, необходима шлифовка с очень легким нажи¬
мом. Поверхностные дефекты на стали Х28 и
1Х25Ю5 рекомендуется удалять вырубкой зуби¬
лами или обдиркойМЕТАЛЛУРГИЧЕСКИЙ КОНТРОЛЬ КАЧЕСТВА
362МЕТОДЫ ИСПЫТАНИИ И ИССЛЕДОВАНИИ15.	МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВАМеханические свойства стали испытывают
в большинстве случаев на образцах, вы¬
резанных из сорта, заготовок или поковок
и подвергнутых термической обработке по
режимам, приведенным в соответствующих
ГОСТ. Испытание .на растяжение произ¬
водят по ГОСТ 1947—42, испытание на
ударную вязкость—по ГОСТ 1524—42.
Иногда для сталей отдельных марок в тех¬
нических условиях оговаривается требова¬
ние испытания свойств в состоянии постав¬
ки. Методика испытания механических
свойств описана на стр. 13.Твердость в состоянии поставки испы¬
тывают на прокате и поковках после тер¬
мической обработки. Твердость проката(прутков) определяют с одного или, чаще,
с двух концов на расстоянии 100 мм от
края. Поковки в виде шайб испытывают в
центре или в местах, указанных на черте¬
жах. Испытание твердости в состоянии
поставки производят в соответствии с
ГОСТ 9012—59.Твердость образцов в закаленном состоя¬
нии испытывают по ГОСТ 9013—59.16.	МАГНИТНЫЕ И ЭЛЕКТРИЧЕСКИЕ
СВОЙСТВАМагнитные и электрические свойства
стали и сплавов с особыми физическими
свойствами испытывают обычно на образ¬
цах, вырезанных из готового проката. Ме¬
тоды испытаний описаны на стр. 211.ЛИТЕРА ТУРА1.	А. В. К а р я к и н и Л. С. Лавренть-
е в. Флуоресцентный метод дефектоскопии ме¬
таллических изделий. Заводская лаборатория,
1951, № 5.2.	М. И. Виноград. Методика травления
макрошлифов. Заводская лаборатория, 1939.
№ 2„3.	В. Ф. Лошкарев. Ложная пористость
стали, Сталь, 1947, № 3.4.	С. И. С а х и и. Природа волокнистого и
кристаллического излома высокоотпущенной ста¬
ли. Сталь, 1945, № 9.5.	В. Д. Садовский, Г. Н. Богачева
и М. П. Браун. Влияние термической обработ¬
ки на излом конструкционной легированной ста¬
ли. Сталь, 1949, № 6.6.	И. Н. Г о л иков и Ф. П. Карязин.
Причины образования расслоений в изломах
конструкционных сталей. Сталь, 1938, № 7.7.	Н. К. Соколова и М. И. Виноград.
Оценка качества шарикоподшипниковой сталипо неметаллическим включениям. Сталь, 1950,
№ 7.8.	Ю. М. Чижиков. Новый метод опреде¬
ления пластичности. Заводская лаборатория,1948,	№ 5.9.	С. И. О л е в с к и й. Испытание стали ме¬
тодом горячего скручивания. Бюллетень ЦИИН
МЧМ, № 22 (90), 1947.10.	М. И. Виноград. Испытание стали на
горячее скручивание. Бюллетень ЦИИН МЧМ.
№ 7 (99), 1948.11.	Е. И. Астров и В. М. Ю ф е р о в. О ре¬
жиме нагрева слитков стали ЭЯ1Т с высоким
содержанием альфа-фазы перед прокаткой. Бюл¬
летень ЦИИН ММП № 11 (1951), 1950.12.	Е. И. Астров. О методике контроля нер¬
жавеющей стали ЭЯ1Т на содержание альфа-
фазы по пробам литого металла. Заводская ла¬
боратория, 1951, № 8.13.	Б. Керли и. Ультразвук, изд.-во иностр.
лит., 1950,
Раздел IIСТРОЕНИЕ СТАЛИГЛАВА 24СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА РЕАЛЬНЫХ КРИСТАЛЛОВ1. ТЕОРИЯ ДИСЛОКАЦИЙДо последнего времени основные механи¬
ческие свойства металла пытались опреде¬
лять теоретически, исходя из законов взаи¬
модействия атомов в идеально построенной
кристаллической решетке. При этом обычно
исходили из предположения о том, что де¬
формация (сдвиг) происходит одновремен¬
но по всему сечению кристалла (рис. 1).Ld -Г'о о о о
о о о оо о о о оОООт = А ът ■2*Хный в этой области модулю сдвига G. Но
так как в этой же областит = Л •
а по закону Гукат = GтоА = •2кхbхdGb2ndи первое уравнение перепишется так:G
2тz2пхsin ■(2)Наибольшее (критическое) напряжениех 1сдвига ткр имеет место при -■ = —— и, сле-
4О О О О О
О О О О ОРис. 1. Схема жесткого (синхронного)
сдвигаТакой сдвиг называется жестким или син¬
хронным. При нем приходится преодолевать
одновременно сопротивление всех
атомов по плоскости сдвига. Напряжение,
вызывающее сдвиг, должно быть в этом
случае функцией х с периодом b (рис. 2).
Если принять синусоидальный .закон сопро¬
тивления атомов сдвигу, оно равно [1]довательно,	Ъ_ С_ткр = •d 2т.Если принять b^ d, тоС_Чрй '2л '(За)(1)Рис. 2. Схема изменения сил взаи¬
модействия между двумя атомамиВычисленные по этому уравнению значе-
где А — коэффициент, определяющий на- ния критического сопротивления сдвигу от-
клон касательной в начале координат, рав- личаются на несколько порядков от реаль-
364СТРОЕНИЕ СТАЛИных, установленных экспериментально, как
это видно по данным табл. 1.Таблица 1Реальнаявеличинао"аТеоретическаявеличинакритическогосопротивлениякГ/мм2Металлкритиче¬
ского соп¬
ротивления
сдвигу
кГ/мм2Модуль сдвиг
кГ/мм2£<мОйо.*еоСОСйс.кнА10,12-0,24270043090Си0,104620735154Ag0,06291045597Аи0,09282045094Ni0,5878001240260Fe2,906900(110)1100230Mg0,08177028059Zn0,093780600126Cd0,06264042088Sn0,13171027057Bi0,22129020543Попытки других исследователей теорети¬
чески определить критическое сопротивле¬
ние сдвигу, исходя вместо синусоидаль¬
ного закона из более точных зависимо¬
стей сил взаимодействия атомов, также
не привели к приемлемому сближению
величин реального и теоретического со¬
противления сдвигу. Наименьшая теоре¬
тическая величина до сих пор установ¬
ленного критического сопротивления
сдвигу определяется ^кр = С/30. Од¬
нако и она на несколько порядков отли¬
чается от реальной (см. табл. 1).Столь большое расхождение между
величинами реального и теоретического
сопротивления сдвигу заставило отверг¬
нуть «классическую» схему жесткого
сдвига. Чисто гипотетически было пред¬
ложено искать эту причину в особых
несовершенствах кристаллической ре¬
шетки. Эта гипотеза нашла свое подтвер¬
ждение в 'последующих экспериментальные
исследованиях.Виды несовершенств
кристаллической решеткиРазличают следующие виды несовер¬
шенств кристаллической решетки:а)	точечные, т. е. малые во всех измере¬
ниях; к ним относятся атомы примесей и ва¬
кансии (или вакантные места кристалличес-
ской решетки) — пустые, не занятые атома¬
ми узлы решетки;б)	линейные, т. е. малые в двух измере¬
ниях, но относительно протяженные в тре¬
тьем; к ним, в частности, относятся дисло¬кации, структура которых будет рассмот¬
рена ниже;в)	поверхностные — малые лишь в од¬
ном измерении.Теория несовершенств была привлечена
для объяснения не только реальной проч¬
ности кристаллов, но и ряда других меха¬
нических и физических свойств; особенно¬
стей зависимости деформации от напряже¬
ния; старения; приобретения некоторыми
металлами при определенных температурах
хрупкости; резкого влияния ничтожных ко¬
личеств примесей на механические свойст¬
ва; изменения плотности, электропроводно¬
сти и магнитных свойств; изменения рассе¬
яния рентгеновых лучей; явления внутрен-
неого трения; механизма аллотропных прев¬
ращений и т. п.Наиболее изучены и имеют большое значе¬
ние в вопросах прочности и пластичности
дислокации следующих видов.Краевая (линейная) дислока¬
ция (рис 3). Ее образование можно себе
представить так, что в раздвинутую верх¬
нюю часть совершенной кристаллической ре¬
шетки вставлена добавочная атомная плос¬
кость PQ, так называемая экстр а плоскость;
она перпендикулярна к плоскости чертежа.
Число рядов атомов над плоскостью АС
больше, чем под плоскостью Л С, на од ин
ряд. Образовалась положительная краевая
дислокация, в отличие от отрицательной
экстраплоскость которой P'Q' расположена
под плоскостью скольжения АС. Линией дис¬
локации называют край экстраплоскости, хо-Рис. 3. Структура атомной решетки, содержащей
краевую дислокацию (обозначена знаком) [42]тя в действительности она представляет со¬
бой «нитку», поперечное сечение которой со¬
стоит из наиболее упруго искаженной обла¬
сти кристаллической решетки размером в
несколько (2—5) периодов. Положительную
линейную дислокацию принято обозначать
знаком -, а отрицательное Т Длина ли¬
нии дислокаций может доходить до многих
десятков тысяч периодов решетки, а фор¬
ма — от прямолинейной до спирали, (замк¬
нутой петли и т. п.Винтовая дислокация. Образова¬
ние винтовой дислокации можно предста¬
вить себе таким образом. Если надрезать
кристалл по плоскости Q (рис. 4) и сдвинуть
одну его часть относительно другой по этой
плоскости на один период решетки, парал-
СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА РЕАЛЬНЫХ КРИСТАЛЛОВ365лельно краю надреза CD% то горизонталь¬
ные атомные плоскости несколько изогнут¬
ся, и край каждой из них сомкнется с краем
ближайшей соседней плоскости. В результа-под ней. «Винтовая полоса» AD и называет¬
ся линией винтовой дислокации. Она парал¬
лельна вектору сдвига в отличие от линей¬
ной дислокации, линия которой перпенди¬
кулярна вектору сдвига.Дислокации (краевые и винтовые) харак¬
теризуются энергией искажения кристалли¬
ческой решетки. Критерием этого искажения
служит вектор Бургерса [2], или в е к-
тор сдвига. Для краевой дислокацииРо о о оГ	ВL О — О— о — о^о-в-о^-о сРис. 4. Схема образования винтовой
дислокации при частичном сдвиге в
кристалле по плоскости Q в на¬
правлении ' . Линия дислокации CD
параллельна направлению сдвигао w О ♦О	0-^-0 оООООООООО^ S ^ Iаоо/5оо\ооо♦ Q \ I/У О О О I О 0,0 0 О NS	[ 1!О О о' о о/ ОООi	Iо	о о о о о о оо	J*,o*.Q*-o*.o*.o^o
D	Л ЕО	о о О. О о"о 0еаОООООООООС'	в'О 0-^о-»о-*0-*0-^0 — о о
ООООООООО
* ♦
ООООООООО
t ♦О OOQOOOOOОООООООООООО	о о о о о о
«y-o-o-o-o-oyi^oООООООООО6Рис. 6. Построение контура и вектора Бургерса
для линейной дислокации [35]те кристалл окажется как бы образованным
единой атомной плоскостью, закрученной по
винту.Линия CD — линия винтовой дислокации.
На рис. 5 схематически )пока1зано располо-он определяется следующим образом (рис.6,	а). Дислокация выделена штриховой зам¬
кнутой линией. Проведем вокруг дислокации
контур ABCDE, последовательно отсчиты¬
вая от точки А по шести атомов снизу вверх
АВ, справа налево ВС, сверху вниз CD.
Контур замкнется на участке DA, который
будет состоять лишь из пяти отрезков. В
идеальном кристалле (рис. 6, б) этот уча-Рис. 5. Схема структуры кристалла, со¬
держащего винтовую дислокацию [42]Рис. 7, Построение контура и вектора
Бургерса для винтовой дислокации [35]жение атомов над и под плоскостью сколь¬
жения Q, совпадающей с плоскостью рисун¬
ка. Белыми кружками обозначены атомы
над плоскостью Q, а черными точками —сток, так же как и предыдущие, состоял бы
и(з шести отрезков. Разность контуров и
предопределит величину вектора Бургерса
Ъ. Аналогичные построения выполняют для
366СТРОЕНИЕ СТАЛИкристалла, содержащего винтовую дислока¬
цию (рис. 7, а) и не содержащего ее (рис.7,	б).Оперируя с вектором Бургерса, можно
найти силы, необходимые для продвижения
дислокации, силы взаимодействия и энергию
дислокаций и т. п. Наиболее существенные
особенности вектора Бургерса:отображает гексагональную решетку, в ко¬
торой вклинена лиши я я плоскость С, а
структураАВСАВ t ABCABC— кубическую гранецентрированную решет¬
ку, в которой изъята одна плоскость поло*
жения С. В первом случае в гексагональнойа)	у краевой дислокации вектор Бургер¬
са нормален к ее линии, а у винтовой —
параллелен ей;б)	если вектор Бургерса охватывает не¬
сколько дислокаций, то для данного кон¬
тура он будет равен геометрической сумме
векторов отдельных дислокаций;в)	величина вектора Бургерса вдоль ли¬
нии дислокации остается постоянной;г)	вектор Бургерса характеризует толь¬
ко дислокации; для иных несовершенств
кристаллической решетки он равен нулю.Частичные дислокации. В плот-
ноупакованной кристаллической решетке
слои атомов можно себе представить чере¬
дующимися следующим образом (рис. 8).
Пусть слой А отображает расположение
шаров (атомов) в плоскости (111); тогда
следующие слои В и С будут расположены
так, как показано на рис. 8. и такое чере¬
дование обозначается АВСАВС. и соот¬
ветствует кубической гранецентрированной
решетке. Чередование АВАВ соответствует
плотноупакованной гексагональной решетке.
В идеальной решетке не может быть двух
соседних плоскостей в идентичном положе¬
нии АА или СС. В реальной же плотноупа¬
кованной решетке возможны местные на¬
рушения порядка укладки слоев. Например,
структура типарешетке имеется тонкая прослойка кубичес¬
кой гранецентрированной решетки. Во вто¬
ром случае в кубической гранецентрирован-
ной решетке имеется «тонкая» прослойка
гексагональной решетки. Такие плоские
дефекты нарушения порядка укладки сло¬
ев называются дефектами нарушения ук¬
ладки (stakiag faults, Stapelfehler).Если нарушение порядка укладки указан¬
ных слоев охватывает не все сечение кри¬
сталла, а только часть его, то граница на*
рушения является частичной дислокацией.На рис 9, а представлена частичная дис¬
локация, полученная 'путем внедрения в гра¬
нецентрированную решетку лишней плос¬
кости А. Остальные плоскости при этом раз¬
двигаются, чго требует затраты большой
энергии; дислокация не может скользить»
так как она не находится в плоскости сколь¬
жения и называется сидячей или полуза-
крепленной 1.На рис. 9, б частичная дислокация обра¬
зовалась путем изъятия из гексагональной
решетки слоя В. Так как простое соприкос¬
новение двух слоев АА не образует плот¬
ной упаковки, то в этом случае необходим
также тангенциальный сдвиг этих двух
слоев А и А. Эта частичная дислокация
также не может перемещаться, и сколь¬
жение отсутствует.АВАВ С АВАВ1	Иногда в литературе такие дислокации
зывают дислокацией Франка.
СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА РЕАЛЬНЫХ КРИСТАЛЛОВ367Наконец (рис. 9, в), если левую верхнюю
часть кристалла сдвинуть относительно ни¬
жней части по плоскости, показанной жир¬
ной линией и перпендикулярно плоскости
рисунка, то получится дислокация Шокли.
Эта дислокация легко подвижна, так какРис. 9. Схема образования
частичных дислокацийвнедрение слоя СФ	1АВСАВАВ, b = —hg\\N.Изъятие слоя А требует еще дополнитель¬
ного сдвига и, следовательно, двух опера¬
цийt 1АВА\СВСЬ, b = aBC+ — hgилиАВА'АСАС, b = aBA+-yhg(где авс и аВА — расстояния между
центрами соседних шаров В и С или В и А),
т. е. описывается двумя дислокациями, об¬
ласти нарушения которых перекрываются;
следовательно, они могут рассматриваться
лишь совместно. Здесь hg — наименьший
трансляционный вектор в направлении- гек¬
сагональной оси.Движение дислокацийДислокации могут перемещаться двумя
способами: путем скольжения и путем диф¬
фузии.Скользящее движение дисло¬
кации. На рис. 10 схематически изображе-для ее передвижения не требуется сбли¬
жения или раздвижки атомных плоско¬
стей.Величина и направление вектора Бур-
герса для трех рассмотренных типов ди¬
слокаций в гранецентрированной кубиче¬
ской решетке следующие:
внедрение слоя АР' РВектор сдвига1ABCABACАВСизъятие слоя Сb = — hk\\N-АВСАВ t ABC, b = — hk\\N;3смещение то плоскости (111)АВСАВ! ABC, b = аСА ]_ N,где h k — наименьший трансляционный век¬
тор в направлении объемной диагонали эле¬
ментарного куба; N — нормаль к рассмат¬
риваемой плоскости; oqa— расстояние меж¬
ду центрами соседних шаров Л и С.Для гексагональной плотноупакованной
кристаллической решетки соответственно:
смещение по плоскостиABIC AC A, b = aAC±N;Рис. 10. Схема перемещения атомов при
продвижении линейной дислокации на
одно междуатомное расстояние [39]но пр-одвижение краевой дислокации. Ис¬
ходное положение дислокации PQ. Под
действием касательных напряжений проис¬
ходит незначительная перестановка атомов,
как это указано пунктирной линией, и но¬
вое положение дислокации обозначено P'Q'
Следует отметить, что экстраплос¬
кость PQ при этом не переместилась, а пе¬
редала свои функции соседней плоскости
P'Q' (метод эстафеты). В новом положении
P'Q' дислокация находится опять в равно¬
весном состоянии. Если напряжения от внеш¬
них сил продолжают действовать, то дис¬
368СТРОЕНИЕ СТАЛИлокация будет перемещаться влево (в на¬
правлении вектора сдвига Ь) и, дойдя до
границы кристалла, образует на нем сту¬
пеньку на один период решетки. Следова¬
тельно, скольжение дислокации не сопро¬
вождается переносом масс.Легкая подвижность дислокации опреде¬
ляется следующими обстоятельствами. Бла¬
годаря наличию экстраплоскости атомы ре¬
шетки немного смещены со своих нормаль¬
ных положений и стремятся занять положе¬
ние, соответствующее совершенной решетке:
атомы, расположенные впереди дислокации,
стремятся вернуться к исходному положе¬
нию — они -препятствуют продвижению937 6* 5*32?: Ge-2 kW/Ьпосле ее перемещения. Первоначально об¬
ласть дислокации включала в себя ряды
атомов 3—6, после перемещения — 4—7.Для перемещения дислокации на одно
межатомное расстояние атомы в области
дислокации должны сместиться из своего
первоначального положения перпендикуляр¬
но к направлению скольжения дислокации.
Здесь, как и в случае краевой дислокации,
силы взаимодействия атомов в значительной
мере уравновешиваются, а смещение атомов
очень мало. Поэтому напряжение сдвига
дислокации также сравнительно невелико.Диффузионное движение дис-
локаци и. Путем диффузии перемещать¬
ся могут только краевые дислокации. Осу¬
ществляется faKoe перемещение сравнитель¬
но медленно за счет распространения или
сокращения экстраплоскости Если к краю
экстраплоскости прибывают новые атомы, то
она растет и углубляется в кристалл. Если
же атомы уходят от края экстраплоскости,
то она сокращается. В обоих случаях sfro
равносильно перемещению дислокации в на¬
правлении нормали к плоскости, где распо¬
ложена дислокация.Направление движения дисло¬
кации. При заданных напряжениях сдви¬
га (от внешних сил) краевая дислокация вя,Рис. П. Схема перемещния атомов при
продвижении винтовой дислокации на
одно междуатомное расстояниедислокации; атомы же сдвинутой части кри¬
сталла, т. е. находящиеся позади дислока¬
ции, стремясь занять положение, соответст¬
вующее сдвигу на це1лый период решетки,
способствуют ее продвижению. Если воздей¬
ствия атомов, расположенных впереди и по¬
зади дислокации, приблизительно равны, то,
следовательно, дислокация может переме¬
щаться при минимальном напряжении. Бо¬
лее точные расчеты [3] показывают, что
силы противодействия несколько больше и
напряжение хр для перемещения дислока¬
ции приближенно оценивается по формулеА(4)где b — вектор Бургерса; W — ширина
дислокации.Схема перемещения атомов в кристалле
при скольжении винтовой дислокации пока¬
зана на рис. 11. Плоскость скольжения сов¬
падает с плоскостью чертежа. Белыми круж¬
ками изображвны атомы, находящиеся за
плоскостью скольжения, а черными—перед
ней. Сплошными линиями показано исход¬
ное положение дислокации; штриховыми —Рис. 12, Направление перемещения дис¬
локационной петлизависимости от своего знака (рис. 3) может
перемещаться в направлении вектора сдви¬
га или в обратном направлении. Винтовая
дислокация также в зависимости от своего
знака может перемещаться в направлении,
перпендикулярном вектору сдвига, вправо
или влево. Так, если дислокация имеет фор¬
му замкнутой петли, то эту петлю можно
рассматривать как линию сложной дислока¬
ции (рис. 12). Участки Л1 и А2 при задан¬
ном векторе сдвига b представляют соответ¬
ственно положительную и отрицательную
краевые дислокации; участок В\ yl В2 —
правую и левую винтовые дислокации, нако¬
нец, участки Сь Съ С3 и С4 — смешанные
дислокации (направления перемещения этих
участков обозначены стрелками). Схемати¬
чески распределение атомов в такой слож¬
ной дислокации показано на рис. 13, где
АВ, ВС и CD — участки краевой, смешан¬
ной и винтовой дислокации. Краевую дис-
СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА РЕАЛЬНЫХ КРИСТАЛЛОВ369локацию считают положительной, если эк¬
стр а плоскость расположена над плоскостью
скольжения (рис. 3), и отрицательной, ес¬
ли — под этой плоскостью. Для опре¬
деления знака винтовой и смешанной дисло¬
каций пользуются таким приемом: представ¬
ляют себе руку, положенную ® плоскости
скольжения ©доль краевой дислокации;
тыльная поверхность руки должна быть об¬
ращена к экстраплоскости; большой палец
этой руки должен быть при этом направлен
в сторону винтовой дислокации. Если для
этого нужна правая рука, то винтовая и
смешанная дислокация будут правыми, ес¬
ли левая рука, то левыми.Силовое поде
и энергия дислокацииУпругое искажение кристаллической ре¬
шетки вокруг дислокации характеризуется
наличием силового поля. Напряжения этого
поля для краевой дислокации (рис. 14) рав¬
ны&ХХ — 'а у у —Gbу (Зх4 + у2) Ч2к(1 — и-) (х2 + уг)2
у (*2 — у2)Gb2к (1— и.)Gb(х2+У2)г
х (х8 — уа)2«(1 —10 (х* + у2)2(5)е—<ь->—cj> о <м>—е►—ОО—цКнJУУУ1СкУt ГА_ к. ,A J*1\ '“Y
ннАКг? «►—<
6 1кн>—(>1—оII ь11 р
—о—АУ 11 <1» АX" 96 <1и ^6 ■> п АУА 1с (~ДнV '4-6->—11)—Г-(Направление сдвига)Рис. 13. Схема относительного распо¬
ложения атомов в области дислокации
смешанной ориентации; белыми и чер¬
ными кружками показаны атомы в
двух соседних плоскостях, параллель¬
ных плоскости рисунка [39]В полярных координатах на основе соот¬
ношений (рис 14)х = г cos 0; у = r sin 0; z = гнапряженияGbsin 0агВ = '■2к (1 — ц.)
Gb cos 02тт: (1 —ix)(6)где — коэффициент Пуансона.Отметим, что эти уравнения описывают
силовое поле вокруг дислокации прибли¬
женно. Во-первых, с удалением от дислока¬
ции напряжения падают по закону—и об¬
ращаются в нуль при г=оо. Когда же на¬
ружный радиус кристалла г\ является ко¬
нечной величиной, напряжения (согласно
этим уравнениям) на внешней границе не
обращаются в нуль, как это должно быть.
Во-вторых, когда г приближается к нулю,
напряжения обращаются в бесконечность.
Поэтому при их расчете нельзя принимать
/*=0- Наименьший радиус обычно выбирает¬
ся равным нескольким Ь. В центре же дис¬
локации физический смысл имеют только
смещения и силы взаимодействия отдельных
атомов, которые всегда конечны.24 Металловедение (справочник), IСиловое поле винтовой дислокации опи¬
сывается следующими уравнениями:оь_	у .2тс х2 + У*Gb:*z9 =>zy ■Gb2-2кгxx2 + y2(7)Следовательно, силовое поле винтовой
дислокации имеет осевую симметрию (не
370СТРОЕНИЕ СТАЛИзависит от 0). Это объясняется тем, что
винтовая дислокация не содержит экстра¬
плоскости и ее нельзя связать с определен¬
ной плоскостью скольжения. Изложенные
выше замечания о приближенности этих
уравнений остаются в силе и для винтовой
дислокации.Энергию деформации дислокации на еди-
ницу ее длины принимают равной</, = ■Gb24я(1 — |х)In
Gb2Го J2 (1 — и-)для краевой дислокации иGb2
4кU-w •\ Го / 2I,	пройдя под напряжением путь *, совер¬
шит работуА = z Lxb.	(И)Сила, действующая на дислокацию, рав-Р =дАдха на единицу длины дислокации
Рр — ~т~ — т ь,(12)(8)(9)для винтовой дислокации.Приближенное выражение (правые части)
этих уравнений получаются, если принять
П = 1 мк (средняя величина попереч-ника° ri
блока), а г0 = ЗА;тогда (In ——4)«2я. Пола¬
гая G = 4 101'1 дн/см2, Ь—2,5 10 8 сж и |i =
= 0,34 (данные для меди), получим для кра¬
евой дислокации величину энергии, равную
приблизительно 2 • 10“"4 эрг/см, или около
3 эв на каждую атомную плоскость, пересе¬
каемую линией дислокации. Энергия винто¬
вой дислокации на одну треть меньше. Ну¬
жно иметь в виду, что при других равмерах
г\ и г0, заметно отражающихся на величинеIn——, величина энергии дислокации будетГоиной. Например, при r\ = 1 см и г0=10“7 см
больше половины энергии сосредоточено вне
области г= 1 мк.В кристалле обычных размеров свобод¬
ная энергия, связанная с дислокацией, при-
ближенно- равна энергии деформации, так
как энергия центра дислокации, заключен*
ная в области, охваченной радиусом г0, от¬
носительно мала. А так как энергия дефор¬
мации положительна, то дислокация не мо¬
жет существовать как термодинамически ус¬
тойчивый дефект кристаллической решетки.Силы, действующие на дислокацииДля оценки способности линии дислока¬
ции к выпрямлению введено понятие н а -
тяжения линии дислокации, аналогичное
поверхностному натяжению. Сила натяже¬
ния оценивается Набарро величинойСЬ2г*—.	(10)Для того чтобы прямолинейную дислока¬
цию изогнуть в дугу (рис. 15), необходимо
приложить к ней касательное напряжение
т. Это напряжение определяется следующим
образом. Прямолинейная дислокация длинойПусть элемент дислокации под действием
напряжения х> направленного от О к Ву
изогнулся в дугу 65. Сила натяжения Т
стремится выпрямить эту дугу. Условия
равновесия^0z ЬЬ S = 2Т sin	.А так как 60 = -то для малого угла60, принимая во внимание уравнение (10),
получим* > т „ о	Т Gbт Ъ 8 Ь =	S S или т = — =	г	Ьг 2г(13)Это очень важное соотношение, связываю¬
щее величину радиуса дуги изогнутой дис¬
локации с величиной касательного напря¬
жения от действия внешних сил.Взаимодействие двух параллельных кра¬
евых дислокаций (с параллельными векто¬
рами Бургерса) определяется величиной си¬
лыGb2 х (х2 — h2)Рх — Zxy ' b —Pv'-2 тс (1 — ьь) (х2 + h2)2
Gb2 h (Зх2 + h2)2 7C (1 — p.) (x2+h2)2(14)т. e. сила, действующая на вторую дислока¬
цию в ее плоскости скольжения y = h (рис.
16), определяется величиной касательных
напряжений первой дислокации в коорди-
СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА РЕАЛЬНЫХ КРИСТАЛЛОВ371натных точках х и h. Следовательно, дис¬
локации одного знака отталкиваются при
x>h и притягиваются при x<h. Силы рав¬
ны нулю при х = 0(устойчивое равновесие)
и при x = h (неустойчивое равновесие).Дислокации противоположных знаков
взаимно притягиваются вдоль плоскостейРис. 16. Силовая схема взаимодействия меж¬
ду двумя параллельными дислокациямискольжения при x>h и отталкиваются при
х<к. Равновесие устойчиво' при x = h и не¬
устойчиво при х = 0 (см. направление дейст¬
вия касателных напряжений на рис. 16).Для винтовой дислокации аналогично име¬
емGb2xРх —2л (х2 + у2)Ру-Gb22tz (.х2 + у2)(15)Дислокации одного знака этими силами
отталкиваются, а разйых знаков (притяги¬
ваются.Дислокация притягивается к поверхности
кристалла. Если она расположена на рас¬
стоянии г от поверхности, то приближенно
сила притяжения равнаGb2Рр —*4л (1 — и-) г(16)Сферическая частица не взаимодейству¬
ет с чисто винтовой дислокацией, так как
в силовом поле последней гидростатическое
напряжение равно нулю. Если же частица
имеет иную форму, она может взаимодей¬
ствовать и с винтовой дислокацией, при¬
чем энергия взаимодействия может до¬
стичь примерно той же величины, как и
при взаимодействии с краевой дислокацией.Образование дислокацийДислокации образуются разными спосо¬
бами: а) при кристаллизации металлов;
б) при срастании зерен (кристаллов) и
блоков; в) в результате перерождения ко¬
лоний вакансий; г) из источников Фран¬
ка—Рида; д) под влиянием высоких на¬
пряжений и др.Условия роста зародыша 'Кри¬
сталла энергетически более выгодны,
когда атомы укладываются в винтовую
дислокацию (рис. 17). Рост зародыша, име¬
ющего вполне совершенную структуру,
вряд ли вообще возможен, ибо весьма
мала вероятность того, что выпавший из
раствора атом удержится на поверхности
кристалла, так как этот атом имеет лишь
одну связь с кристаллом. При наличии
винтовой дислокации (рис. 17) на поверх*при г > Ь. Этим объясняется влияние ок¬
сидных тонких пленок на предел текучести
материала, которые, оказывая влияние на
дислокации в поверхностных слоях метал¬
ла, могут их даже отталкивать.Наконец, краевые дислокации могут вза¬
имодействовать с атомами растворенных
элементов и частицами вторых фаз. Пос¬
ледние можно рассматривать как объемы,
занятые атомами больших размеров, уве¬
личивающие локальную сферу с радиуса
до радиуса Р + Ар; тогда энергия взаимо¬
действия такой частицы с краевой дисло¬
кацией равнаsin Ф1/л = 40*р*Др	,	(17)где г — радиус вектора от дислокации до
частицы-, ф — угол, образуемый г с плоско¬
стью скольжения.Рис. 17. Рост кристалла, содержащего винто¬
вую дислокацию [39]ности кристалла всегда будет неисчезаю¬
щая ступенька, на которой интенсивно за¬
крепляются выпадающие из раствора ато¬
мы, имея уже в этом случае две связи с
поверхностью растущего кристалла. Вин¬
товые дислокации ведут к образованию на
поверхности кристалла спиралей роста вы¬
сотой от одного до нескольких тысяч ато¬
мов.Краевые линейные и винтовые дислока¬
ции могут образовываться при сраста¬
нии зерен и блоков с относитель¬
но небольшим углом дезориентации; схема
образования краевых дислокаций представ-24*
372СТРОЕНИЕ СТАЛИлена на рис. 18. Расстояние D м^жду дис¬
локациями зависит от угла дезориентацииРис. 18. Образование дислокационной
структуры границ зерен [39]Такие дислокации протравливаются на
границах зерен и блоков в виде отдельных
точек, как это представлено на рис. 19.
Определив угол дезориентации между дву-Рис. 19. Микроструктура металла с проявленны¬
ми дислокациями на границах блоковмя соседними зернами (например, рентге¬
ноструктурным методом), можно доказать
справедливость уравнения (18).Скопление вакансий может так¬
же вызвать образование дислокаций. Из¬
вестно, что с повышением температуры
концентрация вакансий повышается и вме¬
сте с тем увеличивается тенденция к объ¬
единению их в колонии. В зависимости от
размеров и формы (рис. 20, а и 21, б) ко-а	бРис* 20. Схема колонии вакансий (а) и обра¬
зование дислокаций (б) [4]лония может переродиться в пару разно¬
именных дислокаций (рис. 20, б) или -в па¬
ру разноименных многократных дислока¬
ций (рис. 21, а). Под многократными дис¬
локациями подразумевают такие, которые
содержат не одну, а п экстраплоскостей.
Построение такой системы в дислокации
или в колонию вакансий будет зависеть от
энергетических условий, а именно от вели-
личины энергии дислокации Ua и поверх¬
ностной энергии Qu колонии [вакансий. Ес¬
ли Ud<Qu> то создаются системы дисло¬
каций; если Ud>Qa, — образуется коло¬
ния вакансий. Расчеты Кохендорфера [4]
привели к диаграмме, изображенной на
рис. 22, в которой по оси ординат отложе¬
на т = "Т“— высота колонии вакансии,
Аотнесенная к межатомному расстоянию К
а по оси ординат — кратность дислокации,
т. е. отношение величины вектора Бургер-
са b к X. На диаграмме можно наметить
две области: область, определяющую ста¬
бильность колоний вакансий, и область
стабильности системы дислокаций. Очевид¬
но, что все те процессы, которые будут
способствовать образованию колоний ва¬
кансий, например длительные отжиги, бу¬
дут способствовать и образованию дисло¬
каций.Пластическая деформация ме¬
таллов также приводит к возникновению
дислокаций. Этот процесс открыли неза¬
висимо друг от друга Рид и Франк и по¬
этому источники, генерирующие дислока¬
ции при приложении внешних напряжений,
вызывающих пластическое течение, называ¬
ются источниками Франка—Рида [51.
СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА РЕАЛЬНЫХ КРИСТАЛЛОВ373Рис. 21. Схема многократной дислокации (а) и колонии вакансий
(б) Г141Ь/АРис. 22. Область устойчивых коло¬
ний вакансий (Ь) и устойчивых мно.
гократных дислокаций (а) [4]Рассмотрим в плоскости скольжения
(плоскость чертежа) прямолинейную дис¬
локацию, закрепленную в точках D. и D'
(рис. 23, а).Под действием все возрастающего на¬
пряжения т дислокация начнет выгибать¬
ся, пока не примет формы полуокружности
(рис. 23, б). Для этого потребуется на¬
пряжение х = Gb/2r (13), которое будет
наибольшим, т. е. критическим, отвечаю¬
щим равновесию между внешней силой и
силой натяжения в линии дислокации.
Дальнейшее распространение дислокации
может иметь место не только при напря¬
жении равном, но и меньшем 'Скр, так как
радиус кривизны г .начнет теперь увели¬
чиваться. Это распространение может, в
частности, происходить (см. рис. 12) путем
образования двух спиралей (рис. 23, в).Тогда возможно, что правая и левая ча¬
сти спиралей встретятся в точках С и С'
(рис. 23, г). При встрече дислокация раз¬
делится на две: 1) внешнюю, которая зам¬
кнется в виде наружной окружности
(рис. 23, д), и 2) внутреннюю, которая
встанет в исходную позицию DD'. Наруж¬
ная дислокация разрастается до внешней
поверхности кристалла, зерна или блока,
в результате чего происходит элементар¬
ный акт пластической деформации »а вели¬
чину вектора Бургерса Ь. Внутренняя же
дислокация, достигнув опять исходного по¬
ложения, под действием напряжения 1кр
опять выгибается и распространяется так,
как описано выше. Критическое напряже¬
ние Ткр, при котором источник Франка—
Рида начинает генерировать, зависит от
расстояния L между точками D и D'. Так
как L = 2г, условием для функционирова¬
ния источника являетсяТ /г гGbL(19)Такое возникновение все новых дислока¬
ций от одного источника DD' могло бы
происходить бесконечное число раз. В дей¬
ствительности же источник дислокации мо¬
жет прекратить свое действие, потому, что
разрастающиеся «дуги» могут встретить на
своем пути ряд препятствий, которые при¬
остановят их движение. Поле напряжений
вокруг приостановленных дислокаций ока¬
жет силовое воздействие на препятствие и
на источник, который или вообще прекра¬
тит генерирование новых дислокаций, или
374СТРОЕНИЕ СТАЛИже сможет это сделать при более высоких
критических напряжениях. Величина напря¬
жения Xi, воздействующая на препятст¬
вие, а следовательно, и на авангардную
дислокациюТ; = пт,	(20)где п — число задержанных дислокаций, а
т — напряжение от внешних сил. По су¬
ществу п можно рассматривать как коэф¬
фициент концентрации напряжений у пре¬
пятствия.Исследуя дислокации в кристаллах LiF,
Гильман [6] обнаружил возникновение пе¬
тель дислокаций в объемах, расположен-оных на расстоянии 50 А перед концом ост¬
рой трещины. Нагружая такие кристаллы,
оказалось возможным увеличивать или
уменьшать величину петли дислокации. В
работе показано, что острые трещины мо¬
гут в отдельных случаях создавать доста¬
точно высокую концентрацию напряжений,
которые в свою очередь вызывают обра¬
зование дислокаций.ТЬh ♦ ♦д 1—1—| I IТЬ♦ТЬ^Г^ТЬРис. 23. Последовательные стадии источника Франка-Рида [42]Число дислокаций, задержанных между
препятствием и источником Франка—Рида,
должно зависеть от расстояния D между
препятствием и источником и от величи¬
ны X. Ряд следующих одна за другой за¬
держанных дислокаций можно рассматри¬
вать как полосу скольжения, в которой ка¬
сательные напряжения релаксированы до
нуля. Такой релаксации напряжения под¬
вержен цилиндрический объем радиуса D
с центром в источнике дислокации. Упру¬
гая деформация в этом объеме уменьши¬
лась с величины x/G до нуля, а пластиче¬
ская деформация v источника дислокации
возросла до 2Dx/G. Эта деформация выз¬
вана числом п дислЬкаций с вектором Бур¬
герса Ь. Следовательно,При этом числе задержанных дислокаций
прекратится функционирование источника
Франка—Рида.Пересечение дислокацийДислокация при своем движении может
встретить препятствия в виде других дис¬
локаций, расположенных вне данной пло¬
скости скольжения. Тогда линия пересе¬
ченной дислокации «ломается» с образова¬
нием так называемых порогов.Схема пересечения двух краевых
дислокаций представлена на рис. 24. Дви¬
жущаяся в плоскости Р дислокация АВ
с вектором Бургерса Ъх встречает на своем
пути дислокацию CD, лежащую в плоско¬
сти Q и имеющую вектор Бургерса Ь2. При
перемещении дислокации АВ по стрелке т
часть кристалла спереди от плоскости
скольжения Р смещается на один период
решетки относительно задней части кри¬
сталла. На плоскости Q образуется при
этом ступенька S, а дислокация CD оказы
вается разрезанной на две части — СМ и
M'D', лежащие в соседних параллельных
плоскостях скольженяи Q и Q' и соединен-
СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА РЕАЛЬНЫХ КРИСТАЛЛОВ375ньге отрезком ММ', называемым порогом.3	данном случае порог имеет линейную
ориентацию, а направление его вектор.а
Бургерса Ьп совпадает с направлением
скольжения дислокации CMM'D' Поэтому
порог подвижен и може? «скользить» вме¬
сте с дислокацией, не юрмозя ее.герса Ьп, совпадающий с направлением
скольжения. Поэтому и в этом случае по¬
рог не будет препятствовать скольжению.Пересечение двух в и н т о ib ы х д и с-
локаций схематически представлено на
рис. 26. Движущаяся дислокация АВ так¬
же разрезается на две части А'М и М'В\ТРис. 24. Образование порога дислокаций при пересечении двух
линейных дислокацийПересечение движущейся краевой
дислокации с винтовой схема¬
тически представлено на рис. 25. Здесь
АВ — краевая дислокация, скользящая в
плоскости Р, CD — неподвижная винтоваякоторые продолжают скользить в парал¬
лельных плоскостях, будучи соединенными
порогом ММ', имеющим линейную ориен¬
тацию. Однако вектор Бургерса b п поро¬
га теперь направлен перпендикулярно на-Рис. 25* Образование порога при пере¬
сечении движущейся линейной дислока-
ции с неподвижной дислокациейРис. 26. Образование порога при пере¬
сечении двух винтовых дислокацийдислокация. При пересечении с ней крае¬
вая дислокация разрезается на две части
А'М и М'В', которые продолжают сколь¬
зить в соседних параллельных плоскостях,
будучи соединенными порогом ММ', имею¬
щим линейную ориентацию и вектор Бур-правлению скольжения т и, следователь¬
но, препятствует движению дислокаций
А'ММ'В'. Продвигаясь дальше, дислока¬
ция, задержанная порогом, искривится и
образует выступ, присоединенный к поро¬
гу (рис. 27, а).
376СТРОЕНИЕ СТАЛИПри дальнейшем движении дислокации
выступ будет вытягиваться (рис. 27, б) и
его участки, близкие к порогу, станут поч¬
ти параллельными и приобретут линейнуюРис. 27. Образование дорожки вакансий при пересечении двух вин¬
товых дислокациймомент пересечения прямой — она изгиба¬
ется, образует выступ, который затем от¬
рывается, превращаясь в небольшую замк¬
нутую дислокационную петлю, обвиваю¬
щую неподвижную дис¬
локацию. Петля вследст-
С	вие своих малых разме¬ров неустойчива и стяги¬
вается в небольшой
слой вакансий, которые
впоследствии диффунди¬
руют от места их воз¬
никновения. На рис. 28
показаны последова¬
тельные стадии описан¬
ного процесса. Здесь А—
неподвижная дислока¬
ция (она перпендикуляр¬
на плоскости чертежа),
являющаяся препятст¬
вием. Последовательное
положение движущейся
дислокации обозначено
цифрами 1, 2, 3, 4 и 5.Кроме того, возможно
образование рядов ва-ориентацию, так как вектор Бургерса в
них станет параллельным направлению
скольжения. Эти линейные части дислока¬
ции будут, естественно, иметь противопо¬
ложные знаки. Сливаясь* они образуют ряд
вакансий или внедренных атомов, схема¬
тически указанных заштрихованной полос¬
кой на рис. 27, б.Следовательно, винтовая дислокация,
двигаясь после пересечения с другой вин¬
товой дислокацией, тянет за собой порог,
позади которого остается дорожка вакан¬
сий или внедренных атомов. При переме¬
не направления движения вакансии, каза¬
лось бы, должны замещаться внедренны¬
ми атомами или, наоборот, внедренные
атомы — вакансиями и, значит, при воз¬
вратно-поступательном движении, напри¬
мер под действием циклических нагрузок,
в кристалле не должно оставаться ника¬
ких несовершенств. На
самом же деле возник- ^
шие при движении дис¬
локаций вакансии и
внедренные атомы срав¬
нительно быстро диф¬
фундируют от места их
образования и распре¬
деляются по объему
кристалла. Поэтому при
возвратно поступатель¬
ном движении дислока¬
ций происходит накоп¬
ление вакансий в крис¬
талле.Вакансии могут возникать также и в ме¬
стах пересечения двух краевых дислокаций.
Изображенная на рис. 24 схема пересече¬
ния линейных дислокаций весьма упроще¬
на. Фактически дислокация не остается вРис. 28. Схема прохождения линейной дисло¬
кации через препятствия (Л)Ряды вакансий
ГЧРис. 29. Схема образования ряда вакансий при слиянии двух ли¬
нейных дислокаций разных знаков, движущихся в параллельных
плоскостяхкансии или внедренных атомов при слиянии
дислокаций, ‘движущихся в параллельных
плоскостях, но имеющих противоположные
знаки. При этом образуется длинный ряд
вакансий (рис. 29).
СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА РЕАЛЬНЫХ КРИСТАЛЛОВ377Дислокационные реакцииЭнергия деформации дислокации пропор¬
циональна величине b2 (b — вектор Бур-
герса). Поэтому взаимодействие дислока¬
ций определяется энергетическими услови¬
ями: реакция идет в сторону снижения
энергии деформации вокруг дислокаций.Линии дислока[ций парал¬
лельны. Две параллельные дислокацииПараллельные дислокации могут распо¬
лагаться в различных плоскостях скольже¬
ния, как это представлено на рис. 30. Здесь
на рис. 30, а представлена элементарная
ячейка гранецентрированной кубической си¬
стемы. Наиболее плотно упакованные_пло-
скости:__Л£С (*111); ACD (111); ABD (111);
BCD (111). Расположение атомов указано
точками. Рассмотрим две параллельные
дислокации си Ь\ и с2, Ь2 (рис. 30, б).
Пусть а — ребро куба. Дислокация С\ рас¬
положена в плоскости ABC (111) и ее век¬
тор Бургерса Ь\ равен [1013, а дисло¬
кация с2— в плоскости ACD (111) и ее
вектор Бургерса Ь2 равен —а [011]. Ли¬
нии обеих дислокаций параллельны, АС —
линия их слияния. Обе дислокации притя¬
гиваются и объединяются в дислокацию1с3 (АС) с вектором Бургерса а [110].Дислокация с3 (рис. 30, в) — краевая и
ее плоскость скольжения является плос¬
костью куба (001).Рис. 30. Реакция между двумя парал¬
лельными дислокациями [15]с векторами Бургерса Ъ\ и Ь2, находясь на
далеком расстоянии одна от другой, обла¬
дают энергией, равной const X (bi2 + b22).
При их объединении энергия новой дисло¬
кации равна const X(bx + b2)2. Бели bi2+
+ b22 > (bi-\-b2)2, то дислокации притягива¬
ются и объединяются. Если же Ьх2 + Ь22 <
< (Ь\ + Ь2)2, то отталкиваются.Дислокацию с вектором Бургерса Ь мож¬
но разложить на две дислокации с векто¬
рами Бургерса Ь\ и Ь2. Эта реакция диссо¬
циации возможна лишь тогда, когда Ъ2 >
> Ь\2 + Ь\2.Векторы Бургерса с минимальным значе¬
нием Ь2 более стабильны, поэтому и на¬
правление скольжения всегда совпадает с
наиболее коротким трансляционным векто¬
ром.Линии дислокаций непарал¬
лельны, Для гранецентрированной ре¬
шетки этот случай представлен на рис. 31.
На рис. 31, а изображена элементарная
ячейка гранецентрированной решетки с че¬
378СТРОЕНИЕ СТАЛИтырьмя возможными плоскостями скольже¬
ния. Там же отмечены три вектора Бур¬
герса Ь\, Ь2, ЬЪ) принадлежащих плоскости
ABC. На рис. 31, б изображена дислока¬
ция с3, линия которой расположена в двух
плоскостях ABC и ACD с вектором Бургер¬
са Ь3.На рис. 31, в три дислокации с Фи с262;
czbz соединены в узле К. Первые две рас¬
положены в плоскости ABC, а третья —
в плоскости ACD. Узел К подвижен вдоль
линии АС. Однако передвижение затруд¬
нено из-за связанности трех дислокаций.Наконец, на рис. 31, г представлен слу¬
чай, когда три дислокации, соединенные в
узле /С, расположены в трех разных пло¬
скостях скольжения. В этих случаях узел
К неподвижен.Следовательно, дислокации, расположен¬
ные в разных плоскостях скольжения и
соединенные в узлы, частично или пол¬
ностью теряют свою подвижность. Это об¬
стоятельство и привело к предположению,
что источники Франка—Рида имеют за¬
крепленные концы (узлы), и что, распола¬
гаясь в кристалле, дислокации образуют
объемную сетку. Конечно, это не исклю¬
чает возможности существования отдель¬
ных самостоятельных линий дислокаций в
виде отдельных отрезков (прямых или кри¬
волинейных), замкнутых петель и т. д.Реальное сопротивление
движению дислокацийВыше было указано, что напряжение ър
(напряжение Пайерлса), вызывающее дви¬
жение дислокации, приближенно описыва¬
ется уравнением (4). Однако это уравне¬
ние применимо лишь в том случае, когда
дислокация движется в совершенной кри¬
сталлической решетке, не содержащей пре¬
пятствий, тормозящих или даже задержи¬
вающих движение дислокаций.При наличии препятствий дислокация мо¬
жет начать свое движение при иных, более
высоких напряжениях, величина которых
предопределяется природой препятствий.Прежде всего такими препятствиями слу¬
жат дислокации, пересекающие плоскость
скольжения. Выше было указано, что наи¬
большее сопротивление при этом должны
испытывать винтовые дислокации, так как
движение их порогов приводит к образо¬
ванию вакансий. Еще большее тормозящее
действие оказывают дислокации, лежащие
в плоскости скольжения, вектор Бургерса
которых имеет нормальную составляющую
к плоскости скольжения. Но даже и те дис¬
локации, которые лежат в плоскости сколь¬
жения или в параллельной ей плоскости,
могут также увеличивать напряжение, тре¬
бующееся для движения дислокации, как
это видно из уравнений (14—15). Следов/а-
тельно, напряжение т необходимое для
преодоления сил взаимодействия между
дислокациями, значительно отличаясь посвоей величине от хр, может изменяться в
очень широких пределах.Следует также иметь в виду, что каж¬
дая дислокация окружена силовым полем
[см. уравнения (5), (7)], изменяющим раст¬
воряющую способность этого объема кри¬
сталлической решетки. Продвижение дис¬
локации в таком «облаке» из растворен¬
ных атомов затруднено и, следовательно,
требует большей величины критического
напряжения. Дислокация :в твердом раст¬
воре либо вырывается из «облака», либо
продвигается, таща его з>а собой. Напря¬
жение, требующееся для этого, зависит не
только от природы «облака», но и от ско¬
рости деформации, которая и предопреде¬
ляет результат процесса. Следовательно,
величина напряжения т0> предопределяю¬
щего движение дислокации, окруженной
облаком, также может изменяться в ши¬
роких пределах.Генерирование источников Франка—Рида
также требует повышения напряжения с
ip до Xfr и величина т/r, с одной сторо¬
ны, зависит от длины источника L [см. урав¬
нение (19)], а с другой — от «облака»,
окружающего этот отрезок дислокации.Наконец, кроме этих препятствий, весь¬
ма эффективно воздействуют на торможе¬
ние движения дислокаций скопления ато¬
мов растворенных легирующих элементов
.зоны типа Гинье—Престона и вторичные
фазы в виде самостоятельных кристалли¬
ческих образований.Зоны типа Гинье—Престона и выделения
вторичных фаз дислокации преодолевают
двумя способами: мелкие и близкорасполо¬
женные препятствия (скопления инородных
атомов и зоны Гинье-Престона) дислока¬
ции переползают, а более крупные, типа
самостоятельных кристаллических образо¬
ваний, преодолевают, проходя между эти¬
ми сегрегатами.Анализ движения дислокаций через пре¬
пятствия типа зон Гинье-Престона и ло¬
кальных областей упорядоченных твердых
растворов впервые дал Фишер [7]. Кот¬
трелл [8] и Лоджи [9] показали, что эффек¬
тивность препятствий зависит от их разме¬
ров, а при постоянной концентрации спла¬
ва, следовательно, и от их расстояния друг
от друга. Для препятствий толщиной в
'два атомных ряда и диаметром А повыше¬
ние сопротивления сдвига равно [9]’И1г)(‘-т5 <22»где у — повышение поверхностной энергии
на 1 см2 поверхности препятствий; а—ко¬
эффициент, зависящий от формы препят¬
ствий; а — межатомное расстояние. Из
этого выражения видно, что существует не¬
который оптимальный размер Л, при кото¬
ром сопротивление сдвига наибольшее. При
меньших и больших величинах А сплав бу¬
дет размягчаться.При постоянной концентрации сплава ве¬
личина А является функцией среднего рас¬
СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА РЕАЛЬНЫХ КРИСТАЛЛОВ379стояния I между этими препятствиями. И
тогдаТ,= | —(23)дислокациями препятствий: 1) если 1<1кр,
то дислокации будут переползать препят-Рис. 32. Схема изменения сопротивления
сдвигу в зависимости от расстояния между
препятствиями•сталлические образования, они по существу
играют ту же роль, что и закрепленные
концы источников Франка—Рида. При при¬
ближении к препятствию дислокация начи¬
нает изгибаться, а подойдя, огибает его,
оставляя вокруг препятствия небольшую
дислокацию в виде кольца. Последователь¬
ное положение дислокации отмечено на
рис. 33 буквами А, В я С. Для такого пре-Рис. 33. Прохождение дислокации
двумя препятствиямимеждуодоления препятствий в плоскости сколь¬
жения должно быть приложено напряже¬
ние [см. уравнение (19)].-GbIствия, так как в этом случае< *На рис. 32 дана графическая интерпре¬
тация этого уравнения (линия od).Когда препятствия разрастаются в отно¬
сительно крупные самостоятельные кри-(19')2)	если />/кр т то дислокации будут про¬
ходить между препятствиями.Реальная кривая предельного сопротив¬
ления сдвига deb по своей форме отвеча¬
ет хорошо известным экспериментальным
кривым, характеризующим изменение кри¬
териев прочности и твердости при старении
сплавов.2. ПРИМЕНЕНИЕ ТЕОРИИ
ДИСЛОКАЦИЙ К ИССЛЕДОВАНИЮ
СВОЙСТВ МЕТАЛЛОВОсновным критерием для оценки роли
дислокации является их плотность, т. е.
число дислокаций, содержащихся в едини¬
це объема металла. Если обозначить об¬
щую длину всех линий дислокаций через
L и отнести ее к единице объёма, напри¬
мер к 1 смъ объема кристалла, то плот¬
ность дислокаций определится какL см	«Р = -г—- = см~2.	(24)V	см3Для кубической решетки условно прини¬
мают, что все дислокации имеют прямоли¬
нейную форму, расположены параллельно
одна другой и простираются от одной гра¬
ни куба до другой. В этом случае плот¬
ность дислокаций выражается числом дис¬
локаций, выходящих на единицу поверх¬
ности. Для отожженных металлов плот¬
ность дислокаций указывается, равной
106— 108, а для сильно наклепанных
1011 — Ю12 см~2. Для сравнения отметим,
что плотность вакансий, установленная
также косвенными методами, оценивается
для отожженного металла равной 1016 в
1 см3, а для наклепанного — до 1019—1020
в 1 см3.Предел упругостиВеличина этого критерия прочности для
чистых металлов обусловливается значе-
ниямия тр и X /г. Если рассматривать дис¬
локационную структуру в виде объемной
сетки, пронизывающей зерно, и отрезков
прямо- и криволинейной формы, располо¬
женных по границам зерен, то можно с
большой достоверностью предположить,
что длины источников дислокаций будут
максимальными на границах зерен и бло¬
ков, и при этом тем большими, чем круп¬
нее зерно. Поэтому чем мельче зерно, тем
больше предел упругости.где / — среднее расстояние между кри¬
сталлическими образованиями.Графическая интерпретация этого урав¬
нения дана на рис. 32 линией acb. Следо¬
вательно, при заданном составе сплава
имеется критическое расстояние /кр ме¬
жду рассмотренными препятствиями, ко-
торюе устанавливает способ преодоленияЗуб площадки текучестиСогласно Коттреллу [11], образование
зуба площадки текучести объясняют ма¬
лой подвижностью «облака», окружающего
дислокацию и, следовательно, принимают
т^ = хо- Напряжение при деформировании
металла растет до тех пор, пока дислока¬
380СТРОЕНИЕ СТАЛИции не вырываются из «облака» и не ста¬
новятся легко подвижными. Массовое вы¬
рывание дислокаций из «облаков» вызыва¬
ет разрядку напряжения, т. е. их «срыв».
Дальнейшими исследованиями показано,
что связанные с образованием зуба про¬
цессы происходят в межзеренных областях
и что последующее течение металла после
срыва зуба текучести происходит в этих
пограничных областях и переносится на
тело зерна после соответствующего упро¬
чения границ зерен [10].Механическое старениеИзвестно, что мягкая сталь, растянутая
за площадку текучести, при последующем
деформировании не проявляет площадки
текучести. Однако, если перед вторичной
деформацией дать ей вылежаться при ком¬
натной температуре или кратковременно
нагреть до невысокой температуры (напри¬
мер, 100° в-течение 30 мин.), — происходит
возврат механических свойств — металл
«стареет» и вновь проявляет площадку те¬
кучести. Этот процесс теперь связывают
с новым образованием «облаков» вокруг
тех дислокаций, которые вырвались из «об¬
лаков» при первом деформировании.Синеломкость сталиТемпературный интервал хрупкости ста¬
ли при статических испытаниях лежит в
пределах 250—300°, а при ударных — 400—
500°. Набарро (1.2] объясняет эти явле¬
ния тем, что при некоторых средних ско¬
ростях деформирования «облако», окру¬
жающее дислокацию, следует за ней; дис¬
локация в свою очередь не может вырвать¬
ся из «облака», а тащит его за собой. При
этом «облако» вытягивается в направле¬
нии движения и становится похожим на
хвост кометы. Движение дислокации при
этом сильно затрудняется, и металл стано¬
вится более хрупким, а его прочность и
предел текучести повышаются.Подвижность «облака» (диффузия) очень
сильно зависит от температуры, увеличи¬
ваясь с ее ростом. Поэтому, если при ком¬
натной температуре критическая скорость
движения «облака» лежит намного ниже
обычных скоростей деформации, применяе¬
мых при испытании металлов, то в интер¬
вале синеломкости (250—300°) эти скоро¬
сти становятся достаточно близкими одна
к другой. При ударных же испытаниях кри¬
тическая скорость передвижения «облака»
из-за большой скорости деформации сме¬
щается в сторону более высоких темпера¬
тур. Поэтому в этом случае повышение
хрупкости, пределов прочности и, текуче¬
сти проявляется при 400—500°.Упрочнение и диаграммы
деформацииОсновная задача теории этой пробле¬
мы — установить зависимость между ве¬личиной напряжения и пластической де-
форм;ации и установить причины, повышаю¬
щие сопротивление деформации.Первое решение было дано Тэйлором[13]. Предположим, что линейные дислока¬
ции в кристалле расположены правильны¬
ми параллельными рядами, и обозначим
средний путь пробега каждой дислокации
s. Если при деформации плотность дисло¬
каций увеличилась на Р, тогда величина
пластической деформации равнае = р bs.	(а)Так как дислокации окружены силовым
полем с напряжением т/, которое изме¬
няется^ приблизительно с периодом г == р и имеет усредненную амплитуду
тг яг Gb р ,	(б)то напряжение т от внешних сил должно
превышать это напряжение, чтобы вызвать
дальнейшую деформацию. Решая уравне¬
ния (а) и (б), получаем выражение
Т ~ G (~) S,/* ’
которое и описывает кривую упрочнения.
Эта кривая, как видно, имеет характер па¬
раболы, что не всегда отвечает опытным
данным для кристаллов с кубической ре¬
шеткой и не соответствует кристаллам
гексагональной и других систем.Мотт {14] исходя из предположений
о статистическом распределении источников
дислокаций по их критическим напряже¬
ниям пришел также к параболической за¬
висимости между напряжением и дефор¬
мацией.Это свидетельствует, что исходные пози¬
ции указанных исследований неточны и что
процесс пластической деформации метал¬
лов более сложный.Интересны в этом отношении качествен¬
ные анализы Хазена и Лейбфрида [15].Механизм образования одиночных ли¬
ний скольжения исследователи объясняют
следующей моделью (рис. 34). На рисун¬
ке ti и %2 — источники Франка — Рида»
расположенные на расстоянии 2L один от
другого. Между ними схематически указа¬
ны препятствия шириной 2§. Вначале на¬
чинают генерировать источники с малым
критическим напряжением Ti (рис. 34, а)>
производя локальные (гомогенные) сдвиги.
При возрастании напряжения до т 2 обра¬
зуются последующие дислокации (положи¬
тельные и отрицательные), причем процесс
продолжается до тех пор, пока они не
«закупорят» источников дислокаций [урав¬
нение (21)]. При достаточной плотности об¬
разованных дислокаций в конечном итоге
проявляется одиночная линия скольжения-
Её проявление может усиливаться еще и
в том случае, если препятствие не выдер¬
живает давления, оказываемого на него
СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА РЕАЛЬНЫХ КРИСТАЛЛОВ381скопившимися группами положительных и
отрицательных дислокаций [см. уравнение
(20)]. В результате обе группы дислока¬
ций взаимно уничтожаются. Это освобож¬
дает «закупоренные» источники, которые
вновь начинают генерировать, и на поверх¬
ности кристалла образуется макроскопиче¬
ская ступенька, т. е. линия сдвига.Остановленные у препятствий дислока¬
ции при снятии нагрузки должны были быции, которая переместилась во вторую
плоскость скольжения, приобретает функ¬
ции источника Франка — Рида и начинает
генерировать. В дальнейшем процесс раз¬
вивается, приводя к образованию целой
полосы скольжения.Таким образом, суммарно пластическая
деформация складывается, по крайней ме¬
ре, из трех видов скольжения: гомоген¬
ного сдвига Д/г, сдвигов по единичным пло-■о—4ц - Р ||~1 У? п тг "Т г, ^Т сЬГЪ'■""Hi I I If, iLi1l| I I £ 1П11ттТТг) 11 Чтт %' 'Рис. 34. Схема образования и задержки дислокаций около препятствийустремляться к своим источникам и вызы¬
вать пластическую деформацию в обрат¬
ном направлении. Экспериментально это
не подтверждается, если не считать упру¬
гих последействий, -величина деформации
которых незначительна. Следовательно, ос¬
тановленные у препятствий дислокации бло¬
кируются, т. е. закрепляются, и возмож¬
ность их возвращения к своим источникам
исчезает.Образование полос скольжения объяс¬
няется так называемым поперечным сколь¬
жением (cross—slip), схема которого пред¬
ставлена на рис. 35 [16]. Дислокация,Рис. 35. Схема поперечного сколь¬
женияскользящая в плоскости 1, может частично
переползти в плоскость 2 за счет переме¬
щения ее винтовой части. В этом случае
между линиями скольжения, отображаю¬
щими плоскости 1 и 2, образуются попе¬
речные линии, часто наблюдаемые в микро¬
структуре деформированного металла. По¬
перечное скольжение вызывается термиче¬
ской активацией. Та часть линии дислока-окостям ае и сдвигов с образованием по¬
лос скольжения ара = ah + ae + ap.	(26)Эффективность каждого вида скольжения,
зависящего от природы металла, его пре¬
дыстории, условий деформирования, и пре¬
допределяет зависимость между напряже¬
нием и суммарной деформацией. Особенно
температурно чувствительным должен быть
сдвиг ар, так как он связан с термической
активацией.Внутреннее трениеОбъемная сетка дислокации, пронизы¬
вающая кристалл, вызывает при нагруже¬
нии кристалла до напряжений, меньших
его предела текучести, упруго-пластическую
деформацию, так как даже при относитель¬
но небольших напряжениях линии дисло*
каций, образующие источники Франка-Рис. 36. Прямолинейная дислокация длиной
I выгибается в дугуРида, начинают выгибаться (рис. 36).
Вследствие этого уменьшается модуль уп¬
ругости кристалла и, кроме того, при цик¬
382СТРОЕНИЕ СТАЛИлически повторяемых нагружениях наблю¬
дается внутреннее трение в металле.Эти явления изучали Эшелби [17] и Мотт
[18]. Ранее была указана [уравнение (13)]
зависимость между .напряжением и силой
натяжения Т линии дислокации, изогнутой
в дугу с радиусом г:ТТ ~~ brЗаштрихованная на рис. 36 площадь
равнаА = — г2 (0 — sin0).Для малых 0 можно считать 0 ~ //г и
тогда/3	14 т~ 12r “ 12ТСчитая, что в единице объема имеется
N источников длиной I и каждый из них
продвигается на площади Л, определим
пластическую деформацию равнойNl3rер = NAb = — .	(27)Изменение AG модуля сдвига выразитсяA G
GN13(28)Так как величина N13 меньше единицы,
то изменение модуля сдвига можно оце¬
нить порядка нескольких процентов.При циклических нагрузках указанная
неполная упругость приводит к рассеянию
энергии. Роль дислокаций в этом явлении
сложная. Во-первых, сила, приложенная
к дислокации, имеет демпфирующий харак¬
тер, так как скорость перемещения дисло¬
каций может не совпадать со скоростью на¬
растания или уменьшения внешних сил,
что приводит к отставанию перемещения
дислокации (т. е. деформации) от напря¬
жения. Во-вторых, если частота пульсаций
внешних сил совпадает с резонансной час¬
тотой линий дислокаций, то расхождение
между напряжением и деформацией будет
увеличиваться. Оба эти эффекта сильно за¬
висят от частоты пульсации внешних сил.
Наконец, в-третьих, на внутреннее трение
оказывают влияние также те напряжения,
которые окружают дислокацию, и эффек¬
тивность этого фактора зависит от ампли¬
туды напряжения внешних сил.Однако при этом нельзя отрицать, что
и особенности микроструктуры, в част¬
ности ее однородность, должны в этом
случае также играть существенную роль.Усталость металловРазрушение металлов при циклическом
нагружении рассматривается [28] как про¬
цесс образования вакансий п скопления их
в колонии. Имеющиеся в металле вакан¬
сии явно недостаточны для образованиямикроскопических трещин. Поэтому допус
кают, что вакансии образуются в процессе
движения дислокаций. При симметричном
цикле пробег дислокаций за первую чет
верть цикла, т. е. при нагружении, приво¬
дит к таким видоизменениям кристалличе¬
ской решетки, которые препятствуют воз¬
вращению части дислокаций к их источ¬
никам за вторую четверть цикла, т. е. при
разгружении образца. Главнейшими видо¬
изменениями, как уже указывалось, яв-
лются препятствия в виде вакансий и дис¬
лоцированных атомов, а также пороги,
новые дислокации и силовые поля вокруг
них.Третья четверть цикла характерна но¬
вым нагружением, но противоположного
знака по сравнению с первым. Как извест¬
но, сопротивление деформации (эффект
Баушингера) в этой четверти меньше, что
связано/ по-видимому, с частичным возвра¬
том тех дислокаций, которые перемести¬
лись в течение первой четверти и не могли?
вернуться в исходное состояние за вторую»
четверть.Четвертая четверть цикла, отображаю¬
щая разгрузку образца, принципиально не
отличается от второй. Последующие циклы
аналогичны первому и отличаются от него
лишь количеством дислокаций в каждой
четверти цикла.Однако -процесс образования вакансий
еще не предопределяет эффективности раз¬
рушения образца. Необходимо считаться-
и с другими явлениями — сращиванием ва¬
кансий в колонии и осаждением вакансий
на поверхности микропор и микротрещин.
Эти явления и составляют основу процес¬
са длительного разрушения металлов.Было бы неправильно считать, что все
образующиеся вакансии расходуются на
коагуляцию и осаждение. В этом случае
пределом усталости был бы по существу
предел упругости, т. е. такое напряжение,,
при котором вакансии еще не образуются-
Однако известно, что при напряжениях,
равных пределу усталости и даже несколь¬
ко ниже его, каждый .цикл сопровождается-
пластической деформацией. Поэтому сле¬
дует принять, что основная масса образую¬
щихся вакансий .при напряжениях, равных:
пределу усталости, .исчезает. Процесс ис¬
чезновения вакансий может вызываться ухо¬
дом вакансий на поверхность образца,
встречей вакансий с дислацировганными:
атомами .и т. п. Процессы же осаждения ж
коагуляции вакансий начинают проявлять¬
ся лишь при напряжениях, превышающих
предел усталости.Ползучесть металловНаиболее важным критерием ползучести
металлов является кривая ползучести. В
результате многих анализов кривых ползу¬
чести как эмпирического, так и теорети¬
ческого характера наиболее распространен¬
ными зависимостями для разных металлов-
СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА РЕАЛЬНЫХ КРИСТАЛЛОВ383и сплавов, лучше всего отвечающими экс¬
периментальным данным, следует признать
параболические [22], логарифмические [23,
24], гиперболические [25] и прямолинейные
зависимости между величиной накоплен¬
ной деформации и временем. Казалось бы,
что при столь разнообразных зависимо¬
стях трудно говорить об общей закономер¬
ности процесса ползучести. Однако, осно¬
вываясь на дислокационных представлени¬
ях о механизме этого явления, удалось об¬
общить их и показать, что та или иная за¬
висимость предопределяется измерением
числа дислокаций, подготовленных к дви¬
жению [261.Действительно, после приложения на¬
грузки в металле при повышенных темпе¬
ратурах протекают два процесса: 1) обра¬
зование новых дислокаций и их задержка
около препятствия и 2) освобождение от
препятствий задержанных дислокаций. При
этом процесс может протекать так, что
число дислокаций, задержанных препятст¬
виями-, будет или увеличиваться, или
уменьшаться, или же, наконец, оставаться
постоянным. Однако изменение числа дис¬
локаций, задержанных препятствиями, яв¬
ляется еще не единственным фактором,
обусловливающим скорость ползучести. Сле¬
дует учитывать также и поведение са-мих
препятствий, которые не являются абсо¬
лютно стабильными и передвижение (диф¬
фузия) которых приводит к освобождению
блокированных дислокаций. Следователь¬
но, в каждый данный момент имеется не¬
которое число дислокаций, подготовленных
к движению, и это число предопределяет
скорость ползучести. Число подготовлен¬
ных к движению дислокаций зависит, та¬
ким образом, от числа дислокаций, задер¬
жанных препятствиями, что определяется
интенсивностью генерирования источни¬
ков дислокаций и от степени стабильности
самих препятствий, что определяется в
первую очередь диффузионными константа¬
ми металла.Следовательно, скорость ползучести за¬
висит от числа дислокаций, подготовлен¬
ных к движению, и это число в процессе
ползучести может или увеличиваться, или
уменьшаться, или, наконец, оставаться по¬
стоянным. В зависимости от этого и пред¬
определится закономерность кривой пол¬
зучести. Решая эту задачу [27], различают
дислокации, расположенные на границах
зерен, от дислокаций в самих зернах.Длительная прочность металловПривлекая для описания механизма раз¬
рушения металлов при ползучести гипо¬
тезу вакансий, можно постулировать сле¬
дующие положения [20]:1.	Вакантные места должны перемещать¬
ся из объемов, сильно упруго растянутых,
в объемы, менее растянутые, или в объ¬
емы, упруго сжатые.2.	Количество имеющихся в металле, ва¬
кансий недостаточно для массового тре-щинообразования. Возникновение новых ва¬
кансий в процессе службы металла вызы¬
вается пластической деформацией — взаи¬
модействием и движением дислокаций. Это
положение имеет весьма важное следствие;
без пластической деформации, хотя бы ло¬
кальной, невозможно себе представить раз¬
рушение металлов при их длительной служ¬
бе под нагрузкой в условиях высокой тем¬
пературы.3.	Зародышами трещин являются или
микропоры в металлах, благоприятно ори¬
ентированные для перерождения в трещи¬
ны, или скопление вакансий в объемы та¬
кой величины, что их можно рассматривать
уже как микропоры.Используя эти три положения, можно
развить следующее представление о росте
трещины. Если металл подвергнуть растя¬
гивающему напряжению, то у края микро¬
поры, расположенной так, что ее большая
ось перпендикулярна к направлению дей¬
ствия напряжения, создается концентрация
напряжения. Наибольшая пластическая де¬
формация имеет место у острого края тре¬
щины, где напряжения растяжения наи¬
большие. Здесь образование и движение
дислокаций наиболее эффективны. Следо¬
вательно, в этой области наиболее интен¬
сивно образуются и вакансии. Эти вакан¬
сии, в соответствии с первым положением,
диффундируют в менее растянутую об¬
ласть, соприкасающуюся с областью интен¬
сивного образования вакансий, и скапли¬
ваются. Накопление вакансий в обеих об¬
ластях и следует рассматривать как рост
трещин в направлении, перпендикулярном
действию растягивающих напряжений, и
как процесс, эффективно снижающий проч¬
ность металла в районе основания трещин.Известно, что в одних случаях трешины
появляются в теле зерна (транскристал¬
лические трещины), а в других—на грани¬
цах зерен (интеркристаллические трещины).Интеркристаллическое разрушение в про¬
цессе ползучести наблюдается тогда, ког¬
да напряжения относительно невелики и,
следовательно, невелики скорости ползу¬
чести, а до разрушения требуется боль¬
шой срок. В этих условиях деформация на¬
капливается главным образом за счет пе¬
ремещения зерен. Естественно, что обра¬
зование и скопление вакансий, а в конеч¬
ном итоге и образование трещин должны
про исходить по границам зерен.Иначе складываются условия для обра¬
зования трещин при относительно боль¬
шой скорости ползучести и высоких напп^
жения.х. В этих случаях время до раз¬
рушения сильно сокращается и большую
эффективность приобретает дислокацион¬
но-сдвиговый механизм, развивающийся в
геле зерна. Высокие номинальные напря¬
жения приводят в действие большое число
источников дислокаций с малой и с боль¬
шой величиной критического напряжения.
Действуя одновременно, они вызовут сдви¬
ги в относительно больших по размерам
участках плоскостей, видимых под микро*
384СТРОЕНИЕ СТАЛИскопом, а иногда и невооруженным гла¬
зом в виде линяй скольжения. Линии сколь¬
жения 'играют ту же роль, что и границы
зерен в отношении скапливания вакансий и
образования трещин. И если эти трещины
по линиям скольжения протекают с опере¬
жением по сравнению с границами зерен,
то наибольшее трещинообразование будет
иметь место в теле зерна и разрушение бу¬
дет носить транскристаллический харак¬
тер — по плоскостям скольжения, как это
и наблюдается в действительности.Новые принципы повышения
прочностиВзаимодействуя между собой, а также
с препятствиями другой природы, дислока¬
ции повышают прочность металлов. Это по¬
зволяет схематически представить их влия¬
ние на сопротивление сдвига в виде U-об.
разной кривой, изображенной на рис. 37Рис. 37. Схема изменения сопро¬
тивления сдвигу в зависимости от
плотности дислокаций[30]. Здесь по оси абсцисс отложена плот¬
ность дислокаций, а по ординате —сопро¬
тивление сдвигу. Минимальная прочность
определяется некоторой критической плот¬
ностью дислокаций рКр, -приближенно оце¬
ниваемой 107—108 дислокаций на 1 см2.
Эту величину относят к хорошо отожжен¬
ным' металлам. Наклеп таких металлов при¬
водит к повышению плотности дислока¬
ций, а вместе с этим и к повышению сопро¬
тивления .пластической деформации (ветвь
Ьс). Этот способ повышения прочности хо¬
рошо известен и широко используется на
практике.Однако еще более эффективно проч¬
ность можно повысить и другим способом,
уменьшая плотность дислокации (ветвь
ab). Правда, практические методы обра¬
ботки металлов с целью получения в них
минимальной плотности дислокаций разра*
ботаны пока еще недостаточно, хотя прин¬
ципиальная возможность такого исключи¬
тельно эффективного повышения прочно¬
сти экспериментально подтверждена: при¬
готовляя образцы металлов в виде очень
тонких нитей (толщиной 2—10 мк), так
называемых усов (whiskers), удалось на
чистом железе поднять прочность (сопро¬тивление сдвигу) до .1400 кг/мм2, меди до
360 кг/мм2 и т. д. Сводка способов полу¬
чения таких усов дана в табл. 2 [31].Таблица 2МеталлМетод выращивания усовТемпера¬
тура, °сCdИз осажденных покрытийКомнат¬наяСоВосстановление бромидов700СиВосстановление CuJ иCuCl430—750GeРазложение GeJ4500АиРазложение хлоридов .240-800FeВосстановление FeCI2 илиFeBr2550-800HgКонденсация—60NiВосстановление бромидов700PtРазложение хлоридов240—800SiВосстановление SiCl4800—1000SiКонденсация1250AgВосстановление AgCI700-800AgКонденсация850SnИз осажденного покры¬тияКомнат¬наяZnТо жеТо жеZnКонденсация350Усы из цинка и кадмия растут при ком¬
натной температуре из покрытий этих ме¬
таллов. Покрытия можно получить мето¬
дом электроосаждения или осаждения из
паров.Самопроизвольный рост усов длится мно¬
гие недели или месяцы, но может быть ус¬
корен примерно в 10 000 раз приложением
давления к слою покрытия. Усы диамет¬
ром порядка 0,0025 мм могут достигать
длины около 6 мм. Кроме прямых усов,
в этом случае часть усов изогнута или име¬
ет резкие перегибы.Другим методом выращивания усов яв¬
ляется конденсация пересыщенного пара
металла при соответствующей температуре.
Первым металлом, выращенным этим ме¬
тодом в форме усов, была ртуть, испарен¬
ная при—30° и конденсированная на по¬
верхности стекла пайрекс при — 60°. Цинко¬
вые усы выращивались этим методом при
1220° и кремниевые—при 1800°; их длина
часто превышала 13 мм. Кремниевый ус,
выращенный методом конденсации, выдер¬
живает изгибающее напряжение до
500 кг/мм2.Третьим методом выращивания усов яв¬
ляется химическое восстановление солей
металлов (например галоидных). Пар га¬
лоидной соли или лодочку, наполненную
твердой солью, вводят в горячую печь, где
галоидная соль разлагается или восста¬
навливается водородом.Этим методом было выращено большое
количество различных усов. В то время
СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА РЕАЛЬНЫХ КРИСТАЛЛОВ385как усы железа, меди, серебра и кремния
растут весьма изобильно, число усов из
никеля и золота весьма незначительно.Четвертым методом выращивания усов
является электроосаждение. Выполнено
большое количество работ по выращиванию
таких металлов, как серебро или медь, в
виде тонких монокристаллических нитей
Применение малого катода, высоких плот¬
ностей тока и ингибиторов типа желати-а	&Рис. 38. Схема полигонизациина или декстрозы благоприятствует росту
усов. Имеется весьма мало сообщений от¬
носительно размеров .и свойств этих ни¬
тей -или усов.Однако теория дислокаций указывает не
один путь повышения прочности метал¬
лов — путь уменьшения плотности дисло¬
каций. Намечается и 'вторая возможность
поднять прочность, вернее жаропрочность
металлов, не путем уменьшения плотности
дислокаций, а путем распределения ста¬
тистически разбросанных в кристалле дис¬
локаций в строго определенном порядке
Речь идет о так называемой полигонизации
металлов. На рис. 38 схематически пред¬
ставлено расположение дислокаций до
(рис. 38, а) и после полигонизации
(рис. 38, б). Выше было уже указано, что
взаимодействие дислокаций [уравнение 14)]
может привести к образованию «стенки»
из дислокаций, в которой они расположены
или вертикально одна «ад другой (дисло¬
кации одного знака), или (см. рис. 16) зиг¬
загообразно (дислокации разных знаков).
Такая взаимосвязанность дислокаций, есте¬
ственно, затрудняет их движение в процес¬
се ползучести, в котором они освобождают¬
ся путем термической флуктуации, так как
волна последней не может охватить объ¬
ем, включающий многие дислокации «стен¬
ки». Удалось экспериментально показать
[32] возможность снижения скорости пол¬
зучести до 25 раз после соответствующего
способа полигонизации железа и аустенит-
ных сортов стали.Роль дислокаций
в фазовых превращениях
и структурных измененияхТо обстоятельство, что дислокации яв¬
ляются термодинамически неустойчивыми
дефектами кристаллической решетки, опре¬
деляет их роль во многих структурных из-25	Металловедение (справочник), т. Iменениях при термической обработке. Ме¬
талл с различной плотностью дислокации
тем более термодинамически неустойчив,
чем больше плотность дислокаций. Дан и
Кох [33], изучавшие процесс рекристалли-.
зации кремнистого железа, установили,
что средняя плотность дислокаций этого
сплава после первичной рекристаллизации
равна 2 . 107 линий 1 см2, а после вторичной
рекристаллизации 2 • Ю6 линий на 1 см2. В
соответствии с этим и энергия дислокаций
уменьшилась с 5,6 • 104 до 5,6 103 эрг/см3.
Разность обеих величин энергии эти иссле¬
дователи рассматривают как причину, вы¬
зывающую вторичную рекристаллизацию.
Правда, 3 ем мель и Мэчлин [34] указыва¬
ют, что процесс рекристаллизации вызыва¬
ют не дислокации, а вакансии, и плотность
именно вакансий обусловливает интенсив¬
ность этого процесса. Следовательно, в во¬
просе о роли несовершенств кристалличе¬
ской решетки нет еще полной ясности.Теория дислокаций не объясняет и при¬
чин, побуждающих фазовые превращения.
Рассматривая же процесс аллотропических
превращений с точки зрения энергетичес¬
ких факторов (энерпия поверхностей раз¬
дела, энергия упругого искажения кристал¬
лической решетки, работа упругой и плас¬
тической деформации, затрачиваемая на
перестройку кристаллической решетки, и,
наконец, энергия, расходуемая на диффу¬
зионные процессы), с помощью этой тео¬
рии в ряде случаев можно указать наибо¬
лее энергетически выгодные пути пере¬
стройки кристаллической решетки.Наибольшая роль дислокаций проявля¬
ется при рассмотрении так называемых
без диффузионных превращений, ибо их ча¬
ще всего связывают с перестройкой крис¬
таллической решетки путем самопроиз¬
вольно возникающих в ней актов пласти¬
ческой деформации—сдвигов, двойдикова-
ния и т. п., которые, конечно, могут еще
сопровождаться и упругой деформацией
самой решетки, так же как и переносом
самих атомов (диффузией и самодиффу-
зией). Основная роль сдвига, а следова¬
тельно, и дислокаций в процессе фазовых
превращений будет заключаться не в об¬
разовании новой кристаллической струк¬
туры, в чем ответственны другие факторы,
еще мало изученные, а в уменьшении сво¬
бодной энергии системы.А так как дислокации содержат повы¬
шенную свободную энергию и их передви¬
жение в зависимости от системы кристал¬
лической решетки и препятствий, встреча¬
ющихся на путях их движения, также
обусловливается энергетическими факто¬
рами, то очевидна и их роль в установле¬
нии наиболее энергетически выгодных пу¬
тей и способов перестройки кристалличес¬
кой решетки.К числу бездиффузионных превращений
относится превращение кобальта, которое
наблюдается при 400°. Высокотемператур¬
ная модификация кобальта — гранецен.
трированная кубическая решетка — пере¬
386СТРОЕНИЕ СТАЛИходит (В гексагональную, свойственную ко¬
бальту при низких температурах. Анализи¬
руя это превращение, Зеегер [35] связывает
его с дислокационным механизмом образо¬
вания двойников, разработанным Коттрел¬
лом и Бейлби [36], и с процессом диссоциа¬
ции полной дислокации на две частичные,
из которых одна является неподвижной, а
вторая подвижной.Примером использования теории дисло¬
кации при рассмотрении мартенситного
превращения может служить работа Фран¬
ка [37]. Рассматривая влияние различных
факторов на величину поверхностной энер¬
гии и энергии атомного искажения крис¬
таллической решетки, которые управляют
процессом образования зародышей мар¬
тенсита и обусловливают при минималь¬
ных затратах энергии взаимосвязь между
кристаллическими решетками аустенита и
мартенсита, предложенную еще Курдюмо-
вым и Заксом [38], Франк пришел к сле¬
дующим выводам. Первый акт деформа¬
ции кристаллической решетки происходит
путем сдвига по плоскости (101) М и со¬
провождается изменением параметра крис¬
таллической решетки. Второй акт вызыва¬
ется движением	винтовых дислокаций внаправлении [111] М в плоскости (112) М.Правда, исследования фазовых превра¬
щений с позиции теории дислокаций ещетолько начинаются, и сейчас еще трудно
предвидеть, что может принести в этом на¬
правлении дальнейшее развитие теории не¬
совершенств кристаллической решетки.Рассмотренные примеры применения тео¬
рии дислокации показывают, что с позиций
этой теории можно решать весьма разно¬
образные задачи металловедения. Особен¬
но успешно решаются задачи прочности и
пластичности металлов; сделаны также
первые шаги и по применению теории дис¬
локаций при анализе структурных измене¬
ний и фазовых превращений. Весьма за¬
манчивы перспективы использования тео¬
рии дислокаций для разработки принци¬
пиально новых путей эффективного повы¬
шения прочности металлов. Все это указы¬
вает, что на базе этой теории возможно
не только создавать весьма обширные об¬
общения сущности разнообразных процес¬
сов, наблюдаемых в металлах, но и новые
способы управления этими процессами, вы¬
зывающими в металле новые качества, но¬
вые свойства.С другой стороны, было бы неправильно
и переоценивать эту теорию, приписывая
ей чрезмерные возможности и применяя
ее в таких вопросах, которые выходят из
р>амок ее возможностей.ЛИТЕРАТУРА1.	Я. Н. Френкель, Zeit, Phys., Bd. 37,
1926, S. 572.2.	J. M. Burgers, Proc. Kon. Ned. Akad.
Wet., v. 42, 1939, p. 293 a. 378.3.	R. Peierls, Proc. Phys. Soc., 52, 1940,
p. 34.4.	A. Kochendorfer, Arch. Eisenhiittenw.,
1954, H. 7/8, S. 351, Naturwissenschaften, Bd. 40,
1954, S. 432.5.	F. C. F г a n k a n d W. T. R e a d, Phys.
Rev., v. 79, 1950, p. 722.6.	J. J. Gilman, Journal of Metals, 1957, Ap¬
ril.7.	J. C. Fisher, Phys. Rev, Bd. 91, 1953,
p. 232.8.	A. H. Cottrell, Seminar on Relation of
Properties to Microstructure, A. S. M. 1953.
p. 151.9.	H. J. L о g i e, Acta Metall., v. V, 1957, p. 106.10.	В. С. Иванова, ДАН СССР, т. 94, № 2,
1954.11.	А. Н. Cottrell, Dislocations and
Plastic Flow in Crystals, Oxford, 1953.12.	F. R. N a b a r r o. Report of Conference of
Strength of Solids, 1948, p. 38.13.	G. I. Taylor, Proc. Roy. Soc., A145,
1934, p. 362—387.14.	N. F. Mott, Phil. Mag. v. 43, 1952, p. 1151.15.	P. Haasen und G. Leibfried, Zeit.
«Fortschritte der Physik», Bd. 11, 1955, H. 2/3.16.	E. Orowan, Dislocation in Metals, New
York, ASM, 1954.17.	J. D. E s h e 1 b y, Proc. Roy. Soc., A197,1949,	p. 396-416.18.	N. F. Mott, Phil Mag., v. 43, 1952, p.
1151-1178.19.	Я. И. Френкель, Введение в теорию
металлов, 2-е изд.. Гостехиздат, 1950.20.	И. А. О д и н г и В. С. Иванова, ДАН
СССР, т. 103, 1955, вып. I21.	И А. Од инг, ДАН СССР, 105, 1955,
№6.22.	Е. Andrade. Proc. Roy. Soc., A84, 1910*
I; v. 90, 1914, p. 329.23.	S. W e a v e r. Trans. ASME, v. 58, 1934, p. 8.24.	N. Mott and F. N a b a r r o. Report, of
Confer, on Strength of Solids. Phys. Soc. 1948.25.	И. А. О д и н г, Изв. АН СССР, ОТН,
т. 10. 1948.26.	И. А. О д и н г, Сб. Исследования по жа.
ропрочным сплавам, г. II, изд. АН СССР, 1957.27.	И. А. Одинг, ДАН СССР т. 116, 1957,
№ 1.28.	И. А. Одинг. Металловедение и обработ¬
ка металлов, 1955, № 2.29.	J. Н. Н о 1 1 о ш о n. Report of 9th Solway
Congr., 1952.30.	И. А. Одинг, Изв. АН СССР, ОТН„
1948, № 12.31.	G. W. Sears and S. S. Brenner,
Metall Progress, 1956, №11.32.	В. С. Иванова, Сб. Прочность метал¬
лов. Изд. АН CGCP, 1956, стр. 15—26.33.	С. G. Dunn and Е. F. К о с h, Acta
Metallurgica, v. 5, 1957, № 10, p. 548.34.	J. W. S e m m e 1 and E. S. M a с h 1 i n,
Acta Metallurgica, v. 5, 1957, № 10, p. 582.35.	A. S e e g e r, Zeit. f. Metallkunde, Bd. 44,
1953, N2 6. S. 24736.	A. H. Cottrell and В, А, В11 b y„
Phil. Mag. v. 42. 1951, p. 573.37.	F. C. Frank, Acta Metallurgica,	1,
1953, p. 15.38.	Г. Курдюмов и Г. Закс, Zeit. f.
Physik, Bd. 64, 1930, S. 325.39.	В. Т. P и д. Дислокации в кристаллах^
Металлургиздат, 1957
ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА387ГЛАВА 25ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. и. МЕНДЕЛЕЕВА,
СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ЭЛЕМЕНТОВПредставление о корпускулярном, ато¬
мистическом строении материи возникло
более чем за 500 лет до н. э. в Индии (фи¬
лософ Каньада) и древней Греции (Лев¬
кипп— 500—428 гг. до н. э., Демокрит —
460—370 гг. до н. э.).В средние века под влиянием идей Ари¬
стотеля эти взгляды были преданы забве¬
нию и начали возрождаться лишь в XVII в.
Дальнейшее развитие атомно-молекуляр¬
ное представление о материи получило в
трудах М. В. Ломоносова (1711—1765 гг.),
посвятившего много работ «нечувствитель¬
ным частицам». Дальтон, нашедший закон
кратных отношений, подтвердил тем са¬
мым гипотезу об атомарном строении ве¬
щества.Древним было известно девять элемен¬
тов (медь, серебро, золото, железо, олово,
'свинец, ртуть, углерод и сера). За длитель¬
ный период господства алхимии в средние
века были открыты лишь два элемента —
мышьяк и сурьма.Возникновение химии как науки привело
к систематическим исследованиям различ¬
ных минералов, газов и других веществ,
и число открытых элементов стало быстро
возрастать. С 1735 по 1749 г. было открыто
три элемента; каждые последующие 50 лет
открывалось соответственно 17; 27; 22 и
10 элементов.Накопление данных о свойствах элемен¬
тов настоятельно требовало их системати¬
зации. Первой попыткой классификации
явилась группировка (Доберейнером в
1829 г.) некоторых сходных элементов в
триады: Li — Na — К; Са — Sr — Ва;
S — Se — Те’» Cl — Вг — J и т. д.В 18fo г. Шанкуртуа расположил эле¬
менты в порядке возрастания атомных ве¬
сов по цилиндрической спирали, подметив,
что ряд сходных элементов располагался
по вертикалям. В 1864 г. были опублико¬
ваны работы Мейера и Одлинга. В 1865 г.
Ньюлендс, расположив элементы в поряд¬
ке возрастания атомных весов, заметил,
что сходные по свойствам элементы повто¬
ряются через восемь («закон октав»). В
1864 г. Л. Мейер опубликовал таблицу
элементов, разбитых по валентности на
шесть групп; закончив работу словами
«нельзя сомневаться, что имеется законо¬
мерность в числовых величинах атомных
весов», Мейер, однако, не сумел обнару¬
жить эту закономерность.Общими недостатками указанных ра¬
бот, представляющих первые шаги в нап¬
равлении классификации элементов, явля¬
ются:1)	ограниченность в сопоставлении эле¬
ментов (только по сходству);25*2)	отсутствие критического отношения
к неверно установленным атомным весам и
валентностям;3)	отсутствие основной идеи.Единую систему элементов, являющуюсяосновой современной науки о материи,
создал великий русский химик Д. И. Мен¬
делеев. При работе над периодической си¬
стемой Д. И. Менделееву было известно
лишь 63 элемента, из которых 28 не укла¬
дывались в систему из-за неправильно при¬
писываемой им валентности и неверно уста¬
новленных атомных весов.Первый вариант периодической системы
и основные положения периодического за¬
кона были опубликованы Д. И. Менделее¬
вым в феврале 1869 г. в виде краткой таб¬
лицы. В том же году им были сформули¬
рованы основные положения периодическо¬
го закона. Год спустя он опубликовал фун¬
даментально разработанный периодиче¬
ский закон и вывел из него все основные
следствия. Это был гениальный научный
подвиг.В основу своих работ Д. И. Менделеев
положил идею о периодичности изменения
свойств элементов с возрастанием их атом¬
ного веса; поэтому элементы сравнивались
не только по сходству свойств, но и по раз¬
личию (в порядке возрастания валентнос¬
ти). Д. И. Менделеев считал, что «свойст¬
ва элементов находятся в периодической
зависимости от их атомных весов». Знаме¬
нательно, что для установления последо¬
вательности элементов он из всех свойств
выбрал самое основное, а именно массу —
меру количества вещества.Твердая убежденность в том, что он от¬
крывает всеобъемлющий, основной закон
природы, позволила Д. И. Менделееву:1)	исправить неправильно признававшую¬
ся величину валентности для цинка, лан¬
тана, иттрия, тория, урана и других эле¬
ментов;2)	исправить неверно установленные ато¬
мные веса для бериллия, индия, ванадия
и других элементов;3)	поставить на свое место в табли¬
це, вопреки последовательности атомных
весов, теллур и йод, кобальт и никель,
а в дальнейшем, после открытия аргона,
правильно расположить его перед ка¬
лием;4)	предсказать существование 10 элемен¬
тов (галлия, германия, скандия, рения,
франция, полония, радия, актиния, протак¬
тиния, технеция) и поразительно точно ука¬
зать свойства четырех из них (галлия, гер¬
мания, скандия и протактиния).
388СТРОЕНИЕ СТАЛИУбеждение в том, что им открыта «на¬
учная правда», дало Д. И. Менделееву воз¬
можность заявить о существовании заура¬
новых элементов; лишь научная строгость
удержала его от предсказания существо¬
вания группы инертных элементов, записи
о которых были найдены в черновиках
ученого, где он рассчитал даже атомные
веса для гелия, неона и аргона.«Периодический закон был встречен за
границей заговором молчания. Эта вели¬
кая идея оставалась без внимания потому,
что принадлежала русскому химику» — пи¬
сал чешский химик В. Браунер. Признание
пришло, когда один за другим были откры¬
ты три предсказанных Д. И. Менделеевым
элемента: галлий (Л. де Буабодран,
1875 г.), скандий (Нильсон, 1879 г.) и гер¬
маний (Винклер, 1886 г.).Нильсон, открывший скандий, пишет:
«.. .. в скандии открыт эюабор. Так под¬
тверждаются самым наглядным образом
мысли русского химика». Винклер заявля¬
ет: «Вряд ли может существовать более
яркое доказательство справедливости уче¬
ния о периодичности элементов, чем откры¬
тие до сих пор шпотетического экасилиция
(германия); оно составляет, конечно, более
чем простое подтверждение смелой тео¬
рии, — оно знаменует собой выдающееся
расширение химического поля зрения, ги¬
гантский шаг в области познания».Много раз периодическая .система в свя¬
зи с открытием новых элементов подверга¬
лась суровым испытаниям. В 1883 г.Н.	А. Морозов, заточенный в Шлиссель-
бургской крепости, предсказывает сущест¬
вование инертных газообразных элемен¬
тов, находящихся в воздухе. Рамзай и дру¬
гие ученые открывают инертный газ аргон
(1893 г.), а затем гелий, неон, криптон,
ксенон и радон. Открытие аргона и осталь¬
ных инертных газов, грозившее, казалось,
разрушить периодическую систему, лишь
придало ей законченность и стройность и
стало новым триумфом великой идеи
Д. И. Менделеева.Открытие целой группы редкоземельных
элементов создало большие трудности в их
размещении. Однако скоро они были поме¬
щены в одну клетку с лантаном. Полная
законность такого приема была выявле¬
на позже, в работах Мозли, который ис¬
следовал рентгеновские спектры элемен¬
тов.Мозли показал, что наиболее важной ха¬
рактеристикой элементов, прямо связанной
с периодичностью строения их атомов, яв¬
ляется атомный номер (порядковый но¬
мер элемента в таблице); он вскрыл при¬
чину периодичности свойств элементов, най¬
дя ее в периодичности строения их атомов.
Уже в наши дни подтвердилась гениальная
догадка Д. И. Менделеева о существова¬
нии заурановых элементов, которые образу¬
ют группу актинидов, аналогичную группе
лантанидов.Открытие изотопов элементов, т. е. ато¬
мов с одинаковым строением электрон¬ных оболочек, имеющих различный атом¬
ный вес, объяснило «аномалии» в атомных
весах Изотопы, которых найдено было бо¬
лее 1000, полностью укладываются в пе¬
риодическую систему. Развитие атомной фи¬
зики привело к строгому обоснованию пе¬
риодической системы. Было показано, что
строение и свойства элементов неразрывно
связаны с строением их атомов.Часто цитируют знаменитые слова
Ф. Энгельса: «Менделеев, применив бес¬
сознательно гегелевский закон о переходе
количества в качество, совершил научный
подвиг, который смело можно поставить
рядом с открытием Леверье, вычислившего
орбиту еще неизвестной планеты — Непту¬
на» *.Периодическая система Д. И. Менделее¬
ва, являясь гениальным обобщением уче¬
ния о строении материи, представляет мо¬
гучее средство познания в области естест¬
венных наук, в частности в металлургии.1.	СТРУКТУРА ПЕРИОДИЧЕСКОЙ
СИСТЕМЫВсе известные в настоящее время 102
элемента, расположенные в порядке воз¬
растания их атомных весов, строго и за¬
кономерно размещаются по клеткам пери¬
одической системы, образуя се/мь Гори¬
зонтальных периодов и восемь вертикаль¬
ных групп. Открытие новых элементов и
искусственное создание их методами ядер-
ной физики (астатин, прометий, франций, а
также восемь заурановых элементов) при¬
дало системе Д. И. Менделеева известную
законченность.Первый короткий период содержит все¬
го два элемента — водород и гелий, при¬
чем водород обладает гаммой свойств це¬
лого периода (металлических и неметал¬
лических), вследствие чего его помещают
в I группе и одновременно в (скобках)
в VII.Во втором и третьем периодах находится
по восьми элементов, их высшая валент¬
ность по кислороду возрастает слева на¬
право (от лития до фто'ра и от натрия до
хлора) с 1 до 7 (исключениями являются
лишь азот, кислород и фтор) и одновремен¬
но быстро убывают металлические свойства
и усиливаются неметаллические. Неон и ар¬
гон являются нейтральными, промежуточ¬
ными между наиболее -металлическими и
наиболее неметаллическими элементами со¬
седних периодов.Четвертый период содержит 18 элемен¬
тов, образующих подгруппы основных (ти¬
пических) и переходных элементов. Он на¬
чинается со щелочного металла калия и
заканчивается галогеном бромом и инерт¬
ным газом криптоном.Пятый период также содержит 18 эле¬
ментов, расположенных таким же образом.
Он начинается щелочным металлом рубиди¬1	Ф. Энгельс. Диалектика природы, Гоо
Политиздат, 1950, стр. 43.
ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА389ем и заканчивается галогеном йодом и
инертным газом ксеноном. Ослабление ме¬
таллических свойств в четвертом и пятом
периодах происходит гораздо медленнее,
чем в первых трех периодах, и связано с
наличием групп переходных металлов.Шестой период содержит 32 элемента и
в нем наблюдается еще более слабое
уменьшение металлических свойств вслед¬
ствие того, что, помимо переходных метал¬
лов, в этом периоде имеется особая группа
редкоземельных элементов или лантани-
юв. Эти 15 элементов занимают одну
клетку лантана и обычно выносятся вниз в
одну строку. Однако сообразно намечаю¬
щейся внутренней периодичности свойств
лантанидов их правильнее всего распола¬
гать в три ряда, под соответствующими
группами системы.Седьмой период является незакончен¬
ным и содержит в настоящее время всего
14 элементов. Так же как и в шестом пе¬
риоде, элементы, начиная с актиния, об¬
разуют особую группу актинидов, при¬
чем торий, протактиний и уран обладают
одновременно свойствами, близкими к
свойствам гафния, тантала и вольфрама,и,	лишь начиная : нептуния, свойства этих
элементов становятся столь же схожими
между собой, как свойства лантанидов.Актиниды, так же как и лантаниды, пра¬
вильнее всего в соответствии с четко вы¬
раженной внутренней периодичностью их
строения и свойств считать побочным ря¬
дом седьмого периода и выносить в две
строки, располагая их по соответствующим
группам. Отметим, что ряды переходных
металлов, лантанидов и актинидов в IV, V,VI	и VII периодах начинаются со скандия,
иттрия, лантана, актиния, т. е. с элемен¬
тов III группы, и заканчиваются также
элементами III группы — галлием, индием,
таллием и лютецием.По вертикалям элементы разделяются на
восемь групп. Внутри каждой группы рас¬
положены элементы, имеющие одинаковые
валентности и сходные свойства. При пе¬
реходе от I группы щелочных металлов
ко II группе щелочноземельных металлов и
далее, вплоть до VII группы (галогенов),
высшая валентность но кислороду возра¬
стает от 1 до 7. Начиная с IV группы, од¬
новременно наблюдается снижение валент¬
ности по водороду с 4 до 1 (исключения¬
ми являются азот, кислород, фтор, медь,
серебро, золото и элементы VIII группы,
кроме железа, рутения и осмия).Металлические свойства нарастают при
движении справа налево по периодам и
сверху вниз по группам. Поэтому наибо¬
лее сильные металлы группируются в ниж¬
нем левом углу таблицы, а типичные не¬
металлы— в верхнем правом углу табли¬
цы.Каждая группа разделяется на две
подгруппы, одна из которых является глав¬
ной или типической (А), а другая — побоч¬
ной (Б). В VIII группу, как будет показа¬
но дальше, исходя из строения электрон¬ных оболочек целесообразно включить инер¬
тные газы, которые образуют типическую
подгруппу, хотя их валентность принимает¬
ся равной нулю. Инертные газы, завершаю¬
щие периоды, представляют собой нейт¬
ральные элементы, свойства которых явля¬
ются промежуточными между свойствами
галогенов и щелочных металлов.Внизу таблицы указаны формулы выс¬
ших окислов элементов каждой группы и
формулы высших водородных соединений,
определяющих высшую валентность элемен¬
тов по кислороду и водороду. По отноше¬
нию к элементам первых трех групп, обла¬
дающих наиболее ярко выраженными ме¬
таллическими свойствами, водород ведет се¬
бя как электроотрицательный элемент, т. е.
аналогично галогенам (группа VIIA). По¬
этому формулы этих гидридов, так же как
и символ водорода в группе VIIА, взяты в
скобки.Формулы высших соединений элементовкислородом и водородом характеризуют
химические свойства элементов. Структура
и основные физические свойства элементов,
как показано в следующем разделе, тесно
связаны с двумя важнейшими характери¬
стиками атома—его механическим враща¬
тельным моментом (спином), указывающим
на число неспаренных электронов в атоме, и
магнитным моментом, определяющим ори¬
ентировку этих неспаренных электронов.
Спин, выраженный в полуцелых постоян-
hной Планка h	равен числу неспарен¬ных электронов. Механические и магнитные
моменты атомов, периодически изменяю¬
щиеся с возрастанием атомного номера, но
вполне определенные для каждой группы,
даны в двух строках под формулами окис¬
лов и гидридов. В третьей группе они со¬
вершенно однозначно определяют принад¬
лежность бора, алюминия, галлия, индия и
таллия к главной подгруппе IIIА, а скан¬
дия, иттрия, лантана и актиния к побочной
подгруппе II1Б. Закономерности измене¬
ния механического и магнитного моментов
вскрывают также внутреннюю периодич¬
ность у лантанидов и актинидов, определяя
близость их к соответствующим группам
системы.Д. И. Менделеев, показал, что свойства
элемента представляют среднее от свойств
ближайших соседних элементов, располо¬
женных в виде крестов в направлениях +
и X от данного элемента. Это правило по¬
зволило ему предсказать свойства не от¬
крытых еще элементов. Эти и многие дру¬
гие важные причины доказывают, что, не¬
смотря на обилие различных модификаций
периодической системы, начиная от вариан¬
тов В. Варнера и Н. Бора и кончая схемой
6. В. Некрасова, наиболее глубоко проду¬
манной формой таблицы, диалектически от¬
ражающей и главные особенности строения
вещества, и тончайшие нюансы свойств
элементов, остается классическая таблица
Д. И. Менделеева.
ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМАПериодыРядыГ руппыIБ А11Б АIIIБ АIVБ АVБ A11IH (D, Т)1,0080
ВодородII23 Li6,940Литий4 Be9,013Бериллий5В10,82Бор6С12,010Углерод7N1 4.008
АзотIII311 Na22,997Натрий12М?24,32Магний13 А126,97Алюминий1 4Si28, 06
Кремний15P30,98ФосфорIV419К39,096Калий20Са40,08Кальций21 Sc45, 10
Скандий
(экабор)22Т147,90Титан23V50,95ВанадийЬ2 9 Си63,54Медь30Zn65,38Цинк31 Ga69,72
Г аллий
(экаалюминий)32 Ge72,60Германий(экасилиций)33 As74,91МышьякV637 Rb85, 48
Рубидий38 Sr84,63Стронций39 Y88,92Иттрий40 Zr91 ,22
Цирконий41 Nb92,91Ниобий747 Ag107,880Серебро48 Cd
112,41
Кадмий49 In114,76
Индий50 Sn1 18,70
Олово51 Sb121,76
СурьмаVI855 Cs
132,91
Цезий56 Ва
137,36
Барий57 La138,92Лантан72 Hf178,6
Г афний73 Та180,88Тантал979 Аи197,2Золото80 Нg200,61Ртуть81 Т1204,39Таллий82 РЬ207,21Свинец83 Bi209,00ВисмутVII1087 Fr(223) Франций
(экацезий)88 Ra226,05
Радий89 Ас**(227)Актиний90 Th232,12
Торий91 Ра231ПротактинийВысшие солеоб¬
разующие окислыr2oROR2o3R02RAВысшие водород¬
ные соединения(RH)(RH.)(RH,)rh4RH,Механический
момент (спин)
свободного
атома, ft121200321220Та)4-(Nb)32Магнитный мо¬
мент свободного
атома, и.11006134-<zr. Hf)_L(Ti, Th)
30T(v’Ta)A (Nb)33Лаитаниды*57 La138,92Лантан58 Ce140,15
Церий59 Рг140,92Празеодим64 Gd156,9Гадолиний65 Tb152,2Тербий66 DY162,46Диспрозий71 Lu174,99ЛютецийАктиниды**89 (Ас)(227)Актиний90 (Th)
232,12
Торий91(Ра)231Протактиний96 Cm(242)Кюрий97 Bk(243)Берклий98 Cf(244)Калифорний
ЭЛЕМЕНТОВ Д. И. МЕНДЕЛЕЕВАэлементовVIБ АVIIБ АVIIIБ(0) VIIIA(Н)2 (He)
4, 003
Гелий8 О16,000Кислород9F19,00Фтор10 Ne20, 183
Неон16S32,066
Сера17С135,457Хлор18Ar39,944Аргон24 Сг52,01Хром25Мп54, 93
Марганец26Fe 27Со 28N155,85 58,94 58,69
Железо Кобальт Никель34 Se78, 96
Селен3 5 Вг70,916Бром36 Кг83,7Криптон42 Мо95, 95
Молибден43 Тс(99)Технеций(экамарганец)44 Ru 45 Rh 46 Pd101,7 102,91 106,7
Рутений Родий Палладий52 Те127,61Теллур53 J126,92Йод54 Хе131,3Ксенон74 W183,92Вольфрам7 5 Re186.31 Рений
(двимарганец)76 Os 77 Ir 78 Pt190,2 193,1 195,23
Осмий Иридий Платина84 Ро(210)Полоний85 At(211)Астатий(экайод)86 Rn(222)Радон92 U**238,07
УранROar2o7ro4rh£RH3 (Сг, Мо)
0 (W)2-|- (Mn, Rc)Т(тс)_3_24	(Fe, Os)5	(Ru)J9_24 (Ni)
3 (Pt)
0 (Pd)06 (Сг, Мо)
0 (W)35 (Mn, Re)7 (Тс)1216 (Fe,Os)
7 (Ru)65 -y (Ni)4 (Pt)
0 (Pd)060 Nd144,27Неодим61 Pm(147)Прометий62 Sm150,43Самарий63 Eu152, 0
Европий67 Но164,94Гольмий68 Ег167,2Эрбий69 Tu169, 4
Тулий70 Yb173,04Иттербий92 (U)238,07
Уран93 Np(237)Нептуний94 Pu(239)Плутоний9 5 Am(241)Амевиций99 Es(248)Эйнштейний100 Fm(248)Фермий101 MdМенделеевий102
392СТРОЕНИЕ СТАЛИ2.	СТРОЕНИЕ АТОМОВ
И ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА
Д. И. МЕНДЕЛЕЕВАД. И. Менделеев лишь предугадывал, что
открытый им периодический закон являет¬
ся отражением сложного строения атомов.
Последующее развитие атомной физики
вскрыло причину периодичности свойств
элементов, заключающуюся в периодично¬
сти строения их атомов, наблюдаемой при
возрастании атомного веса.По современным воззрениям, атом, имею¬
щий размер порядка 1СН см, состоит из яд¬
ра размером около 10-13 см и вращающих¬
ся вокруг него электронов. Электрон несет
элементарный отрицательный заряд —е иобладает массой, равной гттт массы ато-ioobма водорода. Практически вся масса ато¬
ма сосредоточена в его ядре, построенном,
согласно гипотезе Д. Д. Иваненко, из про¬
тонов и нейтронов. Протон имеет массу,
равную массе ядра атома водорода, при¬
нимаемую за единицу, и заряд, равный +<?.
Нейтрон является незаряженной элементар¬
ной частицей с массой, равной 1. Основные
характеристики элементарных частиц и ос¬
новные физические постоянные представле¬
ны в табл. 1 и 2.Свободный атом представляет собой
электрически нейтральную систему, в кото¬
рой -суммарный заряд протонов уравнове¬
шивается суммарным зарядом электронов.
Номер элемента в периодической системе
имеет глубокий физический смысл — он ра¬
вен числу протонов в ядре атома (заряду
ядра) и одновременно числу электронов,
вращающихся вокруг ядра. Атомный вес
элемента равен сумме мазс протонов и
нейтронов, составляющих ядро атома. Каж¬
дый элемент' характеризуется постоянным
числом протонов, входящих в состав его
ядра; что же касается нейтронов, то их ко¬
личество в ядре может быть различным.
Атомы с одним и тем же атомным номе¬
ром, но различным числом нейтронов в яд¬
ре обладают одинаковыми свойствами, но
разными атомными весами и называются
изотопами. Большинство элементов в есте¬
ственном состоянии является смесью изото¬
пов. Нарушения последовательности возра¬
стания атомного веса с увеличением по¬
рядкового номера у аргона и калия, ко¬
бальта и никеля, теллура и йода, тория и
протактиния связаны исключительно с их
изотопическим составом.Электроны вращаются вокруг ядра по
определенным круговым и эллиптическим
орбитам, размеры, эксцентриситет и прост¬
ранственное расположение которых опреде¬
ляются тремя квантовыми числами.Вследствие огромных скоростей враще¬
ния электронов по орбитам колебания раз¬
меров формы орбит и их прецессирования,
статистическое распределение электронной
плотности в квантовой механике изобра¬жают в виде «электронных облаков», име¬
ющих большую плотность там, где больше
вероятность нахождения электрона.Главное квантовое число п, равное числу
волн электрона, укладывающемуся на ор¬
бите, указывает на номер электронной обо¬
лочки и на период системы Менделеева.
Оно может принимать значения 1, 2, 3, 4,
5, 6, 7, а соответствующие электронные обо¬
лочки обозначаются буквами К, L, М, N,
О, Р, Q. Второе квантовое число I опреде¬
ляет эллиптичность орбиты и может прини¬
мать значения / = 0, 1, 2, 3, 4... (п—1);/ = 0 соответствуют круговые орбиты.
Третье (магнитное) квантовое число и*/ оп¬
ределяет пространственное расположение
орбиты и связано с орбитальным магнит¬
ным моментом электрона, возникающим в
результате его движения вокруг ядра; Щ
может принимать все значения целых чисел
от —I до -И или 2/+1 значений. Важное
значение имеет взаимноортогональное рас¬
положение плоскостей орбит электронов р-
подоболочки. Четвертое квантовое число
указывает на собственное вращение элект¬
рона, обусловливающее его механический
момент (спин) и магнитный момент, и мо¬
жет принимать всего два значения +х/г и-V2Энергетическое состояние, или место каж¬
дого электрона в атоме, может быть пред¬
ставлено совокупностью четырех квантовых
чисел. Принято обозначать состояние элек¬
трона в атоме цифрами, указывающими на
номер оболочки, в которой он находится
(ti) и буквами s, р, d, f, g, h, отвечающими
/ = 0, 1, 2, 3, 4, 5. Число электронов указы¬
вается сверху. Так, символ Зр5 соответству¬
ет пяти электронам третьей оболочки, име¬
ющим / = 1; электронная формула Is2
2s2, 2рб, 3s1 описывает электронную конфи¬
гурацию атома натрия.Ключом к периодической системе явля¬
ется принцип В. Паули (1925 г.), который
гласит, что в атоме не может быть больше
одного электрона с одинаковым значением
всех четырех квантовых чисел. Электроны
в каждом атоме стремятся занять наиниз-
шие энергетические состояния, отвечающие
наименьшим значениям квантовых чисел.
Распределение электронов по оболочкам и
подуровням представлено в табл. 3.Максимальная валентность элемента оп¬
ределяется числом электронов в его внеш¬
ней оболочке. Это же число определяет
группу элемента в периодической системе.
Для главных подгрупп это правило без
исключений, и поскольку инертные газы
имеют заполненные оболочки из восьми
электронов, они должны рассматриваться
в качестве главной подгруппы VIII группы.
Наличие переходных металлов в больших
периодах связано с достройкой внутрен¬
них оболочек. Существование лантанидов
и актинидов и их сходные свойства объяс¬
няются застройкой третьих (снаружи) обо¬
лочек при сохранении одинаковых предпо¬
следней и последней оболочек.
Таблица 1Элементарные частицыЧастицаСимволЗаряд е*Масса покоя
(в электрон¬
ных массах)те**Механический
вращательный
момент (спин),
ь...Магнитный мо¬
мент**** в магнето¬
нах Бора (М. Б.) или
в ядерных магнето¬
нах (Я. М.)Радиус г0, смСреднее врем
жизни, сек.ПродуктыраспадаФотон (квант света)т0010—Устойчив—НейтриноV00V 20—Устойчиво—Антинейтрино00V 20—Устойчиво но ан¬
нигилирует—Электроне~—е1V*— 1 М. Б.3,355-10“11Устойчив—Позитроне1*/2+ 1 М. Б.3,855-10—11Устойчив, но ан¬—1,32-10—13нигилирует—(л-мезонМ“—е206,7ч*+0,241 10“2М.Б.2,22-10_6e~+v+v+{л-мезон+е206,7-0,241-Ю-2 М. Б.1,32-Ю"132,22-10-13e++v+vтс0-мезон0264,2102,062 10—13Ю-15 ч- 10~16т + т;1,997-10-132,6-10-8Т + е+ + е+тс-мезонП +4-е273,210(J.+ +V—гс-мезонТС—е273,2101,997 Ю~132,6 10—81 г
+ПротонР-и1836,13V*+2,79277 Я. М.2,101-10“14Устойчив—АнтипротонР— е1836,13V*—2,79277 Я. М.2,101 • 10—14Устойчив, но ан¬
нигилирует—Нейтронп01836,65‘/2-1,913138 Я. М.ю-141040p+ + <T~+vАнтинейтронп01838,65‘/2+ 1,913138 Я. М.10-'41040p+e++v♦ Элементарный заряд е = 4,80288-10 10 CGSE = 1,60207-10 20 CGSM.** Масса электрона те — 9,1 085 • 10-28Л—27*** Механический вращательный момент (спин) ь =	=1,05444-10 эрг/сек.2к	20**** Магнитный вращательный момент 1 =. 0,92732-10 эрг/гс\ 1 ядерный магнетон \±п — 0,505038• 1 0
Примечание. Данные по к - мезонам и гиперонам в таблицу не включены.	-23эрг/гс.ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА 393
394СТРОЕНИЕ СТАЛИТаблица 2Основные физические постоянныеПостоянныОбозначенияРазмерностьЧисловое значениеСкорость света в вакуумеСсм • сек~1(2,99793±0,00004)-10_1°Элементарный зарядCGSE(4,80288±0,0010)Ю-10е {CGSM(1,602033 ±0,00034)- Ю*~20Квант действия Планкаhэрг■ сех(6,6252±0,0024) 10-27Магнетон БораM-iэрг-гс~1(0,92732±0,00037) Ю-20Первый радиус орбиты(0,529171±0,000028)-10~8электрона атома водородаr0смЧисло Авогадро (физиче¬Nское)—(6,0251±0,0004).1023Число молекул в 1 см3 при1 ^нормальных условиях—атом 1 смГа(2,687012±0,0005)-1019Постоянная ФарадеяFкулон-моль”19652,2±0,7Постоянная РидбергаЯсосм-1 (CGS)109737,ЗЭЗ±0,05Энергетический эквивалентMEмассыэрг1,49-10Коэффициент перехода от5,61 ±0,00025массы к энергииI г.мэвЕдиница атомной массыЕ, а. ммэз(931,04±0,07)остоянная Больцманакэрг-град"1(1,380474 ± 0,00026) • 10“~16Первая константа закона4,990-10“15излученияСх = 87ihcэрг- смВторая константа законаhe1,43848излученияс2= —см-градПостоянная закона Стефа¬на — Больцмана<7смГ2 • град~А - сек~15,6686-1015Механический эквиваленттеплотыу15дж - кал~~14,1855«Температура», соответст¬11606вующая 1 эв—°кЭнергия, соответствующая1°К .—эв0,8616-10”4Энергия, связанная с еди¬(1,985644:0,00032) • 10""16ницей волнового числа .—эргОбъем 1 моля идеальногогаза—см3атм-моль~~122,4146Абсолютный нуль темпера¬туры0°к°С—273,16±0,01Газовая постоянная (наRo {кал-град~~{ - моль"11,9864моль)эрг • град~~1 • моль“ 18,3144-107ооэрг-моль"12,27115-1010Отношение единиц физиче¬ской (01б = 16) и хими¬ческой (0= 16) шкал——16,00435:16=1,000272Гравитационная постоянная—дн-см2-г~26,670-10~8Ускорение силы тяжестиSoсм • сек~2980,665Постоянная тонкой струк¬туры 	1/а—137,0377Электроны в зависимости от занимаемой
ими орбиты образуют электронные облака
характерной формы. Так, 5-электроны, за¬
нимающие круговые орбиты, образуют
электронные облака в виде сферического
слоя, плотность которого максимальна на
расстоянии г0 от центра атома и быстроубывает с увеличением и с уменьшением
этого расстояния. Для р-электронов, вра¬
щающихся по эллиптическим орбитам, ха¬
рактерно образование облаков в виде ган¬
телей, расположенных ортогонально друг к
другу, так что при заполнении р-оболочки
шестью попарно связанными электронами
Распределение электронов в атомахТаблица 3ОболочкаПодгруппа1	Н2	Не3	Li4	Be5	В6	С7	N8	О9	F
10 Ne2s 2рМ0 1 23 s 3 р 3 d0 14 s 4 рОболочкаПодгруппаi 1 Na226112 Mgr226213 A1226214 Si226215 P226216 S22G217 Cl226218 Ar226219 К226220 Ca226221 Sc226222 Ti226223 V226224 Cr226225 Mn226226 Fe226227 Co226228 Ni226229 Cu226230 Zn226231 Ga226232 Ge226233 As226234 Se226235 Br226236 Kr226261626 126 226 326 516 526 626 726 826 1 o16 1026 Ю2 16 1 o2 26 102 36 102 46 102 56 102 637	Rb38	Sr39	Y40	Zr41	Nb42	Mo43	Tc44	Ru45	Rh46	Pb47	Agf48	Cd49	In5	0 Sn51	Sb52	Те53	J54	Xe55	Cs56	Ba57	La58	Ce59	Pr60	Nd61	Pm62	Sm63	Eu64	Gd65	Tb66	Dy6	7 Ho68	Er69	Tu70	Yb71	LuN0 12 34s Ap 4d 4/0 1 25s 5p 5d6s18 2
1 8; 2
1 8 2
18 218 2
18 2
18 2
18 2
18 2
18 2
18 2
18 2
1 8' 2
18121245
578
10
10
10
10
10
10
10
10
10
10
10
10
10
10
10
10
10
10
10
1010
1 0
1 0
1 0
1 010 10
10 11ОболочкаК1м3Подгруппа72	Hf73	Та74	W75	Re76	Os77	Ir78	Pt79	Au80	Hg81	T182	Pb83	Bi
8 4 Po85	At86	Rn87	Fr88	Ra89	Ac90	Til91	Pa92	U93	Np94	Pu95	Am96	Cm97	Bk98	Cf99	Es100	Fm101	Mv102	-
103 —222222222222222222222222222222220 12 35s 5p 5d 5/323232 2
2 2
32 2
32 2
32 2
32 2
3212
322
32 2
32 2
32 2
32 2
32 2
32 2
32 2
32 2
32 2
32 2
32 2
32 2
32 2
32 2
32 2
32 2
32 2
32 2
32 2
32 2
32 2
32 223456
7
910
1 0
10
10
10
10
10
10
10
10
10
10
10
10
10
10
10
1 0
10
10
10
10
10
10
100 1 26s 6p 6dQ707sОЬ|tilО2ОSО55stnйto
396СТРОЕНИЕ СТАЛИобразуется три гантели, расположенных
перпендикулярно друг к другу по осям
координат. Форма электронных облаков,
создаваемых внешними электронами, в зна¬
чительной степени определяет кристалличе¬
скую структуру элементов.ЛИТЕРАТУРА1.	Д. И. Менделеев Основы химии,I, II, Химиздат, 1947.2.	Д. И. Менделеев. Периодический за¬
кон, Научный архив, т. I, изд. АН СССР, 1953.3.	А. Зоммерфельд. Строение атома и
спектры, т. I, II, Гостехтеориздат, 1956.4.	Э. Ферми. Элементарные частицы, Изд-
во иностр. лит. 1952.5.	М. Г. Веселов. Элементарная квантовая
теория атомов и молекул. Гостехтеориздат. 1955.6.	Е. Cartmell, G. W. A. F.owles, Valen¬
cy and molecular structure, London, 1956.7.	В. Ю м-P о з e p и. Атомная физика для ме¬
таллургов, Металлургиздат, 1956.3.	ОСНОВНЫЕ ЗАКОНОМЕРНОСТИКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО СТРОЕНИЯ
ЭЛЕМЕНТОВМежатомная связьКристаллическая структура и свойства
элементов определяются строением их ато¬
мов и в первую очередь строением элект¬
ронных оболочек, которое полностью опре¬
деляется зарядом ядра, равным атомному
номеру Z. Существенным является не толь¬
ко число электронов во внешних оболоч¬
ках, но и распределение их по энергетичес¬
ким уровням, обусловливающее взаимо¬
действие внешних электронов. Стремление
спариваться так, чтобы магнитные момен¬
ты взаимно компенсировались, обеспечивая
прочную связь, характерно не только для
электронов внутри атомов, но и для внеш¬
них электронов соседних атомов.Два электрона, которые обладают одина¬
ковыми квантовыми числами п, I и и
орбиты которых лежат в одной плоскости,
а спины направлены антипараллельно, име¬
ют магнитный момент, равный нулю, и, сле-
цовательно, наиболее прочно связаны друг
с другом.Межатомная связь определяется силами
связи атомов друг с другом, возникающими
главным образом благодаря взаимодейст¬
вию их электронов. Общим принципом вза¬
имодействия атомов является стремление
к получению завершенной электронной обо¬
лочки. Известны четыре типа связи.Ионная, или гетерополярная,
связь осуществляется между разнород¬
ными атомами, один из которых отдает
один или несколько электронов с внешней
оболочки, а другой принимает их на свою
внешнюю оболочку. Образующиеся при
этом положительно и отрицательно заря¬
женные ионы с завершенными внешними
оболочками притягиваются друг к другу
электрическими силами. Ионная связь осу¬
ществляется в ионных кристаллах, состоя¬
щих из разных атомов. У элементов она не
встречается.Ковалентная, или го-меополяр-
н а я, связь осуществляется между оди¬
наковыми атомами. Завершение внешних,
валентных электронных оболочек достига¬
ется путем спаривания электронов двух или
нескольких атомов. Пары электронов нахо¬
дятся в коллективном владении обоих ато¬
мов. Число связей и число ближайших со¬
седей каждого атома определяются пра¬
вилом 8—N, где N— номер группы или чи¬
сло электронов во внешней оболочке. Ко¬
валентная связь характерна для многих не¬
металлов и полуметаллических элементов.
Она усиливается с увеличением числа свя¬
зей от одной до четырех. Ковалентная
связь может осуществляться и между раз-
ными атомами.Металлическая связь осуществ¬
ляется путем образования из внешних, от¬
носительно слабо связанных с ядром элек¬
тронов отрицательно заряженного электрон¬
ного «газа», организующего положительно
заряженные ионы в плотную, но довольно
пластичную кристаллическую решетку.
Электроны легко перемещаются от атома к
атому, обусловливая высокую электропро¬
водность металла. Большинство металлов
имеет одну из трех кристаллических реше¬
ток: гексагональную плотноупакованную,
гранецентрированную кубическую или объ-
емнодентрированную кубическую. Проч¬
ность металлической связи увеличивается
с повышением концентрации электрон¬
ного газа.Молекулярная связь (связь Ван-дер-Ваальса) осуществляется за счет сме¬
щения электрических зарядов в молекулах
и атомах и возникновения слабого электри¬
ческого притяжения. В наиболее чистом виде
она проявляется у инертных газов, имею¬
щих завершенные электронные оболочки.Часто имеется связь смешанного типа,
например ковалентно-металлическая1 или
ковалентно-молекулярная. Изменение харак¬
тера связи по периодам и группам периоди¬
ческой системы носит закономерный харак¬
тер. С уменьшением числа электронов во
внешней оболочке и при ослаблении притя¬
жения их ядром за счет возрастания числа
внутренних экранирующих электронных
оболочек усиливается связь металлического
типа. С увеличением числа электронов во
внешней оболочке до 4—7 и при усилении
их притяжения ядром за счет уменьшения
числа внутренних электронных оболочек уси¬
ливается ковалентная связь.Вследствие этого в направлении книзу и
влево по периодической таблице наблю¬
дается усиление металлических свойств, а
в направлении кверху и вправо усилива¬
ются неметаллические свойства.1	В ковалентных кристаллах слои, цепочки и
пары атомов, образующиеся в результате кова¬
лентной связи, притягиваются друг к другу
вандерваальсовыми силами. У многих ковалент¬
ных кристаллов (сурьма, теллур и др.) и у
многих металлов (марганец, уран) связь носит
одновременно и ковалентный, и металлический
характер.
ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА397Металлы, к которым относится большин¬
ство элементов, располагаются в правой и
нижней части таблицы; металлы обладают
ковкостью, высокой тепло- и электропровод¬
ностью и особым металлическим блеском.Неметаллы (металлоиды), к которым от¬
носятся инертные газы, галогены, водород,
бор, углерод, азот, кислород, кремний, фос¬
фор и сера, а также полуметаллы — герма¬
ний, серое олово, мышьяк, селен и теллур, —
располагаются в правой и верхней части
таблицы. Между металлами и металлоидами
вследствие существования смешанного типа
связи нельзя провести резкой границы.Кристаллическое строение элементовВсе элементы основных групп периоди¬
ческой системы обладают внешними валент¬
ными оболочками, число электронов в кото¬
рых равно номеру группы, т.. е. изменяется
от 1 для щелочных металлов и до 8 у инерт¬
ных газов. При этом у элементов I и II ос¬
новных групп — щелочных и щелочноземель¬
ных металлов — внешними являются соот¬
ветственно один и два 5-электрона, вращаю¬
щихся по круговым орбитам и. следователь¬
но, образующих электронные облака в виде
шарового слоя. Начиная с III группы, проис¬
ходит застройка р-оболочек из шести элек¬
тронов, вращающихся по эллиптическим ор¬
битам (электронные облака которых соглас¬
но квантово-механическим представлениям
имеют форму трех гантелей, расположен¬
ных перпендикулярно друг к другу), или
шести эллипсоидов, большие оси которых
взаимно ортогональны. Как отмечено вы¬
ше, именно с третьей группы начинается
также достройка внутренних d- и /-элек¬
тронных оболочек у переходных металлов
IV—VII периодов, а также лантанидов и
актинидов. В третьей группе эта дострой¬
ка и заканчивается.Строение внешних электронных оболочек
атомов главных подгрупп полностью опре¬
деляет кристаллическую структуру соответ¬
ствующих элементов. Щелочные металлы,
атомы которых -пои образовании кристалла
вследствие низкого значения первого иони¬
зационного потенциала легко теряют един¬
ственный слабо связанный валентный 5-
электрон, образуют положительные одно¬
кратно заряженные ионы с полностью зао¬
стренными рб-подоболочками. Взаимодей¬
ствие этих положительных ионов с элек¬
тронным газом, образующимся из отделив¬
шихся s-электронов, обусловливает метал¬
лическую связь, сближающую ионы друг с
другом. Орбитальное взаимодействие р6-под-
оболочек соседних ионов или, иначе говоря,
перекрытие эллипсоидальных р-облаков сво¬
ими внешними концами приводит вследст¬
вие ортогональности р-орбит, располагаю¬
щихся по трем осям прямоугольных коор¬
динат, к организации таких ионов в про¬
стую кубическую решетку. Внутри этого
элементарного куба остается пространство,
достаточное для размещения в нем еще
одного иона, и таким образом, образует¬ся типичная для многих металлов объем-
ноцентрированная кубическая решетка, со¬
стоящая из двух простых кубических,
вставленных одна в другую.Группа 1А (Li, Na, К, Rb, Cs, Fr).
Действительно, все щелочные металлы
(включая, несомненно, и франций, структура
которого еще не определена, так как у него
нет долго живущих изотопов) имеют объем-
ноцентрироваяную кубическую решетку
(рис. 1, а). Только у лития и натрия, наи¬
менее металлических из них, ниже —195° в
деформированном состоянии наблюдаются
плотнейшие металлические упаковки. Диа¬
метр атома и параметр решетки увеличи¬
вается от лития к цезию вследствие умень¬
шения сил связи внешних электронов с яд¬
ром, экранированным внутренними электро¬
нами.Г-р у пиша II A (Be, Mg, Са, Sr, Ва, Ra).У металлов второй основной группы первый
внешний 5-электрон отделяется легко, отде¬
ление же второго 5-электрона при образо¬
вании кристалла затруднено, на что ука¬
зывают повышенные значения второго ио¬
низационного потенциала у атомов этих
элементов: максимальные у бериллия и
магния и постепенно уменьшающиеся от
кальция и стронция к барию и радию. Не¬
сомненно, что при ассоциации в решетку
атомов бериллия, магния и низкотемпера¬
турных а и P-модификаций кальция и
стронция не происходит полной ионизации
атомов с отделением обоих s-электронов и
образованием ионов, обладающих внешни¬
ми р6-оболочками, а образуются однократ¬
но заряженные ионы с одним внешним s-
электроном, вращающимся по круговой ор¬
бите и обусловливающим сферическую или
слегка сплюснутую форму внешнего элек¬
тронного облака. Все эти металлы
имеют плотнейшие гексагональные или ку¬
бические структуры (рис. 1, б и в). Берил¬
лий и магний от низких температур вплоть
до температуры плавления имеют гексаго¬
нальную решетку. У бериллия ячейка зна¬
чительно сплюснута, а магний имеет плот¬
нейшую упаковку с отношением с/а, близ¬
ким к 1,6333. Кальций и стронций образуют
при низких температурах гранецентриро-
ванные кубические решетки, указывающие
на сферическую симметрию их ионов в кри¬
сталле благодаря одному неотделившемуся
5-электрону. При повышении температуры
расстояние между ионами возрастает, и эти
решетки переходят в компактные гексаго¬
нальные. Наконец, в результате отделения
второго 5-электроН(а при высоких темпера-
турах оба металла (кальций выше 450° и
стронций выше 614°) существуют в виде
объемноцентрированных кубических моди¬
фикаций, типичных для металлических ио¬
нов с внешними завершенными р6-подобо-
лочками. Барий, имеющий в семействе ще¬
лочноземельных металлов наинизшие иони¬
зационные потенциалы для обоих 5-элек¬
тронов, легко теряет их при образовании
кристалла уже при низких температурах и
вплоть до температуры плавления сущест*
398СТРОЕНИЕ СТАЛИвует в виде объемноцентрировавной куби¬
ческой формы. Такую же структуру, несом¬
ненно, должен иметь и радий, ионизацион¬
ные потенциалы обоих 5-электронов кото¬
рого еще ниже. Диаметры атомов и ионов
возрастают от бериллия к радию.рядка в кристаллах невозможно, и у бора
образуется две сложных модификации —
тетрагональная и ромбическая с ковален-
ными связями. Алюминий при образовании
кристалла легко теряет лишь один внешний:
р-электрон, обусловливающий металличе-у—7Z?'QL_о-—Л		Q 	^иРис. 1. Кристаллические решетки металлических элементов:
а — объемнодентрированная кубическая (о. ц. к.); К = 8,
di = 0,866а; б — гранецентрированная кубическая (г. ц. к),
К = 12, d. = 0,7071 а; в — плотноупакованная (компактная)
гексагональная, К = 6 + 6; с/а~ 1,633; г — простая ромбо¬
эдрическая ртути, К = 6; д — решетка белого олова; е —
орторомбическая решетка урана; ж — решетка марганца а;
з — решетка марганца (3Г р у п п а III А (В, Al, Ga, In, Tl). У эле¬
ментов III А группы ионизация с образова¬
нием ио'нов, обладающих р6-подоболочками,
еще^ более затруднена. У бара ковалентные
свойства превалируют над металлическими,
и поэтому структура металлического типа
вообще не образуется. С другой стороны,
по правилу Юм-Розери у элементов III
группы с ковалентной связью должно было
бы быть пять ближайших соседей. Однако
существование осей симметрии пятого по-скую связь образующихся ионов, сохраняю¬
щих два внешних s-электро-на. Сферическая
симметрия облака этих внешних s-электро¬
нов обусловливает плотнейшую упаковку
ионов в гранецентрированную кубическую
решетку. Галлий, индий и таллий при обра¬
зовании кристаллических структур легко те¬
ряют один внешний электрон (их ионизаци¬
онные потенциалы минимальны — см. рис.
15). С этим связаны их преимущественно
металлические свойства. Галлий образует
ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА399нетипичную для металлов ромбическую ре¬
шетку, построенную из двухатомных моле¬
кул, а индий — тетрагональную гранецен-
грированную. Низкотемпературная модифи¬
кация таллия имеет плотнейшую гексаго¬
нальную решетку. Только у высокотемпера¬
турной модификации у Р-таллия отделяются
все три валентных электрона, образуются
ионы Т13*'С внешней с?6-подоболочкой и по¬
является объ ем ноцентр прорванная кубиче¬
ская решетка 1. Между атомами элементов
IV—VII основных подгрупп превалирует
уже ковалентная связь. Этот тип связи ато¬
мов друг с другом характеризуется тем, что
отделяющийся от данного атома электрон
не освобождается полностью, переходя в
электронный газ, как это наблюдается у
металлов, а захватывается соседним ато¬
мом, с неспаренным электроном которого
он образует прочно связанную пару элек¬
тронов с антипараллельными спинами. Оба
электрона движутся по общей орбите в
в-иде восьмерки, в других центрах которой
располагаются оба атома. Легко видеть,
что из природы ковалентной связи вытека¬
ет правило Юм-Розери, определяющее чис¬
ло ближайших соседей, связанных с дан¬
ным атомом ковалентными связями: число
связей или ближайших соседей К = 8—
N, где N — число валентных электронов
или номер группы. Поскольку s-электроны
находятся на более внутренней лодоболочке,
они к ковалентному типу связи, как пра-
ло, прямого отношения не имеют и эта
связь определяется взаимодействием внеш¬
них р-электронов. Поэтому, во-первых, этот
тип связи не обнаруживается у элементов
первых двух основных групп с внешними
5-электронами и, во-вторых, само правило
можно сформулировать так:/С = 6 — р,где р—число электронов на внешней р-под-
оболочке, которое равно общему числу
электронов на внешней оболочке, за вы¬
четом двух 5-электронов, т е. равно N — 2.
Такое написание правила Юм-Розери точ¬
нее подчеркивает физический смысл связи
между внешними р-электронами, и стано¬
вится ясно, почему оно применимо главным
образом к основным неметаллическим
элементам V—VII групп с незастроенны¬
ми р-подоболочками.Группа IV А (С, Si, Ge, Sn, Pb). Ато-
мы элементов IV А группы имеют по четыре
валентных электрона на внешних оболочках
(s2p2) при застроенных внутренних оболоч¬
ках. При сближении атомов их внешние 5-
электро-ны, возбуждаясь, переходят на р-ор¬
биты. Четыре отрицательно заряженных вы¬
тянутых эллиптических электронных обла¬
ка, образованных внешними р, 5-электрона-1	Оболочка d19 подразделяется на более глу¬
бокую го r;nv d4, занимающую более низкий
энергетический уровень, и на внешнюю группу
из шести opToroHfi.->« о ^язанных ^-электронов,
сходную с р6-подоболочкой,;ми, расталкиваются на 'максимально воз¬
можные, т. е. на тетраэдрические, углы и
связываются в соответствии с правилом 8 —
N в четыре пары с неспаренными р, 5-элек¬
тронами соседних атомов (5, р-гибридиза-
ция). Каждая пара электронов с антипарал¬
лельными спинами описывает восьмерку во¬
круг обоих (атомов, связывая их прочной
ковалентной связью. Каждый атом окру¬
жен четырьмя ближайшими соседями, рас¬
положенными по углам тетраэдра. Ячейка
в целом принадлежит к кубическому типу.
Такой решеткой (рис. 2, а) обладают ал¬
маз, кремний, германий и серое олово. Ал¬
маз, представляющий монокристалл из ато¬
мов, каждый из которых связан четырьмя
ковалентными короткими связями со свои¬
ми соседями, имеет наивысшую прочность
и наиболее высокую температуру плавле¬
ния среди всех элементов. При переходе к
кремнию, германию и серому олову проч¬
ность решетки сильно уменьшается вслед¬
ствие увеличения длины ковалентных свя¬
зей. Электроны легче освобождаются, и с
повышением температуры у кремния и гер¬
мания появляются металлические свойства.
Белое олово, устойчивое выше 13°, имеет
металлическую проводимость, хотя и обла¬
дает сильно искаженной решеткой алмаза
(см. рис. 1, д). Свинец представляет уже
типичный металл с гранецентрированной
кубической элементарной ячейкой. Ее обра¬
зование обусловлено тем, что от атома
свинца отделяются два р-электрона и
вследствие этого ионы РЬ2+имеют два
внешних 5-электрона, формирующих сфери¬
ческое электронное облако.Углерод существует также в другой ал¬
лотропической форме — в виде графита.
Кристаллическая структура графита (рис.2,	б) сложена из чрезвычайно прочных
плоских гексагональных сеток, слабо свя¬
занных между собой. Каждый атом угле¬
рода в гексагональной плоской сетке проч¬
но связан тремя ковалентными связями,
расположенными под углами в 120°, со
своими тремя соседями. Эти связи короче,
а следовательно, прочнее, чем в решетке
алмаза. Четвертый электрон, орбита кото¬
рого перпендикулярна плоскости сетки, ос¬
тается неспаренным и легко отделяется, что
обусловливает слабую связь слоев и высо¬
кую электропроводность графита.Группа V Б (N, Р, As, Sb, Bi). Внеш¬
ними валентными электронами этих элемен¬
тов являются три р-электрона недостроен¬
ной р6-подоболочки. Согласно правилу 6 —р,
каждый атом имеет трех ближайших сосе¬
дей, причем углы между связями близки к
прямым углам между ортогонально направ¬
ленными облаками р-электронов в подобо-
лочке р6. Три р-электрона каждого атома
спариваются с р-электронами своих ближай¬
ших соседей, образуя прочные ковалентные
связи с двумя антипараллельными электро¬
нами, движущимися по орбите, имеющей
форму восьмерки. Атомы соединены в жест¬
кие корругироважные слои, представляющие
двухмерные молекулы, которые удержива¬
400СТРОЕНИЕ СТАЛИются одна около другой молекулярными си¬
лами (рис. 2, в). Связи между атомами в
слоях направлены под углами, близкими к
прямым, а именно под 96° у сурьмы и 94° у
висмута. Слои образуют ромбоэдрические
гексагональные решетки мышьяка, сурьмы
и висмута. Несколько иные кристаллические
структуры фосфора и аморфного мышьякара. Спиральные линейные молекулы селена
и теллура образуют гексагональные решет¬
ки (рис. 2, д). Кислород путем передачи в
коллективное пользование двух р-электро¬
нов образует стойкие молекулы 02, из ко¬
торых может образоваться три типа моле¬
кулярных решеток. Полоний обладает прос¬
той кубической решеткой с координацион-Рис. 2. Кристаллические решетки неметаллов:
а — алмаз, IV группа. К = 4; б — графит I, IV группа, К = (3+ 1); в — сурьма, висмут,
V группа, К = 3; г — сера S»; д — селен, теллур, VI группа, К = 2; е — иод, VII группа, К = 1также характеризуются координационным
числом 3. Эги ковалентные связи столь проч¬
ны, что молекулы Р4 и i4s4 сохраняются
даже в газообразном состоянии. Диаметры
ионов и параметры решеток возрастают от
азота к висмуту.Группа VI А (О, S, Se, Те, Ро). У этих
атомов внешней является группа /^-элек¬
тронов, из которых два неспарены и враща¬
ются <по орбитам, направленным под углом,
чуть большим 90° по отношению друг к дру¬
гу вследствие взаимного отталкивания от¬
рицательно заряженных облаков. Согласно
правилу 6 — р, каждый атом ковалентно
связан с двумя ближайшими соседями. Ко¬
валентная связь реализуется путем образо¬
вания сттиновосвязанной пары из двух не-
опаренных электронов соседних (атомов. Ор¬
тогональная ориентация орбит неспаренных
р-электронов в каждом атоме приводит к
образованию спиральных цепочек (селен,
теллур) или замкнутых колец из восьми
атомов (сера, рис. 2, г). Вследствие оттал¬
кивания отрицательно заряженных р-обла-
ков валентные углы возрастают с 90 до
105°,4, у серы и селена и до 102° у тел-nv-ным числом б и а = 3,345 А. Возможно,
что ее появление является результатом воз¬
буждения 5-электронов на р-уровни, приво¬
дящим к образованию гибридной ортого¬
нальной (s, р)-шестерки. Малая вытя-
нутость s, р-облаков может привести к об¬
разованию простой кубической ячейки с
пространством в центре куба, недостаточ¬
ным для размещения еще одного атома.VII	А группа (F, Cl, Вг, J, At и Н).Внешней электронной оболочкой у атомов
галогенов является группа р5, состоящая из
четырех спаренных и одного неспаренного
электрона. Согласно правилу 6 — р, каждый
атом может иметь лишь одного ковалентно
связанного с ним соседа. Формирование
пары электронов с противоположными спи¬
нами из одиночных р-электронов двух ато¬
мов приводит к образованию двухатомных
молекул F2, С12, Вг2, J2. Кристаллическая
структура йода, построенная из таких мо¬
лекул, представлена н>а- рис. 2, е. Водород
также образует двухатомные молекулы Н2
путем обобществления 1 я-эл'жтронов двух
атомов. Электроны эти движутся по одной
ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА401oo-образной орбите, в двух центрах которой
располагаются ядра водорода — протоны.
Прочная ковалентная связь, благодаря ко¬
торой двухатомные молекулы водорода и
галогенов сохраняются до высоких темпе¬
ратур, обусловлена электромагнитными си¬
лами, возникающими от орбитального и
спинового вращения антипар(аллельных эле¬
ктронов.Группа VIIIA (Не, Ne, Аг, Кг, Хе,
Rn). Атомы элементов с полностью за¬
строенными	р6-подоболочками инерт¬
ные газы —имеют максимальные иониза¬
ционные потенциалы (см. рис. 15) и поэ¬
тому при образовании кристаллических
структур их атомы не ионизируются. Так
как все р6-электроны спарены, они не мо¬
гут образовывать и направленных кова¬
лентных связей. Взаимодействие атомов
инертных газов между собой носит поэ¬
тому молекулярный характер. Слабые си¬
лы вандерваальсового притяжения недоста¬
точны для сближения, перекрытия и взаи¬
модействия р6-электронных облаков. На
далеком расстоянии атомы инертных газов
ведут себя как электронные облака псев-
досферической формы и поэтому молеку¬
лярные силы упаковывают их атомы
в плотнейшие решетки—компактную гекса¬
гональную для гелия, имеющего только два
s-электрона, и гранецентрированные куби¬
ческие для всех остальных инертных га¬
зов—неона, аргона, криптона, ксенона и
радона с внешним р6-подоболочками. Сла¬
бые молекулярные силы связи между ато¬
мами инертных газов обусловливают край¬
не низкие температуры плавления и малую
прочность их кристаллических решеток.
Только водород, азот, кислород, фтор и
хлор, двухатомные молекулы которых так¬
же связаны друг с другом слабыми моле¬
кулярными силами, имеют температуры
плавления и прочность решетки того же
порядка. Таким образом, инертные газы
являются предельным случаем ковалент¬
ных кристаллов для Р = 6 или при числе ва¬
лентных авязей 6 — р = 0. Их можно рас¬
сматривать, с другой стороны, и как пре¬
дельный случай металлической связи с
концентрацией электронно_го газа, равной
нулю. С увеличением атомного номера или
числа электронов в оболочках инертного
газа взаимодействие внешних электронных
облаков при сближении атомов увеличи¬
вается, усиливается молекулярная связь, а
температура плавления и прочность решет¬
ки несколько повышаются. Не исключе¬
на возможность частичной ионизации ксе¬
нона и радона, судя по значительному
уменьшению ионизационного потенциала
(см. рис. 15).Металлы побочных групп. Тремя
типичными кристаллическими структурами
металлов являются плотнейшая гранецен-
трированная кубическая, компактная гек¬
сагональная и объемноцентрированная ку¬
бическая. Многим металлам свойствен по-26	Металловедение (справочник), т. Iлиморфизм, причем, как правило, низко¬
температурные модификации имеют плот¬
нейшие упаковки, а наиболее высокотем¬
пературная — объемноцентрированную ку¬
бическую.Из металлов основных групп плотней¬
шими решетками обладают бериллий, маг¬
ний, а- и (3-кальций, а- и Р-стронций (IIA
группа), алюминий, а-таллий (IIIА груп¬
па) и свинец (IVA группа). Остальные ме¬
таллы основных групп (щелочные, щелоч¬
ноземельные и Р-таллий) имеют объемно¬
центрированную кубическую ячейку. Ины¬
ми структурами обладают лишь галлий,
индий и олово.Большинство элементов побочных групп
Б с неполностью застроенными внутренни¬
ми электронными d- и /-подоболочками —
в том числе переходные металлы — также
обладают типичными металлическими струк¬
турами, а именно объемноцентрированной
кубической, гранецентрированной кубиче¬
ской или плотноупакаванной гексагональ¬
ной (см. рис. 1, а — Ь). Образование
объемноцентрированной кубической решет¬
ки обусловлено тем, что после отде¬
ления всех валентных электронов у ионов
соответствующих металлов внешней ока¬
зывается р6-подоболочка с шестью элек¬
тронами, образующими вытянутые вдоль
трех осей координат эллиптические обла¬
ка. Взаимодействие концов этих облаков и
приводит к образованию объемноцентриро¬
ванной кубической решетки. Гранецентри-
рованная кубическая ячейка является
плотнейшей упаковкой для ионов, обладаю¬
щих сферической или псевдосферической
симметрией внешнего электронного обла¬
ка. Для этой ячейки удвоенное расстояние
между двумя наиболее плотноупакованны-
ми октаэдрическими плоскостями (111), де¬
ленное на кратчайшее расстояние между
соседними атомами в этой же плоскости d,
равно Ys/З —1,6333. .Как известно, эта
величина соответствует отношению пара¬
метров идеальной гексагональной плотно¬
упакованной решетки, построенной из сфе¬
рических ионов cja = 1,6333 . .Фактиче¬
ски же не существует ни одного элемента
с гексагональной решеткой, у которого это
отношение соблюдалось бы с точностью до
четвертого знака после запятой, соответ¬
ствующей точности определения парамет¬
ров решетки (табл. 5). Таким образом, на¬
личие у элемента гексагональной решетки
указывает на некоторую несферичность
(сплюснутость или вытянутость) его иона,
знак и величина которой определяется от¬
клонением фактического отношения с)а от1,6333 Из несферичных ионов нельзя
построить плотнейшую (гранецентрирован-
ную) кубическую решетку, но можно по-
строить плотнейшую гексагональную ре¬
шетку при ориентации осей вращения эл¬
липсоидальных ионов вдоль оси С.Конкретно, по группам, связь кристалли¬
ческой структуры металлов побочных групп
с электронным строением их -ионов такова
Таблица 4Кристаллическая структура элементов по группам периодической системы Д. И. МенделееваZСимволНазваниеРаспределение
электронов в свободном
атомеТип кристаллической
решетки, температурная
область устойчивости
модификации и
температура испытания,
°СКоордина¬
ционное
число (чис¬
ло атомов
в элемен¬
тарной
ячейке)Постоянные решетки kX’(1 kX= 1 ,00202А, или 10“8 см)Межатомные
расстояния kXДиаметр kXсаdxd2атома
(для
К= 12)иона1нВодород1Г ексагон3,756,111,63_3,750,562,72(—27 Г)(1-)Группа IA3LiЛитий2.1о.ц.к.* (20°)83,5023——3,0331—3,131,56иNaНатрий2.8.1о.ц.к ** (20°)84,2820——3,708—3,831,9619ККалий2.8.8.1о.ц.к.85,333——4,618—4,762,6637RbРубидий2.8.18.8-1о.ц.к. (18,5°)85,699——4,986—5,132,9855CsЦезий2.8.18.18.8.1о.ц.к. (—100°)86,067——5,254—5,413,3087FrФранций2.8.18.32.18.8.1(о.ц.к.)8—————5,603,56Группа 1Б29СиМедь2.8.18.1г.ц.к.123,6074——2,5508—2,551[(1,92)47AgСеребро2.8.18.18.1г.ц.к.124,0779——2,8577—2,8832,2679AuЗолото2.8.18.32.18.1г.ц.к.124,0704——2,8782—2,878(2,74)Группа IIA24BeБериллий2.2Комп. гексагон. (18°)64-62,281053,577141,56822,22112,28112,250,6812MgМагний2.8.2То же (25°)6+63,20305,20021,623543,19063,20303,201,5620CaКальций2.8.8.2а — г.ц.к. (комн.)(до 250°)125,582——3,94—3,942,12Р — комп. гексагон.(250-464°)6+63,986,521,6383,983,993,98—7 — о.ц.к. (500°)84,48——————(выше 464°)38SrСтронций2.8.18.8.2а —г.ц.к. (25е)(до 248°)126,0726——4,296—4,2962,54Р — комп. гексагон.(248°) (248—589°)6+64,317,051,6374,81—	—7 — о.ц.к. (614°)(выше 589°)84,84———		—56BaБарий2.8.18.18.8.2о.ц.к.85,015——4,343	4,482,8688RaРадий2.8.18.32.18.8.2(о.ц.к.)8—————4,703,04
Группа ПБ304880ZnCdHgЦинкКадмийРтуть2.8.18.22.8.18.18.22.8.18.32.18.2Гексагон.То жеРомбоэдр. (—46°)6+66+66+62,65952,97282,9994,93685,60541,8563
1,8856
а =70°ЗГ2,65952,97282,9992,90703,28662,7483,0423,Ю1,662,062,24Г руппа ШБ21ScСкандий2.8.8.1.2а — комп. гексагон.
(комн.)6+63,30905,27331,5853,233,303,265—Р — г.ц.к. (комн.)124,541——3,2046—3,2041,6639YИттрий2.8.18.81.2Комп. гексагон.6+63,64745,73061,5883,5953,64743,6292,1257LaЛантан2.8.18.18.8.1.2а— комп. гексагон,
(до 310°)6+63,7706,0631,6133,7273,7543,7542,44Р—г.ц.к. (310-864°)125,304——3,745—3,75—7 — о.ц.к. ^>864°)84,20————3,8—89AcАктиний2.8.18.32.18.8.12г.ц.к.Гру12п п a IIIA5,3114,062,225ВБор2.3а — тетрагон.
Р — ромбич.6+428,7310,135,0317,860,5776=8,931,75—
—1,80—1,78(0,40)13Л1Алюминий2.8.3г.ц.к. (25°)124,0414——2,8577—2,80—2,8581,1431GaГаллий2.8.18.3Ромбич.1+6
(8 ат.
в яч.)4,5167
6=4,51077,6448а:Ь: с= 1 :
: 0,99868:
1,692572,4372,7062,661,2449InИндий2.8.18.18.3г.ц. тетрагон. (25,6°)4+84,58934,93711,0753,2423,373,1381,8481TIТаллий2.8.18.32.18.3а — комп. гексагон.(ДО 234°)
j* — о.ц.к. (262°)
(234-304°)6f683,44963,8745,51371,59843,40103,35503,44963,422,10о	о	о* В процессе холодной деформации при низких температурах образуются г.ц.к. Li (а = 4,395А при —195°) и комп. гексагон. Li (а = 3,080 А; с= 4,818 А;
с/а = 1,566 при — 1 95°).	»о	°** При 5°К существует комп. гексагон. модификация а — 3,707 А, с = 6,154 А, с/а= 1,634.
Продолжение табл. 4гСимволНазваниеРаспределение
электронов в свободном
атомеТип кристаллической
решетки, температурная
область устойчивости
модификации и
температура испытания,
°СКоордина¬
ционное
число (чис¬
ло атомов
в элемен¬
тарной
ячейке)Постоянные решетки kX
(I kX = 1,00202 А, или 0~8 см)Межатомные
расстояния kXДиамечр kXсаdtd2атома
(Для
К-12)ионаГруп п a IVB22TiТитан2.8.82.2а — комп. гексагон.(25°) (до 882°)6+62,95044,68381,58732,88982,94452,931,28р —о.ц.к. (900°)(882°—1723°)83,3065——2,8578—2,87	40ZrЦирконий2.8.18.82.2а — комп. гексагон.(25°) (до 867°)6+63,23125,14771,59313,17253,22473,191,74Р — о.ц к. (862°)(867—1860°)83,6090——3,1101	3,12	72HfГафний2.8.18.32.82.2а — комп. гексагон.оо(20*) (до 1690°)6+63,1946А5,0511А1,58113,12103,18823,321,72Р — оцк.о(1690—2230*)83,50 А	—————Группа IVA6СУглерод2.4Алмаз43,55971,5441,54(0,30)Графит3(4 ат. в2,45646,69062,731,4172,46——яч.)14SiКремний2.8.4Алмаз45,4199——2,3469	2,670,7832GeГерманий2.8.18.4Алмаз45,6461—	2,4449	2,790,8850SnОлово2.8.18.18.4а — серое — алмаз(комн.) (до 19°)46,4781——2,8051—3,161,34Р — белое — тетр.4+2+45,81973,17490,54563,01613,1753—	(25°) (искаж. ре¬шетка алмаза)(19—232°)82PbСвинец2.8.18.32.18.4г.ц.к. (25°)124,9401——3,4932—3,4941,52СТРОЕНИЕ СТАЛИ
Группа УБ23VВанадий2.8.8.3.2о.ц.к. (30°)83,0282__2,6171	2,710,842241NbНиобий2.8.18.8.4.1о.ц.к. (20°)83,2940——2,8526—2,941,3273ТаТантал2.8.18.32.8.3.2о.ц.к. (20°)83,2910——2,850•—2,941,32Г руп п a VA7NАзот2.2.3а — кубическая	5,66		1,06	1,40(3-)р — гексагон.—4,034+96,587+151,633———2,9615РФосфор2.8.2.3Орторомб.3+33,3110,50IIq2,182,202,203,72(8 ат.: 1,32; 3,17в яч.)Ь =4,3833AsМышьяк2.8.18.2.3Ромбич.3+34,15153°49'	2,50863,1465	3,2251SbСурьма2.8.18.18.2.3»3+34,4876257°6,19,/—2,89863,3573,22844,1683BiВисмут2.8.18.32.18.2.33+34,736457° 14’13"—3,10503,47403,644,26Группа VIB24CrХром2.8.8.5.1а — О.Ц.К. (КОМН.)82,8788——2,4931—2,570,70Р — Г.ц.к. (>1850°)123,68 А2,6042MoМолибден2.8.18.8.5.1о.ц.к. (20°)83,1405—.—2,7197—2,801,3074WВольфрам2.8.18.32.8.4.2о.ц.к. (25°)83,1586——2,7353—2,821,30Груп п a VIA80Кислород2.24а — орторомб.—5,503,44а: b : с — 1——1,32(2-)6 = 3,32: 0,691:2,72: 0,625Р — ромбич.——6,19= 99°,1————7 — кубическая——6,83—————16sСера2.8.2.4а — орторомб.2(128 ат.10,4824,55а : b : с = 1 :2,123,362,083,64в яч.): 1.233 :Ь =12,92: 2,343Р — моноклинн.48 или 6810,90I 10,96а:b:с=Р =——ат. в яч.1= 1 :1,011==83°16'1(при 103 )11,01: 1,006ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА
Продолжение табл. 4СимволНазванРаспределениеТип кристаллической
решетки, температурная
область устойчивостиКоордина¬
ционное
число (чис¬Постоянные решетки кХ
(1 kX= 1,00202 А, или 10—8 см)Межатомные
расстояния kXДиаметрkXZэлектронов в свободном
атомемодификации и
температура испытания,
°Сло атомов
в элемен¬
тарной
ячейке). саdid2атома(для/(=12)иона34SeСелен2.8.18.2.4а — гексагон.
р — моноклинн.2+4
32 ат. в
яч.4.35528,9924,949511,528,041,1367
а:Ь:с =
= 1 :0,998
1,2812,316
р =
=91°34/3,4572,343,867 — моноклинн.32 ат. в
яч.12,74
Ь =| 9,25
8,04а : b : с == 1 : 0,631! :
: 0,7261Р == 93°4'——5284ТеРоТ еллур
Полоний2.8.18.18.2.42.8.18.32.18.2.4Гексагон.а — простая кубич.(10°) (до 18-54°)
Р — ромбоэдральн.
(75°) (от 54 до
254°)2+464,44693,3453,3595,91491,331
а = 98°13'2,8583,3383,462,743,54,22Группа УПБ25МпМарганец2.8.8.5.2а — сложная (20°)
о.ц.к. (до 727°)(58 ат. в
яч.)8,8959————2.581.82(2+)р — сложная куби¬
ческая (727—1095°)12 (20 ат.
в яч.)6,3018—————0,92(7+)у— г.ц.к. (1095—
—1134°)5 — о.ц.к. (1134—
—1244°)1283.85463,0744——2,72562,6625———45ТсТехнеций2.8.18.8.5.2Комп. гексагон.6+62,7354,3881,6042,6982,7292,71—75ReРений2.8.18.32.8,5,2Комп. гексагон.6+62,7600А4,458А1,6148'2,73492,7542,751.04(6+)
Группа VFIA9FФтор2.2.5Орторомб.(О—————1,36(1-)2,6617С1Хлор2.8.2.5Орторомб.1 (8 ат.6,248,26а:Ь : с =2,023,341,963,62(-185°)в ят.)6 = 4,48= 1 : 0,715 :1,3235ВгБром2.8.18.2.5Орторомб.1 (8 ат.4,488,72а : b : с =2,27—2,963,92в яч.)6 = 6,67= 1:1,49 :1,954,4053JЙод2.8.18.32.18.2.51 (8 ат.4,7959,780а:Ь:с=2,70—2,70в яч.)b = 7,255=1:1,51: 2., 0485AtАстатин2.8.18.32.18.2.5——■——Группа УШБ26FeЖелезо2.8.8.6.2а — о.ц.к. (до 769°)82,8606		2,4773—2,542,60р —о.ц.к. (769-911°)т — г.ц.к.123,63942,5734(911—1335°)(при 916°)——("Р«—2,52(2+)о — о.ц.к.916°)(1390-1535°)2,92632,534227СоКобальт2.8.8.7.2а — комп. гексагон.(До 470°)6+62,50224,06161,62322,49252,50222,501,58Р —г.ц.к. (420°)(470—1495°)123,5540——2,5130—2,50(2+)28NiНикель2.8.8.8.2г.ц.к. (20°)123,5165——2,4865—2,4871,48(2+)44RuРутений2.8.18.8.7.1Комп. гексагон. (25°)6+62,70034,27301,58242,64492,70032,671,24C4-W45RhРодий2.8.18.8.8.1г.ц.к. (20°)123,7967		2,6846—2,684V4 г)1,30(4+)46PdПалладий2.8.18.8.10г.ц.к. (22°)123.8829——2,7455—2,74531,28(4+)76OsОсмий2.8.18.32.8.6.2Комп. гексагон. (20°)6+62,72984,31041,57902,6702,72982,701,30(4+)77IrИридий2.8.18.32.8.7.2г.ц.к. (20°)123,8312——2,7090—2,7091,30(4+)78PtПлатина2.8.18.32.8.8.2г.ц.к. (20°)123,9160——2,7690—2,7691,28(4+)ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА
Продолжение табл. 4ZСимволНазваниеРаспределение
электронов в свободном
атомеТип кристаллической
решетки, температуоная
область устойчивости
модификации и
температура испытания,
°СКоордина¬
ционное
число (чис¬
ло атомов
в элемен¬
тарной
ячейке)Постоянные решетки kX
(1 kX= 1,00202 А, или 10~8 см)Межатомные
расстояния kXДиаметр kXсаd2атома
(для
/С= 12)нонаГруппа О (VIIIA)2НеГ еллий2Комп. гексагон.6+63,575,831,635	3,573,57	10NeНеон2.2.6г.ц.к.124,52——3,195—3,195—18АгАргон2.8.2.6г.ц.к.125,42——3,836—3,836—36КгКриптон2.8.18.2.6г.ц.к.125,59 при——3,956—3,956——252°554ХеКсенон2.8.18.18.2.6г.ц.к.126,18 при——4,375—4,375——170°86RnРадон2.8.18.32.18.2.6(г.ц.к.)————————Лантан и лантаниды57LaЛантан2.8.18.18.8.1.2а — комп. гексагон.(3+)(20°) (до (310°)6+63,7546,0631,6133,7273,7543,7542,8р —г.ц.к. (20°)(310—864°)125,304——3,745—3,745—т — о.ц.к. (> 864°)(864-920°)84,20——————а — Г.Ц.К. (—196°)124,85——————58СеЦерий2.8.18.19.8.1.2Р—комп. гексагон.(0°) (до 90°)6+63,685,961,623,633,653,642,04у — г.ц.к. (комн.)(90—730°)125,1612——3,65—3,65—5 — о.ц.к. (> 730°)(730—804°)84,11——————59РгПразеодим2.8.18.20.8.1.2а — комп. гексагон.(комн.) (до 792°)6+63,67255,9181,6133,6333,6623,6562,00р —о.ц.к, (800°)(792—935°)84,13——3,642—3,64—60NdНеодим2.8.18.21.8.1.2а — комп. гексагон.(ДО 862°)6+63,65795,9001,6133,6213,6503,6421,98р —о.ц.к (> 862°)(862—1024°)84,13——————408 СТРОЕНИЕ СТАЛИ
61PmПрометий2.8.18.22.8.1.2—————————62SmСамарий2.8.18.23.8.1.2а — гексагон. (комн.)
(до 917°)6+63,62126,25	—3,6213,591,9463EuЕвропий2.8.18.24.8.1.2Р — <о.ц.к.) (917—
—1072°) о.ц.к.84,5820—	3,960	4,081,9464GdГадолиний2.8.18.25.8.1.2а — комп. гексагон.
(20°) (до 1264°)Р — (о.ц.к.) (1264—
—1312°)6+63,63605,78261,5873,5543,6623,6041,865TbТербий2.8.18.26.8.1.2а — комп. гексагон.
(20°) (до 1317°)6+63,60105,69361,5803,5083,5853,5641,7866DyДиспрозий2.8.18.27.8.1.2р — (о.ц.к.)(1317—1368°)Комп. гексагон. (20°)6+63,59035,64751,5793,4993,5783,5461,7667HoГольмий2.8.18.28.8.1.2» » (20°)6+63,57735,61581,5803,4833,5573,5321,7268ErЭрбий2.8.18.29.8.1.2» (20°)6+63,55885,58741,5703,4613,5523,5141,7069TuТулий2.8.18.30.8.1.2» » (20°)6+63,53755,55461,5803,4463,5233,4921,7070YbИттербий2.8.18.31.8.1.2а—г.ц.к. (20°)(до 798°)Р —о.ц.к. (> 798°)
(798-824°)1285,48624,453,8663,8801,6271LuЛютеций2.8.18.32.8.1.2Комп. гексагон. (90°)6+63,50315,55091,5843,4393,5093,4641,60Актинидыj18990AcThАктинийТорий2.8.18.32.18.8.1.22.8.18.32.18.8.2.2г.ц.к.а — г.ц.к. (комн.)(до 1450°)Р — о.ц.к.
(1450—1750°)121285,311А
5,0843
4,11——3,58803,552—4,063,593,462,222,169192PaUПротактинийУран2.8.18.32.20.8.1.22.8.18.32.21.8.1.2п.ц. Тетрагон.
а — ромбич. (комн.)8+22+2++4+43,925А
2,8583,238А
4,9550,8253,206 (8
атомов)
2,763,232 (2
атома)
2,853,263,092,102,08(до 660°)= 5,8773,273,36ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА 409*
Продолжение табл. 4Тип кристаллическойКоордина¬Постоянные решетки kXМежатомныеДиаметр•7СимволНазванРаспределениерешетки, температурная
область устойчивости
модификации hционное
число (чи¬(1 kX = 1,00202 А, или 10—8 см)расстояния kXkXэлектронов в свободном
атомесло атомовQатоматемпература испытания,
°Св элемен¬
тарной
ячейке)аdtdt(для
/С* 12) 1< ионаР — тетрагон. (720°)10,7595,6560,52572,7—		(660—770°)(при 720°)—3,37 — о.ц.к. (805°)3,052(770—1133°)83,524———■——93NpНептуний2.8.18.32.22.8.1.2а — орторомб. (20°)Ь =оо(278е)46,663А=4,723Ас=4,887=А——3,042,04Р— тетрагон. (313°)2,75(278—570°)44,8973,3880,6919———у — о.ц.к. (600°)3,04294Pu(570—637°)83,52————Плутоний2.8.18.32.23.8.1.2а — СЛОЖН. MOHO-Ь =клинн.6,1835А10,973А=4,8244А"CDIIО00о——3,162,02Р —СЛОЖН.	———————7 — ромбич. (235°)4+2+43,15876=5,7682с = 10,1623,0263,159 и——(320°)(210°)3,2793,288S — г.ц.к. (320°)124,6370—————Ъ' — г.ц. тетрагон.4,489(465°)—4,701—————е —о.ц.к. (500°)83,638——3,150———9596AmCmАмерицийКюрий2.8.18.32.24.8.1.22.8.18.32.25.8.1.2а — комп. гексагон.
Р — о.ц.к.j 6+6(500°)3,64211,762X1,615———2,0097BkБеркелий2.8.18.32.26.8.1.2				————98CfКалифорний2.8.18.32.27.8.1.2				————99EsЭйнштейний2.8.18.32.28.8.1.2			————100или 29.8.2FmФермий2.8.18.32.29.8.1.2	__		—————101или 30.8.2MdМенделеевий			————102———————————410 СТРОЕНИЕ СТАЛИ
Примечания: I. В таблице приняты следующие сокращенные обо¬
значение типов решетки:о.	ц. к. — объемноцентрированная кубическая;г< ‘ к _ гранёцентрированная кубическая*,
комп. гекс. — компактная гексагональная;гексагон. — гексагональная;
ромбич. — ромбоэдрическая;алмаз. — типа алмаза;тетрагон. — тетрагональная;орторомб. — орторомбическая;
г. ц. тетр. — гранецентрированная тетрагональная;
монокл. — моноклинная.2.	Координационное число указывает на число ближайших соседей каж¬
дого атома. Для некоторых структур дано число ближайших соседей пер¬
вого и второго порядка. Для сложных структур вместо координационного чис¬
ла приведено число атомов в элементарной ячейке.3.	Кристаллическая структура и параметры решетки даны для темпе¬
ратур 18—25°. Для элементов, находящихся при комнатной температуре а
жидком или газообразном состоянии, кристаллическая структура указана
для температур затвердевания. Для элементов, существующих в различных
модификациях и аллотропических формах, указаны кристаллические струк¬
туры этих модификаций и температурная область их устойчивости.4.	Диаметры атомов даны для координационного числа 12. В случае пе¬
рехода от координационного числа 8 к 12 диаметр умножался на 1,03.5.	Ионные диаметры даны для полностью ионизированиого состояния,
г. е. для случая удаления всех электронов с внешней электронной оболочки..
При отсутствии таких данных приводятся диаметры ионов с указанием ве¬
личины и знака их зарядов. В круглых скобках представлены значения диа¬
метров, полученные полутеорстическим путем, остальные значения — эмпи¬
рические.6.	В элементарной ячейке галлия — 8 атомов, каждый атом имеет одного
соседа на расстоянии 2,437 кХ, двух соседей на расстоянии 2,706 кХ, двух — па
расстоянии 2,736 кХ и двух — на расстоянии 2,795 кХ.7.	Графит имеет гексагональную, но не плотноупакованную решетку с че¬
тырьмя атомами в элементарной ячейке, вследствие чего' он обладает слоистой
структурой.8.	Р-иольфрам имеет кубическую структуру. Атомы занимают положение
X и У. Каждый атом X имеет 12 соседей У на расстоянии 2,816 кХ каждый
атом У имеет 2 У соседей на расстоянии 2,519 кХ и АХ соседей на расстоянии
2,816 kX (фактически это структура W30).Э.	Моноклинная сера имеет элементарную ячейку, содержащую 48 s или 6Х
ХЗ s атомов в ячейке.10.	Селен и теллур имеют гексагональную, не плотноупакованную решетку.
Каждый атом имеет двух соседей на расстоянии di, и четырех — на расстоя¬
нии dt%11.	а — марганец имеет сложную пространственно централизованную
кубическую решетку, каждый узел которой составлен из 29 атомов: одного
типа X, четырех типа А, 12 типа Дг и 12 типа Д1. Атомы X занимают наи¬
больший объем, а Дг — наименьший. Расстояние между соседними атомами
следующее.Соседи атомов А:IX на 2,82 кХЗД1 на 2,49 кХ и 3 на 2,96 кХ
ЗДг на 2,69 кХ и 3 на 2,89 кХСоседи атомов X:12Дг на 2,71 кХ
4А на 2,82 кХСоседи атомов Дг.IA на 2,49 кХ и 1 на 2,96 кХ
1 Дг на 2,45 кХ, 2 на 2,51 кХ и на 2,66 кХ
6Д на 2,67 кХСоседи атомов Дг:IX на 2,71 кХ2А на 2,69 кХ и 1 на 2,89 кХ
1Дг на 2,24 кХ' и 2 на 2,38 кХ
1Дд на 2,45 кХ, 2 на 2,51 кХ и 2 на 2,66 кХ12.	Р — марганец имеет сложную кубическую структуру с 20 атомами двух
типов в элементарной ячейке.Каждый атом первого рода имеет:трех соседей иа расстоянии .	2,365 кХ» » » »	2,530 кХ» » » »	2,671 кХ» » » »	2,675 кХКаждый атом второго рода имеет:двух соседей на расстоянии	2,530 кХ» » » »	. 2,615 кХ» » » »	. 2,659 кХ» » » »	.2,671 кХэ	» * »	2,675 кХ13.	В решетке брома и йода атомы располагаются парами и каждый атом
имеет одного ближайшего соседа на расстоянии dim14.	Межатомное расстояние для хлора dx = 1,99 кХ дано без ясно Д^3'занной пространственной группы. Если пространственная группа £>4/, с
16 атомами в элементарной ячейке и параметры X, У н Z равны соответствен¬
но 0,125; 0.1С7 и 0,107 кХ. тогда di = 1,88 кХ.ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА
412СТРОЕНИЕ СТАЛИТаблица 5Отношение — для металлических решеток и отклонение их ионов
аот сферической формыТип решеткиМеталлсаОтклонение
формы иона
от сферы
вдоль оси
С*Плотнейшая гексаго¬
нальная (сжатая по
оси С)БериллийДиспрозийОсмийТербий, гольмий, туллийЭрбийРутенийЛютецийа-скандийа-титанГадолинийИттрийа-гафнийТуллийа-цирконийТехнецийЛантан, неодим, празеодим.Ренийа-церийа-кобальтМагнийВодород1,56821.579
1,57901.580
1,582
1,58241.5841.585
1,58731.5871.588
1,5881
1,5983
1,5992
1,604
1,613
1,6148
1,62
1,623
1,6235
1,630,95800,95760,95760,9670,9680,9680,9690,9700,9710,9710 972.0,9720,9770.9780,9820,9870,9880к 9910,9930,9930,997Плотнейшая кубичес¬
кая (г. ц. к.)Медь, серебро, золото, а-кальций,
а-стронций, [3-скандий, алюминий,
свинец, у-железо, [3-кобальт, (З-ни-
кель, родий, палладий, иридий, пла¬
тина, (3-лантан, [3-церий, (3-празео-
дим, иттербий, торий, й-плутоний1,633331,0000Объемно-центриро¬
ванная кубическая
(о. ц. к.)Литий, натрий, калий, рубидий,
цезий, у-кальций, у-стронций, ба¬
рий, (3-таллий, (3-титан, [3-цирконий,
(З-гафний, ванадий, ниобий, тантал,
хром, молибден, вольфрам, а, (3-же¬
лезо, европий, у-уран, у-нептуний,
е-плутоний»1,633331,0000Плотнейшая гексаго¬
нальная (растянутая
по оси С)* Наиболее сжатый пс
тый вдоль оси С ион кад!ГелийАзот, (3-стронций(3-кальцийа-никельЦинкКадмий) оси С ион бериллия отличается от шара на
ния отличается от шара на +15,6%.1.6351.636
1,638
1,64
1,8563
1,8859— 4,1%; наибо.1,0011,0011,0021,0021,1361,156лее вытяну-
ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА413Группа 1Б (Си, Ag, Аи). Атомы меди,
серебра и золота имеют по одному легко
отделяющемуся валентному 5-электро.ну,
образующему электронный газ, который
связывает однократно заряженные поло¬
жительные ионы, обладающие внешними
с110-подоболочками. Низкая концентрация
электронного газэ не обеспечивает сбли¬
жения этих ионов до перекрытия и взаимо¬
действия их внешних d-электронных обла¬
ков. Упаковка этих псевдосферических ио¬
нов ненаправленными силами взаимодей¬
ствия с электронным газом приводит, как
и в случае инертных газов, к плотнейшей
кубической структуре. Диаметры атомов и
параметры решеток возрастают от меди к
серебру и слегка уменьшаются от серебра к
золоту вследствие лантанидного сжатия
электронных оболочек, вызываемого увели¬
чением заряда ядра при застройке внут¬
ренней 4/-подоболочки, которая ведет к уси¬
лению притяжения внешних электронов.Группа НБ (Zn, Cd, Hg). Атомы ме¬
таллов этой группы имеют во внешнем
слое по два валентных s-электрона, обра¬
зующих завершенную 5-подоболочку, и по
десять d-электронов в предшествующей
^10-подоболочке. Цинк и кадмий образуют
сильно вытянутые в направлении оси С
гексагональные решетки с числом ближай¬
ших соседей в плотноупакованном слое,
равным 6. Поскольку эти металлы принад¬
лежат ко II группе, координационное число
6 соответствует правилу Юм-Розери (К =
= 8—2). Это, а также пониженная пластич¬
ность цинка и кадмия указывают на суще¬
ственно ковалентный характер связи их
атомов в плотноупакованных слоях. По-
видимому, в образовании шести ковалент¬
ных связей каждого атома принимают уча¬
стие два 5-электрона и четыре d-электро¬
на. Слабая связь между гексагональными
слоями имеет металлический характер.
Ртуть обладает ромбоэдрической решеткой
также с координационным числом 6 (см.
рис. 1, г). Параметры решеток и диаметры
атомов возрастают от цинка к ртути.Группа ШБ (Sc, Y, лантаниды,
актиниды). Атомы скандия, иттрия,
лантана и актиния имеют по три внешних
валентных электрона (один d-электрон и
два s-электрона) и предшествующую за¬
полненную р6-подоболочку. Вследствие не¬
полного отделения валентных электронов
ноны в металлическом кристалле имеют
внешнюю s-оболочку, сферическую или
слегка сжатую, что приводит к плотнейшей
кубической или гексагональной упаковке.
Этим металлам, так же как и многим лан-
танидам, свойствен полиморфизм с плот¬
ной гексагональной структурой в качестве
низкотемпературной модификации и гране-
центрированной кубической в качестве бо¬
лее высокотемпературной. При температу¬
рах, предшествующих плавлению, у многих
лантанидов (La, Се, Рг, Nd, Eu, Yb, а так¬
же, по-видимому, у Sm, Gd, Tb и др.)
найдена объемноцентрированная кубиче¬ская модификация, причиной появления
которой служит отделение всех трех ва¬
лентных электронов и взаимодействие
5р6-подоболочек ионов, электронные обла¬
ка которых вытянуты по трем ортогональ¬
ным осям. Диаметры атомов увеличивают¬
ся от скандия к лантану, а затем от лан¬
тана к лютецию испытывают сжатие в свя¬
зи с увеличением заряда ядра при за¬
стройке 4/-подоболочки. Всё актиниды,
кроме недостаточно изученного актиния,
обладают высокотемпературной объемно-
центрированной кубической модификаци¬
ей, появление которой обусловлено перехо¬
дом трех внешних валентных электронов в
электронный газ, и взаимодействием поло¬
жительных трехкратно заряженных ионов,
имеющих внешние рб-подоболочки с элек¬
тронными облаками, вытянутыми по осям
координат. Торий при низких температурах
имеет гранецентрированную кубическую
решетку, а уран, нептуний и плутоний —
а и (^-модификации ковалентно-металличе¬
ского типа со сложными решетками. Моди¬
фикации б- и т]-плутония обладают гране-
центрированными структурами (кубической
и тетрагональной).Г руппа IVB (Ti, Zr, Hf). Атомы тита¬
на, циркония и гафния имеют по четыре ва¬
лентных электрона, из котдрых два при¬
надлежат к внешней s-подоболочке, а
два — к следующей за ней d-подоболочке.
Под ними располагается заполненная
р6-подоболочка. При низких температурах
отделения всех валентных электронов не
происходит, и ионы имеют псевдасфериче¬
скую, слегка сплюснутую форму, что приво¬
дит к образованию плотнейшей гексагональ¬
ной а-.модификации. При высоких темпера¬
турах отделяются все четыре валентных
электрона, и возникающие вследствие этого
ионы с внешними р6-лодоболочками, сбли¬
женные до перекрытия электронных обла¬
ков благодаря взаимодействию с электрон¬
ным газом, образуют объемноцентрировая-
ную кубическую p-модификацию. Диамет¬
ры атомов и ионов увеличиваются от ти¬
тана к цирконию, а затем слегка умень¬
шаются к гафнию вследствие лантанидно¬
го сжатия.Группа УБ (V, Nb, Та). Атомы этих
металлов имеют по пяти валентных внеш¬
них 5- и d-электронов, отделение которых
приводит к образованию ионов с внешней
электронной конфигурацией р6. Все три
металла от комнатной температуры до тем¬
ператур плавления имеют объемно-центри¬
рованную кубическую элементарную ячей¬
ку, что доказывает существование в метал¬
лической решетке взаимодействующих ио¬
нов р6 с ортогонально вытянутыми р-орби¬
тами.Группа У1Б (Сг, Mo, W). Атомы хро¬
ма, молибдена и вольфрама имеют по ше¬
сти валентных 5- и d-электронов, отделе¬
ние которых при ассоциации атомов в ре¬
шетку обнажает завершенную внешнюю
р6-подо бол очку соответствующих ионов.
414СТРОЕНИЕ СТАЛИВзаимодействие этих ионов, сближенных
до перекрытия р-облаков притяжением
электронного газа, приводит к объемно-
центрированной кубической ячейке, устой¬
чивой вплоть до температур плавления
хрома, молибдена и вольфрама. Вопрос о
природе (3-хрома следует считать откры¬
тым.Таким образом, возникновение объемно-
центрированных кубических структур или
высокотемпературных модификаций у про¬
стых металлов I и II групп и у переход¬
ных металлов IV, V и VI периодов, ланта-
нидов и актинидов имеет общую причину—
реконфигурацию внешних электронов их
металлических ионов. Эта объемноцентри-
рованная кубическая решетка, чрезвычайно
непрочная и пластичная у щелочных ме¬
таллов с одноэлектронным газом, стано¬
вится все более прочной с повышением
концентрации электронного газа и оказы¬
вается исключительно прочной с увеличени¬
ем числа отделяющихся валентных элек¬
тронов до 6. В рядах К—Сг, Rb—Mo, Cs—
W сильно возрастают температуры плавле¬
ния, модуль упругости и твердость, харак¬
теризующие рост сил межатомной связи
Повышение прочности кристаллической ре-
щетки внутри групп от Ti, V, Сг. соответст¬
венно к Hf, Та, W объясняется повышени¬
ем концентрации электронного газа вслед¬
ствие уменьшения размеров металлических
ионов.Группа VIIB (Mn, Тс, Re). У атомов
марганца, технеция и рения внешними ва¬
лентными электронами являются два s-
электрона и пять ^-электронов. Однако все
валентные электроны при образовании ме¬
таллической решетки не отделяются. Мо¬
жет быть, при высоких температурах это
происходит лишь у объемноцентрированной
кубической 6-модификации марганца. Мар¬
ганец у имеет гранецентрированную куби¬
ческую структуру, а технеций и рений об¬
ладают плотнейшими гексагональными упа¬
ковками. Это указывает на сферическую
или слегка сжатую форму их ионов, сохра¬
няющих часть 5- и i-электронов. Низкотем¬
пературные а- и p-модификации марганца
имеют сложные кубические ячейки ков а-
лентно-металлического характера (см. рис1,	ж, и, з), причем первая из них близка к
структуре у-латуни, а вторая р-латуни.Группа VI11Б Fe, Со, N и метал¬
лы платиновой группы). Хотя
внешними электронами у атомов этих ме¬
таллов являются соответственно 8, 9 или
10 d- и 5-электронов незастроенных оболо¬
чек, высшая валентность этих металлов в
соединениях не превышает 2—4, чему соот¬
ветствует и зарядность ионов в металличе¬
ских решетках. Так как р6-подоболочка не
обнажается, то ионы имеют сферическую
или эллипсоидальную форму и образуют
плотнейшие кубические или гексагональные
элементарные ячейки. При этом а.-Со, Ru и
Os обладают плотнейшими гексагональны¬
ми, слегка сжатыми по оси элементарнымиячейками, а все остальные металлы — гране-
центр иров а нными кубич ескими.Совершенно особым является полимор¬
физм железа. У атома железа внешними
являются электроны 3d6- и 452-подоболочек.
В ионных соединениях железо чаще всего
двухвалентно, и можно считать, что метал¬
лический кристалл образован из ионов с
внешней электронной 3^6-подоболочкой.
Такая подоболочка сходна с ортогональной
р6-подоболочкой, и поэтому a-Fe имеет
объемноцентрированную кубическую эле¬
ментарную ячейку. Вследствие неспаренно-
сти d-электронов a-Fe обладает сильными
магнитными свойствами. С повышением
температуры до 769° d-электроны спарива¬
ются, и магнетизм исчезает. Однако объем-
ноцентрированная кубическая структура
сохраняется, так как сохраняется взаимо¬
действие d-орбит. Дальнейшее повышение
температуры до 910° ведет к удалению ио¬
нов друг от друга и к нарушению направ¬
ленных ^6-связей. Псевдосферические на
дальнем расстоянии ионы d6 упаковываются
в плотнейшую кубическую решетку (y-Fe).
При 1400° структура вновь становится объ¬
емноцентрированной кубической (б-Fe).ЛИТЕРА ТУРА1.	Н. В. Агеев. Химия металлических спла¬
вов, изд. АН СССР, 1948.2.	Г. Б. Б о к и й. Введение в кристаллохи¬
мию. 1-е изд., 1954 и 2 изд., 1960 г.3. Е. С. М а к а р о в. Кристаллохимия прос¬
тейших соединений урана, тория, плутония н
нептуния. Изд. АН СССР, 1958.4.	Б а р р е т. Структура металлов. Металлург-
издат. 1948.5.	В. Юм-Розери и Г. В. Рейнор.
Структура металлов и сплавов. Металлургиздат,
1959.6.	W. В. Pearson, A. Handbook of Lat¬
tice Spacings and Structures of Metals and
Alloys, Pergamon Press, Lond, 1958.4.	СВОЙСТВА ЭЛЕМЕНТОВ
И ИХ ПЕРИОДИЧЕСКОЕ ИЗМЕНЕНИЕ
С ВОЗРАСТАНИЕМ АТОМНОГО
НОМЕРАНесомненно, что строение атома пол¬
ностью определяет не только строение^кри¬
сталлической решетки, но и все свойства
элементов. Ряд свойств удалось вычислить
методами атомной физики с хорошим при¬
ближением к экспериментальным значени¬
ям; большинство же свойств связано со
строением атома настолько сложно, что по¬
ка не поддается расчетам. О глубокой за¬
висимости свойств элементов и их соеди¬
нений от строения электронных оболочек
свидетельствует закономерное, часто мо¬
нотонное, изменение свойств элементов
внутри групп периодической системы
(табл. 6) и периодическое изменение
свойств с возрастанием атомного номера
(рис. 3—19). Для многих свойств наблю¬
дается простая периодичность с четко вы¬
раженными максимумами и минимумами,
для других — периодичность носит слож¬
ный характер с дополнительными экстре¬
мальными значениями свойств внутри пе¬
риодов.
ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА415Константы строения и объ¬
емные свойства. Максимальные
атомные объемы, атомные радиусы и меж¬
атомные расстояния имеют щелочные ме¬
таллы.С возрастанием атомного- номера внутри
периодов атомные объемы, атомные радиу¬
сы и межатомные расстояния быстро со¬
кращаются вследствие усиливающегося
притяжения ядром внешних электронов.
Минимальные значения атомных объемов,ся еще меньшими размерами атомов при
сохранении высокой плотности их упаков¬
ки. С дальнейшим увеличением номера
группы атомный объем быстро возрастает
вследствие перехода к менее плотноупако-
ванным ковалентным структурам с чис¬
лом ковалентных связей, уменьшающимся-
от 4 в группе углерода до 1 у галогенов.
Переходные металлы III—VIII периодов
обладают малыми атомными объемами*
что обусловлено малыми радиусами их ио-Рис. 3. Периодическое изменение атомного объема с возрастанием атомного номераМаксимальные атомные объемы щелоч¬
ных металлов объясняются тем, что при
взаимодействии их атомов отделяется один
s-электрон. Образующийся электронный
газ, имеющий низкую концентрацию (один
электрон на атом), слабо сближает одно¬
кратно заряженные положительные ионы,
которые обладают очень большими разме¬
рами вследствие того, что избыточный за¬
ряд ядра равен всего лишь + 1 и он силь¬
но экранирован внутренними электронны¬
ми оболочками. Кроме того, щелочным ме¬
таллам свойственна неплотная упаковка
(/( = 8). При переходе к щелочноземель¬
ным металлам атомный объем уменьшает¬
ся вследствие сокращения атомного диа¬
метра и повышения плотности упаковки
(/С = 12). Элементы IIIA группы — бор,
алюминий, галлий, индий и таллий — обла¬
дают наименьшими атомными объемами из
элементов основных групп, что объясняет-нов и высокой плотностью упаковки ме
таллических решеток (/(=12 и 8). Атом-
ный объем переходных металлов уменьша¬
ется с увеличением числа отделяющихся-
валентных электронов, которое обусловли¬
вает избыточный заряд ядра, определяю
щий диаметр ионов и концентрацию элек¬
тронного газа, сближающего эти ионы.
Атомные диаметры сильно уменьшаются
от металлов III группы к металлам VT
группы и достигают минимума у наиболее
плотноупакованных металлов VIII группы
(рис. 4, 5).Уменьшение диаметров атомов и соот¬
ветственно межатомных расстояний от
Si к С1, от As к Вг, от Sb к J и от Bi к At
при одновременном повышении атомные
объемов закономерно, так как первые свя*
заны с усилением ковалентной связи меж¬
ду соседними атомами, а' возрастание
атомного объема — с уменьшением числа
416СТРОЕНИЕ СТАЛИковалентных связей от 4 до 1 и снижением
плотности упаковки.Зависимость плотности от атомного но¬
мера также носит ярко выраженный перио¬
дический характер с минимумами, прихо¬
дящимися на щелочные металлы (значе-изменяются плавно, а атомные радиусы и
межатомные расстояния — более сложным
образом, обнаруживая минимумы, приходя¬
щиеся на галогены, которые обладают не¬
плотной кристаллической решеткой с наи¬
меньшим координационным числом, равнымРис. 4. Периодические изменения диаметра атомов с возрастанием атомногономера.Рис. 5. Периодическое изменение межатомного расстояния с возрастаниематомного номера,яия плотности газообразных и жидких эле¬
ментов взяты для твердого состояния), и
максимумами, приходящимися на бор,
•алюминий и металлы VIII группы (рис.
6). В конце периодов с возрастанием атом¬
ного номера атомные объемы и плотности2.	Сжимаемость элементо;в (рис. 7) также
носит периодический характер, изменяясь
подобно изменению атомных объемов. НаИ'
менее плотные структуры оказываются наи¬
более сжимаемыми, а плотнейшие структу¬
ры сжимаются крайне мало.
ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА417Тепловые свойства. Температура
плавления — это мера термической прочно
сти кристаллической решетки, теряющей
устойчивость и дальний порядок при повы¬
шении тепловой энергии атомов или ионов
до уровня, определенного для каждого элеми, приводит к аллотропическим превра¬
щениям, т. е. изменениям типа кристалли¬
ческой решетки. Это может быть вызвано
термическим отделением от атомов или ио¬
нов в решетке внешних электронов. Так,
например, переход от плотнейших гране-20§<*>!15+- Твердое или жид/сое состояние
о-Газообразное состояниев \% %2030 ffr4o „ 50 Хе ВО 70 80 SO
Дтомный номер /Рис. 6. Периодическое изменение плотности с возрастанием атомного номераsfIт§	400лI	,*	зоо\I200-100иi 1Wо Сю SLяьА?1±±M=fe£Па or«АиCJs\/>20 00 30Се 40 &50 60
/7томный номер Z70.т*.Ид (М.6090Рис. 7. Периодическое изменение сжимаемости с возрастанием атомного номерамента. Чем больше силы, связывающие ато¬
мы или ионы в решетке, тем выше и тем¬
пература плавления. Во многих случаях
увеличение энергии атомов или ионов с
повышением температуры, сопровождаю¬
щееся увеличением расстояния между ни-27 Металловедение (справочник), Iцентрированной кубической и гексагональ¬
ной а- и р-модификаций кальция и строн¬
ция к объемноцентрированной кубической
^модификации происходит благодаря от¬
делению второго s-электрона при высоких
температурах. Эта дополнительная тепло¬
418СТРОЕНИЕ СТАЛИвая ионизация может приводить даже к
изменению типа связи, например в случае
перехода от серого а-олова с ковалентной
связью атомов к белому р-олову с метал¬
лической связью ионов. С повышением тем¬
пературы может изменяться и форма внеш¬
них электронных облаков.ких температурах плавления (см. табл. 6)
образуют жидкость, также состоящую из
двухатомных молекул. Эти ковалентные
связи настолько прочны, что молекулы дис¬
социируют только при достаточно высоком
нагреве газа. То же наблюдается среди
элементов группы кислорода, у которыхРис. 8. Периодическое изменение температуры плавления с возрастанием атомногономераОднако между подвижными атомами или
ионами жидкого вещества все еще сохра¬
няются значительные силы связи. Плавле¬
ние означает разрушение дальнего поряд¬
ка при сохранении ближнего. Кристалли¬
ческая решетка распадается на подвижные
области. Плавлению, как правило, со¬
ответствует небольшое (1,5—7,5%) увели¬
чение объема. У неметаллов с ковалентно¬
молекулярной связью атомов' плавление
также не означает полного разделения
атомов, так как может нарушаться моле¬
кулярная связь, но сохраняться ковалент¬
ная. Так, двухатомные молекулы галоге¬
нов, удерживаемые в кристалле * опреде¬
ленных позициях слабыми молекулярными
силами, при нагреве до сравнительно низ-плавление означает лишь разрушение мо¬
лекулярных связей при сохранен г‘ч цепочек
или молекул, составленных из ковалентно
связанных атомов. Эти обр^ования в той
или иной форме могут сохраняться после
расплавления, полностью они исчезают
только в газообразной фазе. У элементов
группы азота, имеющих прочные ковалент¬
ные слои, связанные молекулярными сила¬
ми, плавление либо вообще не наблюдает¬
ся (фосфор, мышьяк, у которых разруше¬
ние слоев происходит путем возгонки твер¬
дого тела в газ), либо связано с термиче¬
ской ионизацией атомов и появлением элек¬
тронного газа и металлических .свойств
(сурьма, висмут). Подобные явления харак¬
терны и для элементов группы углерода.
ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА419Углерод возгоняется, а остальные элементы
группы IVA, в которых происходит терми¬
ческая ионизация (кремний, германий) при
плавлении приобретают металлические
свойства. Отметим, что для всех этих эле-германий (IV группа), сурьму (III груп¬
па) и полоний (II группа). Последние два
элемента IV группы — олово и свинец —
не обладают максимальными температура¬
ми плавления из-за неполной ионизации иАтомный номер ZРис. 9. Периодическое изменение температуры кипения с возрастанием атом¬
ного номера.ментов характерны очень высокие темпе¬
ратуры испарения.Периодические кривые температур плав¬
ления (рис. 8) и испарения (рис. 9) эле¬
ментов обнаруживают двойной ряд макси¬
мумов — один для металлов и другой для
элементов с ковалентной связью (неметал¬
лов). Главные максимумы* приходятся на
элементы с ковалентной связью при наи-
вьгсшем числе связей: на углерод, кремний.металлических свойств в твердом состоя¬
нии, но у них обнаруживаются максималь¬
ные температуры испарения. Второй ряд
максимумов приходится на переходные ме¬
таллы IV, V и VI периодов. Температуры
плавления максимальны у хрома, молибде¬
на и вольфрама, обладающих объемно-
центрированными кубическими решетками
при наибольшем числе валентных электро¬
нов. Главные минимумы отвечают инерт-27*
420СТРОЕНИЕ СТАЛИ%ч1!1'11IIРис. 10. Периодическое изменение коэффициента линейного расширения с возрастаниематомного номераРис. 11. Периодическое изменение электро- и теплопроводности возрастаниематомного номераным газам, в которых нет ни ковалентных,
ии металлических сил связи и действуют
только слабые молекулярные межатомные,
силы. Побочные минимумы температурплавления приходятся на галлий, индий и
ртуть. Атомы галлия и индия имеют один
отделяющийся неспаренный внешний р-
электрон. Низкая концентрация электрон¬
ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. Я. МЕНДЕЛЕЕВА421ного газа соответствует слабой металличе¬
ской связи. Такие кристаллические решет¬
ки оказываются очень непрочными. У тал¬
лия отделяются три электрона и в связи с
более высокой электронной концентрацией
решетка оказывается более прочной, поэ¬
тому минимум в VI периоде соответствуетры плавления для разных элементов при¬
мерно одинаково.Теплопроводность, так же как и электро¬
проводность (рис. 11), максимальна у ме-.
таллов первой группы (меди, серебра и зо¬
лота), обладающих гранецентрированными
кубическими структурами при одном сла-Дтомный номер ZРис. 12. Периодическое изменение модуля нормальной
упругости с возрастанием атомного номерартути. Минимумы температур испарения
приходятся на переходные. металлы 11-
группы,— цинк,-кадмий и ртуть (рис. 9).Коэффициенты линейного теплового рас¬
ширения (рис. 10) максимальны для ще¬
лочных металлов, а также для фосфора,
цинка, индия и ртути. Минимумы прихо¬
дятся на углерод, кремний, германий,
мышьяк, сурьму, висмут, а также на пе¬
реходные тугоплавкие металлы — хром,
молибден, вольфрам и рений. Периодическая
кривая для коэффициента теплового рас¬
ширения имеет обратный характер по срав¬
нению с кривой для температур плавления.
Это связано с тем, что общее расширение
решетки от абсолютного нуля до теперату-бо связанном внешнем электроне. Макси¬
мумы приходятся также на бериллий, алю¬
миний, хром, молибден и вольфрам. Мини¬
мальной теплопроводностью отличаются
инертные газы и другие неметаллические
элементы, а также переходные металлыVIII	группы. Изменение теплот плавления
и испарения носит сложный периодиче¬
ский характер с максимумами, приходящи¬
мися на бор, алюминий, хром, молибден,
вольфрам, и минимумами, соответствующи¬
ми фосфору, галлию, ивдию и ртути.Механические свойства. Кри¬
вая для модуля нормальной упругости но¬
сит отчетливый периодический характер
(рис. 12).
422СТРОЕНИЕ СТАЛИСвойства элементов по группам| Атомный номер |СимволНазваниеОбъемныеТеплоатомный объем при
20° см*/г-атоОCSЯ£*АнCJОН а§1С <\»плотность в жидком
состоянии При /пл,
г/см3сжатие при кристал¬
лизации, %температура плавле¬
ния (и превраще¬
ний), °Стемпература испа¬
рения, °Степлота плавлен
кал/гтеплота испарения,
кал/гтеплоемкость С
при 20°, кал/г - град1нВодородЖидкий0,089870,0708—259,18-252,714,01083,4514,2г/лТ вердый0,0808———————12,53LiЛитий13,10,5340,50811NaНатрий23,00,9710,9319ККалий45,40,8620,81937RbРубидий50,91,5321 ,47555CsЦезий71,11,8031,8487F rФранций—29СиМедь7,218,927,93|47AgСеребро10,2810,499,379АиЗолото10,2319,317,0 |4BeБериллий4,8771 84812MgМагний14,01,741,5720CaКальций26,11,54—38SrСтронций34,02,63—56BaБарий38,03,75—88RaРадий45,25 0—30ZnЦинк9,177,146,6648CdКадмий13,018,658,0280HgРтуть14,8Т вердая
14,1913,5465вБор4,632,34—13A1Алюминии10,002,7032,3831GaГаллий11,765,916,09549InИндий15,747 37,03811T1Т аллий17,2611,8511,2921ScСкандий18,00а—2,985
р—3,1939YИттрий16,134,472—57LaЛантан22,456,162—89AcАктиний——1,651180,5133032,812540Гру п
0,81 I2,5797,8288321,5310150,2952,6063,276615,5511,50,177 I2,538,57036,095210,70,08022.628,66903,766128,00,052 1——		1 — 1—- 14,101083,2230050,61145Гру п0,0924,5960,5195024,35560,056—1063260016,11445,70,031128229702604520Гру п
0,5084,265111177025740,243—8501490—11700,155—7701367—10440,0742—7101637—628,30,0680—700(1527)———6,5419,4590724,09425Г ру п
0,09265,0320,976713,172160,055238,87356,902 7970,80,0333—202739271265—Гру п
0,30716,0660,224679322280,2143,229,75223719,16—0,0792,5156,42040—10,05693,2302,514657,18—0,0316а Р232—23414002400Труп	14904600			—8261800——0,0449—1700—1800———j
ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА423Таблица 6периодической системы Д. И. МенделеевавыеЭлектрические и магнитныеМеханическиегтеплопроводпость
при 20° С,
кал /см сек. градкоэффициент линей¬
ного расширения,
а 20°.10* град. ^энергия ионизации,
/с/с ал) мольэлектросопротивле¬
ние, р -1 0е, ом-смтемпературный ко¬
эффициент электро¬
сопротивления,
aQ-103 при 0°удельная магнитная
восприимчивость
при 18°, И 18° 10е,
см3/гтемпература появ¬
ления сверхпрово¬
димости, °кт. э. д. с. по отно¬
шению к платине в
интервале 0—100°,
мвеа*О \
° SS ^£ чоЗ ..Soмодуль нормальной
упругости Е, кг/мм2твердость НВ (HV)——312——1—1,97————————————————п a IA0,7156,0123,58,554,5-f 0,50——8,61400,61,3571,0117,74,24,34+0,51——0,2114,2—0,070,998399,56,155,81+0,52——0,9423,3—0,037—9095,811,0—+0,21——32,82400,022—9789,218,83——0,22——36,41750,015——92,2————————па 1Б3,9416,5176,91,554,33—0,086—+0,740,7611250354,0818,9173,71,504,10-0,20—+0,741,027240252,9614,2211,72,0653,98—0,129—+0,80,69724018,8па IIA0,384712,23213,86,6 |6,67—1,0011,2——299001400,3725,7175,34,63,90+0,55—+0,412,9436025-30—25,0140,34,63,33+ 1,10——5,8260030—42—23130,624,8——0,20——————19119,6——+0,9———————121——+ 1,05—————па ПБ0,26832.5215,66,14,17—0,1570.79:+0,761,71300030-420,21729,8206,47,54,24—0,18~ 0,6;+0,892,1530020—230,014841239,121,30,92—0,1684,12 -———па 111А	8,0190,1[775000 ом-см—-0,7		0,3351502700—30000,342623,1(137,3(27°)4 ом • см(600°)
2,624,26+0,651,141,497200(по Кнупу)
16—35—18,3137,5—3,9—0.241,07—2,3—6—70,05733,0132,78,24,9-0',113,37—3,410701 ,о0,1233,6139,8—5,170,242,38—2,28103п а ШБ——154——+0,18————Мягкий——150——+5,3———————128 859,5—+ 1,04——3,51—37—40
424СТРОЕНИЕ СТАЛИОбъемныеТеплоао2ОX«32Он<4
о
ffl
25Оasя«maXатомный объем при
20°, см*/г-атоОсмЯСиСлноОStс «о2§ 5ся4**£Й С
А Xь яО д■g WЕ осжатие при кристал¬
лизации, %температура плав¬
ления (и превраще¬
ний), °Стемпература испа¬
рения, °Степлота плавления,
кал/гтеплота испарения,кал/гтеплоемкость С^
при 20°, кал!г град6СУглерод5,41Алмаз385042003837Г ру пАлмаз14SiКремний12.073,514Графит2,216Аморфный1,2218—1,9192,32831413342712620.1128Гра¬фит0,16370,16832GeГерманий13,7Аморф¬
ный 2
5,3234937,228277,316390,072750SnОлово16,37,295 ф)6,832,8231,85268714,402710,054182PbСвинец18,35,75 (а)
11,33710,653,6327,417476,322030,030922TiТитан10,74,504,111723326290Г ру п
0,11340ZrЦирконий14,26,525,897,5(882; а-Р)
1860>2900600,06672HfГафний13,4313,3110,4_(867; а-*Р)
2230>32000,03323VВанадий9,15,965,43	(1690; а-ггр)
1700300080	Гру п
0,1241NbНиобий1,088,757,7245037000,064573ТаТантал10,916,615,02415^рекр Ю5029966093370,0337NАзот17,31,25060,88^рекр 1275
—209,97-195,86,0947,8Г р у п
0,24715PФосфорТвердый13,6517,0г/л1,026Белый1,745Бел. 44,25280,55,042870,17733AsМышьяк13,11,83
Красный
2,20
Черный
2,59
а—5,727(43 am)
597 (красн.)8176150,077251SbСурьма18,20'Р—4,7
Y—2.0
6,696,55—0,95(36 am)
630,5(воз¬гонка)163439,43020,049883BiВисмут21,339.8410,0673,32271,3155912,461880,0295
ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА425Продолжение табл. 6О СОо аЯ С5.et c\j
° * О!и£0.0СО S
ОС* 3ш о-а
н с *VL/ - ,як1.
4S ч
г <У ЛаЯ s u
£ з •
°1а7’в* о оСО U. СЧо о
* к вЭлектрические и магнитныео, ^о» <з
я Ксо X.3 а?к ч
н •
о ^
о.©
сшX »(У <Уч 58 8-
££.•
ISmа. ч я>»Я) Я
* * *оС 5 н°4) * 0.0.h'&CCН £ТS§23 5аз
« S -я So
Я Я 00ЧС„\
НО Хя
4oas>»« к С0 о
к м
о оС Р.
«Xitf£о.“О. Н«К XС Я	О2 к	25 о	ЯН Ч	К8.§н я —
оя I
о£°С ч VаВ§
*8.
«8 2н 3 и ^Механическиео"* 8<и ^
л „я °О X« 32 *м
ч*
а -
а-
О яА О
£>>S >»£IVAпа УБпа IVBпа VA
0,8998х
хг40,0450,020Алмаз0,33Графит0,0117Алмаз0,562Графит6,6258,3Алмаз5-1020Графит14000,2—0,8—0,49106000,204,15186,685-103—1,8ДО+ 1,7—0,13——0,32516170——5,92186,489-Юз1,4— 0,12——1,411—1900,15746.622,2168,211,44,4—0,253,69+0,41,955004,2-5,20,08528,117021,94,2—0,127,26+0,432,361700. 3,8-4,20,0367,14156,947,53,3+ 1,251,77—0,79711200—6,3159,441,04,4—0,45-0,7—1,18400—5,9—30,04,4—0,3—0,90179790,0748,3155,7263,58+ 1,44,3—0,609168700,1257,27,1—13,13,95+ 1,59 22—0,570160000,136,55,9—12,413,47+0,874,38—0,4791920080-100(йодидн.)80—124264Отожжен¬ный75Деформи¬рованный45-1251254,710,812,1333,4253,4241,9192,4167,0МО1135,038,6106,845,63,95.14.2—0,80,90—0,31—0,87—1,354,7790147+4,72,43760030-60—7,052,832007
426СТРОЕНИЕ СТАЛИОбъемныеТеплоI Атомный номерСимволНазваниеатомный объем при
20°, сма/г-атплотность при 20°,
г/см3плотность в жидком
состоянии *пл, г/см3сжатие при кристал¬
лизации, %температура плав¬
ления (и превраще¬
ний), °Стемпература испа¬
рения, °степлота пла1вления,кал/гтеплота испарения,кал/гтеплоемкость С
при 20°, кал/г-град24СгХром7,197,146,41875+5246931.751095Гру п
0,10642МоМолибден9,4110,39,52—2625;480050-6013380,064774WВольфрам9,6319,317,6^р*кр=1130°
3410±20;550045,79570,03238ОКислородТ вердый1,428971,14^рекр=1565°—218,79-1833,3250,9Гру п
0,218416SСера11,2Жидкий14,0315,5г/л (газ)
Т вердый
1,426
Ромби¬1,808112,8444,6Ромби¬3610,17734SeСелен18.00ческая2,06Моно¬клинная1,924,807217688ческая9,37Моно-клин.10,46,793,40,07852ТеТеллур20,4а—6.25(130-217)4529877,303000,04884РоПолоний22,1Р-6,00——354 (а-£)
254962———25МпМарганеца—7,4а—7,466,431,712442095°64910Гру п
0,11543ТсТехнецийР—7,6р—7,24
Y—7,2111,5727.2(«-*М1101.2
(а-^р)270075ReРений8,8720,99617,5—31804 605870—10720,03229FФторТвердый1,695■Жидкий^рекр= 1400
—219,61-188,1310,0675,5Гру п
0,1817ClХлор14.5
Жидкий17.5
Т вердыйг/л
Т вердый
1,31
3,241,108Жидкий— 101,99-34,0521,661,90,11635■ BrБром18,7
Жидкий
22,6
Т вердыйг/л
Т вердый
1,9
Жидкий1,568Твер¬—7,258,2516,1544,150,070353; IЙод23.6
Жидкий25,425.73,18824,935дый3,124,00113,618314,244,150,052385' AtАстатин————302377———
ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА427Продолжение табл. 6§; ^
8и$
о л ^0^5Ч _ >h Cl (-»£ *тя S LЧ	Я	tc,	о	л^	а	а5:	®	t-CJ —к э о■&йе’©' о о£ ьо оЙЕ SЭлектрические и магнитныес. ^s§со и;*0* ' осо о-'
о о-*аа°« н
Зк •Я О Ксхч я
>»со яь , £
со £ Ч
О. * « оёр°г?а&н-е-с сН Л"Я Но
£°"сз ®г is
(2 .со Я о
Я К 00Ч с~^<У и Я »
Чоа^
>>« ся о
к аз2 °
с Р.й а°
Ьй gфк wС Я 2
SI*о О яЬЧ4§а,§о I I
°ё°
Сч V
. С Чи X я•	. а42 2•	я цсо Я Й<1> S 45н'Эи 3(МеханическиеоS3isX>4ня ^§о28ВАt-осо СОч 2Уо«О.
О с
S ^Ко.<Уинa VIB0,160,3460,486,2495,6434,45па VIA589 х I 2000
XiU-4 (-183°)0,0006b0,0005660,01433па VIIB67.4849.017.0155,312,92,5165,95,174,33186,65,034,82312,2——237.51,9*1017—223,512-106206,410,2-104————+ 1,62
+ 1,45+ 1,12+106,2—0,49-0,32—0,3116,20,9+5,8920,347+ 1,594 0,29330100332503520070—90140-185260-35012,68,91,55500435075270,0119(—190°)а—22,1
Р—24,9
7-14,8170,5а—71
р—91
7—231,7+11,80,5620160210_41500_0,1767I12,45[001]4,67[100]19,83,110,95250п a VI1A——400,0—————	—	0,172х11,44298,81C 109—0,57хЮ~4——272,06,7*1070,3910,4х93,0241,01,3. Ю1*—0,36ХЮ"4——————
428СТРОЕНИЕ СТАЛИОбъемныеТепло| Атомный номерСимволНазваниеатомный объем
при 20®, см9/г-атоО<МSсхслГ"(JО“чС Го2
° ^* 5в^**£
са кза2 кй О пissС и СОсжатие при кристал¬
лизации, %температура плав¬
ления (и превраще¬
ний), °Стемпература испа¬
рения, °Степлота плавления,кал/гтеплота испарения,
кал/гтеплоемкость С
при 20° кал/г град26FeЖелезо7,197,867,213,06! 153528806511595Гру П
0,10827СоКобальта—6 ,778,717,8_Т~>Ш90а->т9111480313558,38|12400,10828NiНикельР—6,81
6,598,78,907,761455308073,814000,106544RuРутений8,1812,2' ——2450-4500—	0,05745RhРодий8,2912,45 !——19664000——	0,060446PdПалладий8,3712,1610,715554500380034,200.058676OsОсмий8,3822,520,1—27005300—	0,03477IrИридий8,5322,4220.27—24544800—	0,030978PtПлатина9,1021,4519,0 11—П73 5230027,15740,0317Группа О (VIIIA)2НеГелийЖидкий27,20,1785г/л0,1473| ——269,7—268,930,82561,2510NeНеонТвердый20Жидкий16,70,8387г/лТвердый1,01,204—248,67—246,082,620,618АгАргонТвердый24,2Жидкий28,61,6626
г/л
Твердый
1,651,402—189,37—185,866,71337,60,125236КгКриптонТвердый42Жидкий38,83,488г/л2,155— 157,25—153,44,326,554ХеКсенонТвердый48,5Жидкий42,85,495
г/л
Твердый
2,73,06—111,85— 108,03,7723,086RnРадонТ вердый
55,5
Жидкий
50,49,73г/л4,40—70,8—61,83,519,5Ла н т a57LaЛантан22,456,162——812(а-*Р)3501800——0,044658СеЦерий20,64Т—6,75
8—6,706,6815
(а-> Р)
360—51014000,0559РгПразеодим20,75а—6,769
р—6,64940(«-Р)600“0,045860NdНеодим20,62а—7,07
Р—6,80——840———0,044761PmПрометий""—"
ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА429Продолжение табл. 6выеЭлектрические имагнитныеМеханические.1 л! t ъ1 § аttс * ^
«о SОс. О •
СО а
О CS с
§ = *
V о. сз
н С ккоэффициент линей¬
ного расширения,
а 20° 10° град.-1энергия ионизации,
ккал/мольэлектросопротивле¬
ние, р-10 е ом смтемпературный коэф¬
фициент электросо¬
противления, ао10э
при 0°удельная магнитная
восприимчивость
при 18°, Н 18° 10е,
см*/гтемпература появ¬
ления сверхпрово¬
димости, °кт. э. д. с. по отно¬
шению к платине
в интервале 0—100°,
мволf~ооS4>св <0Я.*я ^
*Омодуль нормальной
упругости Е, кг/мм2твердость НВ (ИУ)па VIПБ| 0,20 I11,5!180,410,06,6Ферро¬магне¬тик+ 1,980,5872100060-700,17012,514,0195,85.066,6То же	-1,790,5392040048-1320,19813,5175,37,246,7» »	— 1,540,5292200060—80	7,01777,644,58+0,50	—0,342302002200,2138,5177,46,024,35+1.Ц—+0,700,36128000100-1350,16611,7191,210,883,68+5,4	-0,570,5191150040-60—6,57200,49,664.20+0,05	——583504000,1416.58—5,54.1+0.15	+0,650,30520001700,1678 ”9204 6п,о3,92+ 1.1	—0,361700040-50инертные газы3,32—563,8———0,47———-—1,06—494,4——-0,33—————0,406—361,5———0,45—————0,21—321,20,124—278,3——246,7————————н и д ы——129,159—+1,044,7—3,91—37—•—150,878—+ 15,0——4,76—21—28—-132,788—+25,0——3,5—25——141,379—+36,0——3,0—33—— ,————————
430СТРОЕНИЕ СТАЛИОбъемныеТеплоАтомный номерСимволНазваниеатомный объем
при 20°, см*/г-атплотность при 20°,
г/см3плотность в жидком
состоянии при /пл,
г/см3сжатие при кристал¬
лизации, %температура плав¬
ления (и превраще¬
ний), °Стемпература испа¬
рения, °Степлота плавления,кал/гтеплота испарения,кал/гтеплоемкость Сп
при 20°, кал/г град62SmСамарий19,4а—7,54135063ЕйЕвропий29,005,245——110о—1200————64GdГадолиний19,797,88665TbТербий19,118,253__327±5___66DyДиспрозий18,978,55967НоГольмий18,728,79968ЕгЭрбий18,299.062——————69ТиТуллий18,129,31870YbИттербий24,76а—6,959
Р—6,52——1800————71LuЛютеций17,969,849А к т и89АсАктиний			—1700—1800—			90ThТорий21,211,510,5—18273526——0,0275791РаПротак¬тиний15,37———3400————92иУран12,70о.— 19,050
£—18,8917,41133
(а->Р) 660
(P-»Y) 77039270,02893NpНептуний12,220,45
(*-20°)
19,28
(Р—285°)
17,9
(7-582°)637±2(а - р) 280(?-»Y) 5770,0319(29—99°)94PuПлутоний *12,219,737——640————95AmАмериций20,111,7——-1200—2500	——96CmКюрий'34,6797ВкБеркелий—————————98CfКалифор¬ний—————————99EsЭйнштей¬ний—————————100FmФермий—————————101MvМенделе-евий♦Температуры превращений для плутония таковы: (а -> (5) 119°, (£->;) 218°, (? -> Ь) 310°.Примечания. 1. Значения свойств элементов непрерывно уточняются по мере улучшения
рые приведенные величины весьма точны, а другие представляют наилучшие результаты, получен-
вычисленные теоретическим путем..2. Для газов указана плотность в г/л при нормальных условиях (20°, 760 мм рт. ст.) и плот3.	Энергия ионизации (ккал/моль) равна ионизационному потенциалу в вольтах, умноженно'му
ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА431Продолжение табл. 6выеЭлектрические и магнитныеМеханическиетеплопроводность
при 20° С,
кал /см-сек-градкоэффициент линей¬
ного расширения,
а 20° • 10е град.-1энергия ионизаць
ккал/мольэлектросопротив¬
ление, р -1 0е. ом смтемпературный коэф¬
фициент электросо-
протипления, ос0* 1 О3
при J°удельная магнитная
восприимчивость
при 18°, И 18°- 10е,
см3/гтемпература появ¬
ления сверхпрово¬
димости, °кт. э. д. с. по отно¬
шению к платине
в интервале 0—100°,
мвоXлн•8S<и<Я «0S ** 3
имодуль нормальной
упругости Е, кг/мм2твердость НВ (HV)152,23,5!!1 ———129,3—————7,47—154,5+22Ферромаг¬нетик2,5——154,5——————————156,8—————2,6——————————2,5——————————2,5———	—————.—2,6————163,7—————7,5————————————ниды		_								0,0911,15—13-193,4—3,8+0,111,4—1,818797040—————————-200-2500,06023±3—32,12,1+ 2,60,75—0,97'21200220-25097 ^(40-240°,а)41,0
(300—
540°, р)1160,15|11100(«)355j—50,8—145————	—————————————————————1	—————————	 11 	——————————	————————————	_ 1	 |i—	——	——1iij-1i1-i1!450°, (г,-*е) 472°.чистоты исследуемых материалов и усовершенствования методов исследования; поэтому некото-
ные к настоящему времени. При отсутствии экспериментальных данных приводятся значения,ности для жидкого и твердого состояний,
на 23,06.
432СТРОЕНИЕ СТАЛИМаксимумы для ковалентных кристаллов
соответствуют углероду, кремнию, герма¬
нию, сурьме и висмуту, т. е. структурам
с наибольшим числом ковалентных связей
(4 и 3). Для металлов максимумы соответ¬
ствуют элементам VI—VIII групп, где мак¬
симальны электронные концентрации. Мн¬ется максимальной у марганца, рутения и
осмия (рис. 13, 14).Отметим, что периодичность изменения
модуля упругости и твердости, характери¬
зующих механическую прочность материа¬
лов, точно соответствует периодичности из¬
менения температур плавления, определяю-Рис. 13. Периодическое изменение твердости,
определяемой методом царапания с возра¬
станием атомного номера.нимумы отвечают щелочным металлам,
также галлию, индию и таллию.Сопротивление пластической деформации
можно характеризовать твердостью. Мак¬
симальными значениями твердости при ко
валентной связи обладают углерод, крем¬
ний, германий, сурьма и висмут. При ме¬
таллической связи максимальными значе¬
ниями твердости обладают хром, молиб¬
ден и вольфрам. Минимальные значения
твердости найдены для щелочных метал¬
лов, а также для галлия, индия и таллия
(или ртути).Любопытно отметить, что твердость, оп¬
ределяемая методом царапания (по Мос¬
су), характеризующая сопротивление не
только пластической деформации, но и раз¬
рушению, дает гораздо более высокие
значения максимумов для металлов (хро¬
ма, молибдена, вольфрама), чем твер¬
дость, измеряемая путем вдавливания ша¬
рика или пирамиды (НВ или HV). В по¬
следнем случае твердость служит оценкой
сопротивления пластической деформации,
но не разрушения материала, и оказыва-щих тепловую прочность кристаллической
решетки. Механические свойства металлов
при растяжении представлены в табл. 7.Электрические и магнитные
свойств а (см. табл. 6). Важнейшим
электрическим свойством, характеризую’
щим силу связи электронов с ядром, явля¬
ется ионизационный потенциал. Изменение
этой характеристики с возрастанием атом¬
ного номера элементов (рис. 15) имеет чет¬
ко выраженньГй периодический характер.
Максимальны ионизационные потенциалы у
инертных газов, обладающих завершенны¬
ми внешними оболочками с полностью спа¬
ренными электронами (спиновый и магнит¬
ный моменты 5 и |х равны нулю), мини¬
мальны — у щелочных металлов, так как
их единственный внешний валентный элек¬
трон, расположенный над полностью за¬
строенными оболочками инертных газов,
сильно экранирующими заряд ядра, наиме¬
нее прочно удерживается ядром. Кроме
главных максимумов, наблюдаются также
побочные. Они отвечают тем элементам,
которые хотя и не обладают заполненны-
ПЕРИОДИЧЕСКАЯ' СИСТЕМА Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА433Таблица 7Механические свойства отожженных металлов при 20°(по группам периодической системы Д. И. Менделеева)Группапериоди¬ческойсистемыМеталлПредел про¬
порциональ¬
ности
Ор, кг/мм2Предел
текучести
ст0 2* **/лмс*Предел
прочности
о^, кг/мм2Относитель¬
ное
удлинение
о. %Сужениепопереч¬ногосеченияФ. %IАЛитий11,850-70Натрий—————Калий—————Рубидий—————Цезий—————1БМедь1,56-8226075Серебро0,5—1,431850-6067-90Золото .1—23-414-17,630-5090IIAБериллий11.9—1623,225,2-38,51,5—40Магний1,22—617-201520Кальций0,401,46,01058СтронцийБарий————Радий—————11БЦинк .—9—10 .11-155—20—Кадмий0,301,06,4—8,52050Ртуть—— 10,61 (—182°)——IIIAБор——0“сж>25——Алюминий33—75,96-114085Скандий—————Иттрий—————Лантан—————Актиний—————ШБГаллий——2—3,82—40—Индий——1-1,5——Таллий——0,935100IVAКремний——7000Германий—————Олово0,15—2—44075Свинец0,250,5-11,850100IVBТитан26,650,45616-25—Цирконий<5,95,6-10,517,5-284746Гафний22,650-6060-802.5-925—30VBВанадий8,611,7—25,722,2-3817—3050—75Ниобий—21,027,42882Тантал——35-5225-40—VAСурьма——0,5-1,100Висмут——0,5-200VIBХром——49,2——Молибден—44,5484636Вольфрам—70—801050-40-20VIAСелен—————Т еллур——0,9—1,135100VIIBМарганец—————Рений——50,620—VII 1(Б)Железо1212,525-3325—5570-85Кобальт——24-265—Никель2840-504070Рутений—————Родий——51,3——Палладий——20—385590Осмий—————Иридий—————Платина——15-255090Акти¬Т орий13,818226373нидыУран—17,6-24,621—356-207-18Нептуний——56-63——Ланта-Лантан—————1 нидыЦерий . . . .0,25—8,5——2 8 Металловедение (справочник), т.. I
434СТРОЕНИЕ СТАЛИми оболочками, но все электроны которых Побочные минимумы соответствуют эле-
спарены (s = |x = 0), в частности элемен- ментам с одним внешним валентным р-
там II группы—бериллию, магнию, цинку, электроном: элементам III группы—бору,Рис. 14. Периодическое изменение твердости, определяемой методом
вдавливания, с возрастанием атомного номераРис. 15. Изменение ионизационного потен¬
циала с возрастанием атомного номеракадмию и ртути. Элементам V группы —
азоту, фосфору, мышьяку, сурьме и висму¬
ту, образующим устойчивые тройки внеш
них р-электронов, также, отвечают побоч¬
ные максимумы.алюминию, галлию, индию и таллию (5 =
= 7г, = 7з). Потенциалы второго и выс¬
ших порядков также обладают ярко выра¬
женным периодическим характером с мак¬
симумами, отвечающими завершенным
внешним оболочкам (рис. 16).Очень четкую периодичность обнаружи¬
вают спиновые и магнитные моменты, ука¬
зывающие на строение электронных оболо¬
чек атомов (рис. 17). Элементы, принад¬
лежащие к данной группе, обладают оди¬
наковым строением внешних электронных
оболочек и одними и теми же спиновым и
магнитным моментами. Спин, или механи¬
ческий вращательный момент, свободного
атома является суммой спинов его неспаhренных электронов и выражается в h —Спин каждого электрона равен V2 \ следо¬
вательно, удвоенные числа перед h указы¬
вают на число неспаренных электронов в
атоме. Спаренные электроны дают спин,
равный нулю. Магнитный момент атома яв-
ПЕРИОДИЧЕСКАЯ СИСТЕМА Д. И. МЕНДЕЛЕЕВА435ляется геометрической суммой магнитных даментальными физическими характеристи*
моментов всех его неспасенных электронов ками элементов, подобно тому, как фунда-
Спаренные электроны не дают магнитного ментальными химическими характеристика-170
160
150
140
130
1201100I| 90
§I ВОI5 70I6050
40
30
20
10
ОО 10 20 30 40 50 60 70 80 90
Атом нош номер ZРис. 16. Изменение I, II, III, IV и V ионизационных потенциа¬
лов с возрастанием атомного номерамомента. Проекция вектора полного маг¬
нитного момента на ось исчезающе малого
магнитного поля Н является эффективным
магнитным моментом атома, обычно ука¬
зываемым в таблицах. Следует отметить.что спин электрона равен не h s,a/ij^s(s+l),а магнитный момент не g h s, g h )/~s(s-f-l).
Вращательные и магнитные моменты сво¬
бодных атомов даны в двух нижних стро¬
ках табл. 1. Они являются наиболее фун28*ми являются формулы высших окислов и
гидридов.Периодическое изменение магнитной вос¬
приимчивости (рис. 18) определяется ори¬
ентацией орбит неспаренных электронов и
носит сложный характер с резкими фер¬
ромагнитными максимумами у железа, ни
келя, кобальта, иттрия, палладия и неко¬
торых лантанидов.В качестве примера изменения свойств
соединений приведем важную с металлур*
436	СТРОЕНИЕ СТАЛИsi5 IIi
i
j i*йтомный номерZРис. 17. Изменение спинового и магнитного момента свободных атомов
с возрастанием атомного номераРис. 18. Изменение магнитной восприимчивости с возрастанием
атомного номерагичеокой точки зрения кривую теплот об* щую на особо высокую прочность окислов
разования окислов (рис. 19), имеющую щелочноземельных металлов, обладающих
явно периодический характер и указываю* структурой типа NaCl.
СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ ЖЕЛЕЗА С УГЛЕРОДОМ437Рис. 19. Изменение теплоты образования окислов с возрастанием атомного номераЛИТЕРА ТУРА1.	М. П. С л а в и н с к и й. Физико-химичес¬
кие свойства элементов, Металлургиздат,1952.2.	М. А. Ф и л я н д. Е. И. Семенова.
Свойства редких элементов, Металлургиздат,1953.3.	Rare Metals Handbook, -Y, 1954.4	Материалы II Женевской конференции
1958 г. по мирному использованию атомной энер¬
гии (Доклады советских и иностранных ученыхпо разделу «Материалы для атомной энергети¬
ки»).5.	С. Kubaschewski, Е. L. Evans,
Metallurgical Thermochemistry, LondM 3ed. (1958).6.	J. F. Elliot, M. G 1 e i s e r, Thermochem¬
istry for Steelmaking, vol 1, Addison Wesley,
Massach., 1960.7.	К. А. Шнейдер, Физические свойства
редкоземельных металлов, скандия и иттрия.
Пробл. совр. металлургии, № 2, 1960.ГЛАВА 26СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ ЖЕЛЕЗА С УГЛЕРОДОМСтроение фаз и фазовые изменения в же¬
лезоуглеродистых сплавах в значительной
мере определяются строением и полимор¬
физмом железа.Железо принадлежит к группе переход¬
ных элементов с недостроенной с?-оболоч-
кой. Распределение 26 электронов (поряд¬
ковый номер железа в таблице Менделее¬
ва 26) электронного облака атома железа
по энергетическим уровням представляется
в таком виде:Is2 2s2 2p63s2 3pQSd* 4s2.Энергетические уровни 3 d и 4s очень
близки, поэтому между ними сравнительно
легко может осуществляться переход элек¬
тронов. Этим обусловливаются переменная
валентность и полиморфизм железа.В конденсированном состоянии ('кри¬
сталлическом и жидшм) атомы железа
связаны металличеокой связью, в основе
которой лежит притяжение между положи¬
тельными ионами и коллективизированные
ми валентными электронами и отталкива¬
ние между электронами и между ионами.Энергия связи между атомами железа в
жидком состоянии, определяемая теплотой
испарения, равна 90372 кал/г-ат. При за¬
твердевании она увеличивается на тепло¬
ту кристаллизации (или теплоту плавле¬
ния), равную 3628 кал/г-ат.Температура плавления чистого железа
равна 1536°. Кристаллы, образующиеся
при затвердевании железа, характеризу¬
ются кубической о бъ ем н оцен триров а нн ой
решеткой. Это 6-железо. Такая упаковка
438СТРОЕНИЕ СТАЛИатомов (точнее ионов) железа стабильна,
до 1392°.Ниже 1392е стабильна гранецентрирован-
чая кубическая упаковка —у-железо. Поэ¬
тому охлаждение б-Fe ниже 1392° приво¬
дят к полиморфному превращению
Это превращение идет с выделением тепла
(141 кал/г-ат). Дельта и гамма-железо —
парамагнетики.Плотная гранецентрированная кубическая
упаковка атомов железа стабильна в ин¬
тервале 1392—911° Ниже 911° снова ста-Графит имеет слоистую гексагональную
решетку с прочными связями атомов (ио¬
нов) внутри слоя и слабыми связями меж-
ду слоями. Расстояние между слоя-ми рав-оно 3,4 А, а между атомами углерода вослое 1,42 А.Сплавы железа с углеродом получают
обычно растворением углерода в расплаве.
Можно получить их также путем диффу-бильна менее плотная кубическая объемно-
центрированная упаковка—^a-железо. Поэ¬
тому у-железо при этих температурах пре¬
вращается в а. Это превращение идет с
увеличением объема. Тепловой эффект его
составляет 377 шал/г-ат.В интервале 911—769° a-железо пара¬
магнитно, а ниже 769° ферромагнитно.
Магнитное превращение также сопро¬
вождается небольшим тепловым эффек¬
том. Объемноцентрированная (Кубическая
упаковка атомов железа, а также его фер¬
ромагнетизм сохраняются до абсолютного
нуля. Параметр решетки a-железа при ком-онатной температуре равен 2,861 А, а атом-оный диаметр 2,478 А.Вторым основным компонентом сплавов
Fe-C является углерод. В природе встре¬
чаются две модификации углерода: алмаз
и графит. В железных сплавах углерод в
виде алмаза не присутствует.зионного насыщения железа углеродом в
твердом состоянии. Эти сплавы достаточ¬
но хорошо изучены до 6—7% С. При таких
концентрациях углерода сплавы в жидком
состоянии представляют собой однородный
раствор углерода в железе. Атомы углеро¬
да (как и атомы железа) в какой-то степе
ни ионизированы, часть и;х валентных элек^
тронов коллективизируется.Фазовые состояния железоуглеродистых
сплавов в зависимости от состава и тем¬
пературы описываются диаграммами ста¬
бильного и метастабильного равновесия
(рис. 1). При стабильном равновесии высо¬
коуглеродистой фазой является графит (та¬
кой же структуры, как и природный), а
при метастабильном — цементит, состав ко¬
торого можно выразить формулой Fe3C.
Цементит представляет собой промежуточ-
ную фазу с орторомбичеокой решеткой, в
которой каждый ион углерода окружен
шестью ионами железа, находящимися
СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ ЖЕЛЕЗА С УГЛЕРОДОМ439примерно на одинаковом расстоянии от;
иона углерода.Будучи метастабильной фазой, цементит
в обычных технических сплавах (особенно
при повышенном содержании кремния и
высокой температуре) может распадаться
на графит и феррит или графит и аусте¬
нит.Кроме указанных трех фаз (жидкость,
графит, цементит), соответственно трем
полиморфным модификациям железа в
твердом состоянии существуют три твер¬
дых раствора углерода в железе:б-раствор (6-феррит), у-раствор (ау¬
стенит) и a-paiCTBOip (а-феррит или про¬
сто феррит). Все они являются растворами
типа внедрения. Упаковка ионов железа в
этих растворах по типу такая же, как и в
соответствующих модификациях железа, но
несколько искажена из-за наличия в меж-
доузлиях ионов углерода. Наиболее силь¬
но искажено положение ионов железа,
ближайших к иону углерода.Растворимость углерода в железе в
твердом состоянии небольшая: до 0,1% в
ft-феррите., до 2% в аустените и до* 0,03%
в а-феррите !.На диаграмме состояния указаны обла¬
сти равновесного существования сплавов в
однофазном и двухфазном состояниях. Вы¬
ше линии ABCD равновесным является од¬
нофазное жидкое состояние. Области рав¬
новесных твердых раствЪров располагаются
между вертикалью, соответствующей желе¬
зу, и линиями AHN (6-раствор), NIESG
(у-раствор) и GPQ (а-раствор).Растворимость углерода в аустените и в
феррите при метастабильном равновесии
несколько больше, чем при стабильном, что
видно из положения линий ограниченной
растворимости ES, PQ и E'SP'Q' соответ¬
ственно.В обоих случаях с понижением темпера¬
туры растворимость углерода в аустените
и феррите уменьшается.Области двухфазных состояний: АВН-
жидкость + 6-феррит; IECB жидкость +
+ аустенит; D'C'F' — жидкость + графит
(DCF — жидкость + цементит); NHI — 6-
феррит + аустенит; F'E'S'K' — аустенит 4-
4- графит (FESK — аустенит + цементит);
GSP — аустенит + феррит и Q'P'S'K' —
феррит + графит (QPSK —феррит + цемен¬
тит).Горизонтальные линии при 769 и 210° ука¬
зывают температуры магнитного превраще¬
ния (точки Кюри) феррита и цементита со¬
ответственно.Помимо однофазных и двухфазных рав¬
новесных состояний, в сплавах железо-уг-1 Некоторые исследователи вообще отрицают
растворимость углерода в -железе, и те не¬
большие количества углерода, которые находят
в феррите (который понимают как твердый
раствор азота, кислорода и других примесей в
^ -железе), относят за счет его абсорбции по
границам зерен. Во всяком случае, при ком¬
натной температуре растворимость углерода в-железе ничтожна и составляет меньше ты¬
сячных долей процента. Прим. рео.лерод могут быть и трехфазные равновесия.
При перитектической температуре (1492°) в
сплавах, соответствующих составам гори¬
зонтальной линии HIBy возможно трехфаз¬
ное равновесие 6-раствора состава Я,7-раствора состава / и жидкости состава В.
При 1135° в сплавах, содержащих больше
2% С, может иметь место стабильное эв¬
тектическое равновесие аустенита Е', жид¬
кости С' и графита, а при 1130° — метаста-
бильное эвтектическое равновесие аустенита
состава £, жидкости состава С и цемен¬
тита.Возможно также стабильное или мета*
стабильное трехфазное эвтектоидное равно¬
весие феррита, аустенита и графита (или
цементита).Из рассмотренной двойной диаграммы
фазового равновесия следует, что в железо¬
углеродистых сплавах возможны следующие
фазовые превращения: кристаллизация (или
плавление и растворение) 6- и ^-растворов,
а ^акже графита и цементита; перитектиче-
ское превращение; эвтектическая кристал¬
лизация с образованием аустенита и графи¬
та или аустенита и цементита; полиморф¬
ные превращения твердых растворов
и -у ^ а; распад пересыщенных твер¬
дых растворов у и а с выделением цементи¬
та или графита и эвтектоидное превраще¬
ние у^ а + Г (стабильное состояние) или
У^а +Д (метастабильное состояние).При больших скоростях охлаждения
сплавов железо-углерод от температур вы¬
ше эвтектоидной (при закалке) образуется
еще одна фаза — мартенсит, представляю¬
щая, собой пересыщенный твердый раствор
углерода в a-железе с тетрагональной кри¬
сталлической решеткой. Тетрагональность
решетки мартенсита тем больше, чем больше
пересыщение раствора.В зависимости от содержания углерода
Fe-C сплавы разделяются на две группы:
стали (до 2% С) и чугуны (свыше 2% С).
В свою очередь различают стали доэв-
тектоидные (<0,8% С), звтектоидные
(~0,8°/о С) и заэвтектоидные (>0,8°/о С), а
чугуны — доэвтектические (2—4,3% С), эв¬
тектические (~4,3% С) и заэвтектические
(>4,3% С).*Кристаллизация сплавов с содержанием
до 0,5% С начинается (при переохлаждении
жидкости ниже АВ) с выделения кристал¬
лов 6-раствора. Если в сплаве меньше0,1% С, то после полного затвердевания
он приобретает структуру однофазного
твердого раствора 6. При большем содер¬
жании углерода выделение 6-раствора про¬
исходит до температур ниже перитектиче¬
ской (HIB). При переохлаждении сплава
ниже этой линии, становится возможным
перитектическое превращение: за счет бога*
той углеродом жидкости и выделившихся
малоуглеродистых кристаллов 6-раствора
образуются кристаллы у‘Раств°Ра с ПР°*
межуточным содержанием углерода. При
440СТРОЕНИЕ СТАЛИмалом переохлаждении концентрация угле¬
рода в образующемся аустените ~0,18%.В сплавах с 0,1—0,18% С перитектиче-
ское превращение заканчивается с израс¬
ходованием жидкой фазы. Образуется двух¬
фазное 6 + усостояние. В сплаве с 0Л8% С
при перитектическом превращении одновре¬
менно расходуются и жидкость и 6-раствор.
В результате сплав приобретает однофаз¬
ную структуру ураствора. При содержании0,18— 0,50% С перитектическое превраще-Рис. 2. Дендритное строение литой
с 0,7% С. X 30ние заканчивается, когда полностью израс¬
ходуется 6ipaicroop. При этом сплав при¬
обретает двухфазное у + ж состояние. При
дальнейшем охлаждении из оставшейся
жидкости кристаллизуется ураствор- Пол¬
ное затвердевание достигается при темпера¬
туре линии солидуса IE (или немного ни¬
же). Сплав приобретает однофазную струк*
ТУРУ у-раствора.При содержании углерода 0,5—4,3% кри¬
сталлизация сплавов начинается ниже ли-
.нии ликвидуса ВС с выделения из жидко¬
сти кристаллов у-раствора.Кристаллы 6-раствора, а также кристал¬
лы у-раствора растут в жидкости в виде
дендритов, величина, форма и строение
которых определяются перегревом распла¬
ва, его химическим составом и условиями
охлаждения при кристаллизации.Сплавы с содержанием углерода меньше
2% в результате затвердевания приобре¬
тают однофазное аустенитное состояние.Имеющиеся в стали примеси, плохо рас¬
творяющиеся в твердом состоянии ,при кри¬
сталлизации 6 и у-растворов концентриру¬
ются в междуветвиях и на границах ден¬
дритов. Выявляя ликвацию примесей, тем
самым выявляют и строение дендритов
(рис. 2).В доэвтектических чугунах (2—4,3% С)
кристаллизация не заканчивается образо¬
ванием дендритов аустенита. Обогащающая¬ся (по мере выделения аустенита) углеро¬
дом жидкость при эвтектической темпера¬
туре приобретает состав С' (или С в случае
метастабильного равновесия). При темпе¬
ратуре ниже E'C'F' эвтектическая жид¬
кость становится пересыщенной и железом,
и углеродом. Поэтому в ней возможно одно¬
временное выделение и аустенита и графита
(или цементита при переохлаждении ниже
ECF), т. е. эвтектическая кристаллизация.
Так как одна кристаллическая фаза (аусте-
нит) в доэвтектическом сплаве уже имеет¬
ся, то для начала эвтектической кристалли¬
зации необходимо зарождение второй фа¬
зы — графита или цементита. Если переох¬
лаждение сплава мало (<5°), то выделя¬
ющейся из- жидкости высокоуглеродистой
фазой может быть только графит. В этом
случае в чугуне кристаллизуется аустенит-
но-графитная эвтектика. При больших пере¬
охлаждениях (когда эвтектическая жид¬
кость переохлаждается ниже ECF) стано¬
вится возможным выделение обеих высоко-
углеродистых фаз—и графита, и цементи¬
та. Какая из этих фаз будет выделяться
или какая из них будет преобладать при
одновременном выделении, зависит от соот¬
ношения числа образующихся центров кри¬
сталлизации и скоростей их роста. В свою
очередь эти величины зависят от степени
переохлаждения (скорости охлаждения), от
предварительного перегрева расплава, от
'наличия и природы примесей. Если при эв¬
тектической кристаллизации выделяется
одна высокоуглеродистая фаза — графит,
то затвердевший чугун называется серым,
если и графит и цементит — половинчатым
и если только один цементит — белым. ПриРис. 3. Микроструктура доэвтектического
белого чугуна. X 50достаточно большой скорости охлаждения
выделение графита подавляется и эвтекти¬
ческая жидкость кристаллизуется в виде
аустенитно-цементитной эвтектики — леде¬
бурита (рис. 3).
СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ ЖЕЛЕЗА С УГЛЕРОДОМ441бвРис. 4. Первичный графит (я) и цементит
(б, в) в заэвтектическом чугуне. X 100В заэвтектических чугунах (>4,3% С)
кристаллизация начинается с выделения
графита или цементита. Графит выделяется
в виде пластин или крабовидных пластинча¬
тых образований (рис. 4, а). Первичный
цементит кристаллизуется в виде плоских
дендритов (рис. 4, б). При полном сраста¬
нии его ветвей образуются сплошные пла¬
стины цементита (рис. 4, в). По мере выде¬
ления высокоуглеродистой фазы жидкость
обедняется углеродом и при эвтектической
температуре приобретает эвтектический со¬
став С', или С. При дальнейшем охлаждении
жидкость пересыщается уже не только угле¬
родом, но и железом. Становится возмож-Рис. 5. Начальная стадия роста аустенитно-
гр а фи гной колонии. X 300ным зарождение и рост и кристаллов аусте¬
нита, т. е. может начаться эвтектическая
кристаллизация.Механизм эвтектической кристаллизации
серого и белого чугуна достаточно хорошо
исследован методом закалки маленьких от¬
ливок в разные моменты их затвердевания.При малом переохлаждении эвтектическая
кристаллизация начинается обычно с за¬
рождения и роста кристалла графита. Это
приводит к обеднению прилегающей к нему
жидкости углеродом, что увеличивает ве¬
роятность образования зародышей аустени¬
та на поверхности графита. Возникший кри¬
сталлик аустенита быстро растет вдоль по¬
верхности графита (рис. 5).Таким образом, начинается одновремен¬
ный и совместный рост двух фаз аустенит-
но-графитной эвтектики.В процессе роста кристалл графита раз¬
ветвляется, и ветви его приобретают форму
различно изогнутых пластин. В заэвтекти¬
ческих и близких к эвтектическим чугунах
при медленном охлаждении пластины гра¬
фита веерообразно расходятся во всех на¬
правлениях от места зарождения; вдоль
пластины графита, несколько отставая от
442СТРОЕНИЕ СТАЛИее кромки (первой врастающей в жидкость),
кристаллизуется аустенит. В результате об¬
разуется сферолитная эвтектическая коло¬
ния с аустенитной матрицей и разветвлен¬
ным включением графита. Указанный ха¬
рактер включений графита в пределах эв¬
тектической колонии часто наблюдается наС увеличением переохлаждения развет-
вленность графитного скелета колонии уве¬
личивается.Исследования последних лет показали,
что даже в случае очень тонкого («эвтекти¬
ческого») графита наблюдаемые под мик¬
роскопом мелкие включения графита в ме-	,0Ж: ' if
/V ^ ; Г ' I: ; .V ж :ЩтШ' ё	• ' Ч]Ш:рщтт I■ s:h:	\ : . : ' 	;-;и- ’#?111’к £4'\ £бРис 6. Включение графита в эвтектической
колонии медленно охлажденного чугуна. X 50шлифах в том случае, если колония разре¬
зается плоскостью шлифа по центру
(рис. 6, а). Если же плоскость шлифа раз¬
резает колонию вдали от ее центра, то
наблюдаются изолирО!ва!нные более или ме-
(нее изогнутые сечения пластинчатых ветвей
графитного включения (рис. 6, б).бРис. 7 Эвтектический графит в междуветвиях
дендритов, замедленно (а) и ускоренно (б)
охлажденного чугуна (а X 100; б X 300)талличеекой матрице в пределах одной ко¬
лонии непрерывно связаны между собой.
Поэтому основной структурной характери¬
стикой серого чугуна следует считать не
размеры и форму наблюдаемых на шлифе
разрезов включений графита, а величину
эвтектических колоний и разветвленность
СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ ЖЕЛЕЗА С УГЛЕРОДОМ443включений графита. В литературе уже
имеются данные о том, что именно разме¬
рами эвтектических колоний определяются
некоторые механические свойства серого
чугуна.Эвтектические аустенитно-графитовые ко¬
лонии в заэвтектических и доэвтектических
чугунах формируются аналогично.В малоуглеродистых чугунах количество
эвтектической жидкости, располагающейся
между ветвями дендритов первичного аусте-Рис. 8. Эвтектические колонии белого заз
тического чугуна. X 100нита, небольшое. Эвтектический графит в
этом случае растет в междуветвиях дендри¬
тов. Разветвлен.ность его, как и в других
чугунах, зависит от условий охлаждения
при эвтектическом превращении (рис. 7).Величина эвтектических колоний зависит
от состава чугуна, его перегрева в жидком
состоянии и от скорости охлаждения при
кристаллизации.В технических чугунах при формировании
эвтектических колоний некоторые примеси
(Р, S, As) концентрируются в периферий¬
ных участках и на границах колоний. Что
касается ликвации кремния, то оказывает¬
ся, что его концентрация в аустените цен¬
тральных участков колонии больше, чем на
периферии.Если чугун охлаждается ускоренно, так
что графит не выделяется, то ниже ECF
становится возможным образование аусте-
нитно-цементитных колоний.В заэвтектических чугунах пластины пер¬
вичного цементита играют роль подкладки,
на которой начинается эвтектическая кри¬
сталлизация.Когда сплав охлаждается ниже эвтектиче¬
ской температуры ECF> жидкость, приле¬
гающая к растущим кристаллам первич¬
ного цементита, обедняется углеродом на¬
столько, что в ней становится возможным
зарождение и рост аустенита. Вначале ау-стенит растет в виде плоских дендритов на
поверхности пластины цементита. Затем их
1ветв1И растут совместно с цементитом в ви¬
де столбиков, (перпендикулярно пластине.
Промежутки между столбиками занимает
утолщающаяся пластина цементита. Сечения
этих столбиков (ветвей) имеют различную
форму в зависимости от направления раз¬
реза эвтектической колонии плоскостью
шлифа (рис. 8). Возможно, что все наблю-Рис. 9. Пластинчатое строение середины
аустенитно-цементитных колоний. X 100даемые под микроскопом «включения» ау¬
стенита представляют собой сечения его
р азв етвл енн ы х обр аз ов ан и й.В эвтектических и доэвтектических чугу¬
нах аустенитно-цементитные * колонии кри¬
сталлизуются также обычно в форме пла¬
стин, однако посередине колонии, в отли¬
чие от колоний IB заэвтектических чугунах,
в этих чугунах вместо крупных пластин
первичного цементита имеются маленькие
чередующиеся пластины цементита и аусте¬
нита (рис. 9).В отливках из белого чугуна эвтектиче¬
ские колонии растут от поверхности к цен¬
тру отливки, что приводит к столбчатости
структуры по всему сечению отливки.Закалкой полужидкого чугуна можно за¬
фиксировать различные стадии роста эвтек¬
тических колоний (рис. 10). В жидкость
врастает прежде всего центральная пла¬
стинчатая часть колоний (продольный
рост), а затем идет ее поперечный рост, при
котором образуется сотовая структура.С увеличением скорости охлаждения уве¬
личивается количество эвтектических коло¬
ний и дисперсность включений аустенита.
При большой скорости охлаждения (при за¬
калке) поперечный рост колоний подавляет¬
ся, ледебурит приобретает пластинчатое
строение (рис. 11).При получении тонких пластинок (<1 мм)
444СТРОЕНИЕ СТАЛИбелого чугуна путем отливки в холодную
металлическую форму на поверхности отли¬
вок образуются плоские «сферолитные» ко¬
ловши ледебурита.При больших скоростях охлаждения чи¬
сто эвтектическая ледебуритная структура
получается не только в чугуне эвтектическо-бРис. 10. Различные стадии роста ледебуритных
колоний, зафиксированные закалкой X 100.го состава, но и в до- и заэвтектических
чугунах. Эвтектическая структура неэвтек¬
тических чугунов называется квазиэвтекти¬
кой.В доэвтектических железоуглеродистых
сплавах квазиэвтектические структуры были
получены и при содержании углерода 3,2—
3,3°/о С.В малоуглеродистых чугунах перед нача¬
лом эвтектической кристаллизации остается
незначительное количество жидкости, кото¬рая располагается в виде более или менее
тонкой прослойки между ветвями дендри-
тов избыточного аустенита. При эвтектиче¬
ской кристаллизации весь эвтектический
аустенит выделяется на ветвях дендритов,
а цементит располагается между ветвями в
виде непрерывной прослойки. ОбразуетсяРис. 11. Изменение характера роста эвтектиче¬
ских колоний при закалке полужидкого чугу¬
на. X 200структура «с полным разделением фаз». Об¬
разованию такой структуры способствуют
замедленное охлаждение чугуна в 'Процессе
эвтектической кристаллизации и большая
раэветвленность дендритов избыточного aiy-
стенита.Фазовые и структурные изменения в
сплавах железо-углерод происходят и пос¬
ле затвердевания. Обусловлены они поли¬
морфизмом железа и изменением раство¬
римости углерода в аустените и феррите с
изменением температуры. Кроме того, в
тьердом состоянии могут идти такие про¬
цессы, как рекристаллизация, полиэдриза-
ция и гомогенизация твердых растворов
6, у и а, графитизация цементита, а также
процессы коалесценции и сфероидизации
кристаллов.В сплавах, содержащих до 0,18% С, пос¬
ле затвердевания происходит полиморфное
превращение 6-раствора в ^раствор, кото¬
рое может начаться при охлаждении ниже
NH и закончиться при температурах ниже
линии N1.Ниже линии NIE в условиях равновесия
сплавы находятся в однофазном аустенит-
ном состоянии.Величина и форма аустенитного зерна
зависят 'От условий кристаллизации и по¬
лиморфного превращения 6-+у (в малоуг¬
леродистых сталя1х). Бели литая сталь
СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ ЖЕЛЕЗА С УГЛЕРОДОМ445в ауетенитном состоянии подвергается пла¬
стической деформации (ковке, прокатке),
то величина зерна определяется степенью
обжатия и условиями 'Процесса рекристал¬
лизации.В доэвтектоидных сталях ниже линии
GS стабильным является двухфазное
а + ^состояние. Переохлажденный до оп¬
ределяемой этой линией температур Y"PaiC_абРис. 12. Зернистый (а) и пластинчатый (б)
перлит. X 600твор претерпевает частично полиморфное
превращение в а-распвор.При небольшом переохлаждении зароды¬
ши феррита возникают в основном на гра¬
ницах зерен аустенита.При полиморфном превращении у^а,
так же как и при превращении д^у, про¬исходит переупаковка атомов железа и
диффузионное перераспределение углерода.
При превращении у-+а остающийся аусте-
нит обогащается углеродом.В сплавах, содержащих до 0,03% С, аус-
тенит нацело превращается в феррит. Обра¬
зующиеся при этом равноосные зерна фер¬
рита обычно мельче исходных аустенитных
зерен. При большем содержании углерода
сплав, охлажденный до эвтектоидной темпе¬
ратуры, состоит из избыточного феррита
состава Р и аустенита эвтектоидного со¬
става S.Ниже эвтектоидной температуры этот аус-
тенит претерпевает эвтектоидный распад на
феррит и графит (стабильное состояние),
или на феррит и цементит (метастабильное
состояние). В сталях обычно реализуется
второй вид распада, в результате чего об¬
разуется эвтектоидная феррито-цементит-
ная структура — перлит. Строение перлита
определяется переохлаждением, при кото¬
ром происходит распад: при малом пере¬
охлаждении образуется зернистый перлит
(рис. 12, а), при большем переохлаждении
образуются колонии пластинчатого перлита,
состояние из чередующихся пластан цемен¬
тита и более толстых (примерно в семь
раз) пластин феррита (рис. 12, б). Дисперс¬
ность перлита, характеризуемая межпласти-
ночным расстоянием, возрастает с увеличе¬
нием переохлаждения, при котором проис¬
ходит эвтектоидный распад аустенита.Количество перлитной составляющей в
доэвтектоидной стали увеличивается с уве¬
личением содержания углерода (рис. 13).
Эвтектоидная сталь имеет чисто перлитную
структуру.В заэвтектоидных сталях, охлажденных
ниже E'S', аустенит пересыщается углеро¬
дом. При температурах между E'S' и ES из
пересыщенного аустенита может выделиться
только графит, при переохлаждении ниже
ES термодинамически возможным являет¬
ся выделение и графита, и цементита. Так
как зарождение графита происходит с тру¬
дом, то выделение его обычно подавляется
и выделяется высокоуглеродистая мета-
стабильная фаза — цементит. Выделяется
он в виде тонкой непрерывной сетки по гра¬
ницам зерен аустенита и в виде тонких пла¬
стин, растущих в аустенитных зернах
(рис. 14-). Остающийся аустенит при этом
обедняется углеродом и при эвтектоидной
температуре приобретает состав S. При
дальнейшем охлаждении он превращается
в перлит.При охлаждении стали ниже эвтектоид*
ной температуры феррит в до- и в заэвтек¬
тоидных сталях пересыщается углеродом.
Как и в случае пересыщенного аустенита из
феррита, переохлажденного ниже линии PQ,
возможно выделение и графита и цементита.
В сталях обычно происходит выделение це¬
ментита.Бели в исходном состоянии сплав был од¬
нофазным (<0,03% С), то при медленном
446СТРОЕНИЕ СТАЛИвРис. 13. Структуры доэвтектоидной
(X 100):а -0,03% С; б - 0,17% С; в - 0,062»/» СабРис. 14. Избыточный цементит в заэвтектоид-
ной стали:а — сетка; б — сетка и пластины. X 100охлаждении в пересыщенном феррите на
границах зерен зарождается и растет це¬
ментит (рис. 15). В сталях с содержанием
углерода больше 0,03% при распаде пере¬
сыщенного а-раствора в условиях достаточ¬
но медленного охлаждения новые зародыши
цементита не образуются, выделяющийся из
а-раствора цементит наслаивается на цемен¬
тит эвтектоидный.При ускоренном охлаждении малоуглеро¬
дистого сплава от эвтектоидной температу¬
ры получается пересыщенный а-расгвор.
Такой раствор при комнатной температуре
медленно распадается. При этом образуют¬
ся очень мелкие кристаллики цементита на
границах и внутри зерен феррита.При ускоренном охлаждении доэвтекто-
идных сталей с крупным аустенигным зер¬
ном (литых или перегретых) от высоких
СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ ЖЕЛЕЗА С УГЛЕРОДОМ447температур избыточный феррит выделяется
не в виде равноосных кристаллов, как при
медленном охлаждении, а в виде пластин и
игл (брусков), кристаллографически свя¬
занных с исходным зерном аустенита. 06-При очень большой скорости охлаждения
(при закалке) аустенит переохлаждается до
400—200° и даже ниже (в зависимости от
содержания углерода в стали) и при этих
температурах испытывает бездиффузионное
мартенеитное превращение: превращается в
кристаллы твердого раствора с тем же со¬
держанием углерода, что и исходный аусте¬
нит, но с тетрагональной объемноцентриро-
ванной решеткой (близкой к решетке а-рас-
твора). Кристаллы мартенсита имеют фор¬
му тонких пластин или игл; средние раз¬
меры их зависят от величины аустенитного
зерна и температуры закалки.В закаленных сталях, содержащих свыше
0,6% С, при комнатной температуре в мар¬
тенсит превращается не весь аустенит.
Сталь имеет мартенсито-аустенитную струк¬
туру (рис. 17). Количество остаточногоРис. 15. Структурнсьсвободный цементит
в малоуглеродистой стали. X 300Рис. 16. Видманштеттова структура
доэвтектоидной стали. X 50разуется так называемая видманштеттова
структура (рис. 16).При ускоренном охлаждении чисто пер¬
литную структуру можно получить не толь¬
ко в эвтектоидной стали, но и в доэвтек-
тоидной стали, (вплоть до 0,4—0,5% С) и
в заэвтектоидной (до ■—1,2% С) благодаря
подавлению выделения избыточных фаз. Та¬
кую структуру называют квазиэвтектоид-
ной.Рис. 17. Аустенитно-мартенситная
структура заэвтектоидной стали. X 300аустенита в заэвтектоидных сталях может
достигать 70—80%. Однако получить угле¬
родистую сталь в чисто аустенитном со¬
стоянии при комнатной температуре не
удается.И мартенсит, и аустенит при комнатной
температуре мало устойчивы. Со временем
о.ни распадаются. Этот распад ускоряется
при нагреве. Аустенит превращается в мар¬
тенсит, а мартенсит распадается с выделе¬
нием мелких кристаллов цементита. При
повышении температуры происходит коалес-
ценция и сфероидизация кристаллов цемен¬
тита.В незакаливавшихся сталях при высоких
температурах более или менее быстро про¬
исходит сфероидизация и коалесценция пла¬
стин перлитного цементита, а также избы¬
точного цементита (сетки и игл).Так как цементит является метастабиль-
ной фазой, то длительная выдержка стали в
двухфазном А + Ц или Ф + Ц состоянии
приводит к его графитизации: включения
448СТРОЕНИЕ СТАЛИграфита в сплаве зарождаются и растут за
счет углерода цементита.* **Как уже было указано, после затверде¬
вания чугуны могут состоять из двух
(А + Г, А + Ц) или трех (А + Г + Ц) фаз.бРис. 18, Перлито-ферритный (а) и пер¬
литный (б) серый чугун:
а X 100; б X 500При дальнейшем охлаждении аустенит ис¬
пытывает такие же фазовые .изменения, как
и аустенит заэвтектоидной стали: распад
пересыщенного ^-раствора и эвтектоидный
распад.Образующиеся при этом структуры зави¬
сят от исходной структуры чугуна и от ус¬
ловий охлаждения. При медленном охлаж¬
дении при температурах выше эвтектоиднойиз пересыщенного аустенита углерод выде¬
ляется в виде графита в серых чугунах и в
виде цементита в белых, наслаиваясь в ос¬
новном на имеющихся кристаллах эвтекти¬
ческого графита или цементита. При уско¬
ренном охлаждении из аустенита и в се¬
рых, и в белых чугунах выделяется цемен-бРис. 19. Эвтектический белый чугун:
исходный (а) и после 4-час. выдерж¬
ки при 1100° X 200тит. Эвтектоидный аустенит в белых чугу¬
нах превращается в перлит. Этому способ¬
ствует зародышевое влияние эвтектического
цементита.В серых чугунах эвтектоидный распад
идет с образованием феррита и графита, а
также феррита и цементита. Если аустенит
распадается на феррит ;и графит, то новых
включений графита обычно не образуется,
СТРОЕНИЕ СПЛАВОВ ЖЕЛЕЗА С УГЛЕРОДОМ449звтектоидный графит выделяется на имею¬
щихся кристаллах графита. Если распад
А -► Ф + Г доходит до конца, то получает¬
ся чугун с ферритной металлической матри¬
цей (см. рис. 6, б). Если охлаждение недо-В белых чугунах с мелкодисперсным ле¬
дебуритом при высоких температурах срав¬
нительно быстро протекает процесс коалес-
ценции сосуществующих фаз — цементита и
аустенита, в результате чего исчезает обыч-Рис. 20. Включения графита в ковком
феррито-перлитном чугуне. X 200статочно медленное, то аустенит может пе¬
реохладиться ниже температуры метаста-
бильного эвтектоидного равновесия PSK.
В аустените становится возможным распад
А Ф + Ц. Так как этот процесс кинети¬
чески более выгодный, чем распад А —►
Ф + Г, то какая-то часть или практиче¬
ски весь переохлажденный аустенит пре¬
вращается в перлит. Металлическая матри¬
ца серого чугуна получается феррито-пер-
литной или перлитной (рис. 18).При закалке и серого, и белого чугуна
аустенит превращается в мартенсит. Неко¬
торая часть его сохраняется в виде остаточ¬
ного аустенита. Чем ниже температура за¬
калки затвердевшего чугуна, тем меньше
остаточного, аустенита и тем мельче пласти¬
ны мартенсита.В половинчатом чугуне эвтектоидный
распад часто происходит так, что в участ¬
ках со структурой белого чугуна аустенит
превращается в перлит, а в участках со
структурой серого чугуна—частично или
полностью распадается на феррит и графит.Рис. 21. Шаровидные включения графита
в чугуне. Х100ная сотовая структура аустенитно-цементит-
ных колоний (рис. 19).При достаточно высокой температуре и
продолжительной выдержке происходит гра-
фитизация белого чугуна: в чугуне зарож¬
даются и растут включения графита. Це¬
ментит при этом растворяется. Скорость
процесса графитизации зависит от состава
чугуна и предшествующей его обработки
(термической и механической).Образующийся при отжиге белого чугуна
графит имеет вид более или менее ком¬
пактных включений (рис. 20). Такой чугун
называется ковким. В чистых Fe-C сплавах
могут выделяться шаровидные включения
графита и без специально добавленных мо¬
дификаторов (рис. 21).Металлическая матрица ковкого чугуна
определяется условиями охлаждения при эв-
тектоидном распаде аустенита (или выдерж¬
кой ниже PSK) и может изменяться от
чисто ферритной до чисто перлитной. За¬
калкой можно получить и мартенситную или
мартенсито-аустенитную матрицу.ЛИТЕРАТУРА1.	А. А. Байков. Собрание трудов, т. II,
АН СССР. 1948.2.	И. Н. Богачев. Металлография чугуна,
Машгиз, 1952.3.	Н. Ф. Болховитинов. Металловедение
и термическая обработка, Машгиз, 1952.4.	А. А. Б о ч в а р. Металловедение, Метал-
лургиздат, 1945.5.	К. П. Бунин. Железоуглеродистые спла.
вы, Машгиз, 1949.6.	К. П. Бунин, Г. И. Иванцов, Я. Н.
Малиночка. Структура чугуна, Машгиз,
1952.7.	А. П. Гуляев. Металловедение, Оборон-
гиз, 1951.8.	Г. А. Кащенко. Основы металловедения,
Металлургиздат, 1949.9.	Н. А. Минкевич. Свойства, тепловая
обработка и назначение стали и чугуна, ОНТИ,
1934.10.	М. Г. О к н о в. Металлография чугуна,
ГОНТИ, 1938.11.	Проблемы металловедения и физики ме¬
таллов, Металлургиздат, 1949 и 1952.12.	Д. К. Черно в. Наука о металлах, Ме¬
таллургиздат, 1950.13.	С. С. Ш т е й н б е р г. Основы термической
обработки стали, Металлургиздат, 1949.14.	А. Е р s t е i n. The Alloys of Iron and
Carbon, 1936.29 Металловедение (справочник), I
450СТРОЕНИЕ СТАЛИГЛАВА 71ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ'1.	ДИАГРАММА СОСТОЯНИЯ
ДВОЙНЫХ СИСТЕМ
ЖЕЛЕЗО-ЛЕГИРУЮЩИЙ ЭЛЕМЕНТЖелезо — азотДиаграмма состояния сплавов железа с
азотом (в области 0—12% азота), постро¬
енная в результате многочисленных иссле¬
дований [1—6], показана на рис. 1. Эта ди¬
аграмма не отражает равновесий в системе
железо — азот при атмосферном давлении, апоказывает фазы, находящиеся в равнове¬
сии с азотом при высоких давлениях, соот¬
ветствующих диссоциации аммиака. Изоб¬
раженная на рис. 1 диаграмма состояния
представляет собой проекцию различных
равновесий твердых фаз в равновесной ди¬
аграмме температура — давление — кон¬
центрация на плоскость температура — кон¬
центрация. Последними исследованиями [2,5,	6] установлено, что взаимодействие меж¬
ду у, у' и e-фазами является эвтектоид-
ной реакцией. Растворимость азота в желе-Содержание азота, % (ат.)
10 20	301 При рассмотрении приведенного в
этой главе материала необходимо
учитывать следующее:1.	Диаграммы состояния двойных
систем железа и систем легирующий
элемент — углерод, бор. азот, водо¬
род, кислород приведены в алфавит¬
ном порядке русских названий эле¬
ментов.2.	В тексте описания каждой диаг¬
раммы указаны лишь сведения, до¬
полняющие диаграммы, и обсуждают¬
ся дискуссионные места.3.	Штрихлинией на диаграммах от¬
мечены недостаточно изученные гра¬
ницы превращений; пунктиром — ли¬
нии магнитных превращений; штрих-
пунктиром — области образования
сверх-структур.Фазы обозначены буквами греческо¬
го алфавита. Это обозначение приня¬
то и для тех случаев, когда фаза
представляет собой практически чи-стт*« .гомппнеятЦифры на приводимых диаграммах
указывают; температуры плавления и
аллотропических превращений компо¬
нентов, температуры нонвариантных
равновесий и экстремальных точек и
концентрации (в весовых процентах)
важнейших точек диаграммы состоя¬
ния.4.	Структура интерметаллических
фаз описана следующим образом:
симметрия, тип решетки с указанием
прототипа (который обозначен хи¬
мической формулой), пространствен¬
ная группа по интернациональной си¬
стеме и Шенфлису, число атомов в
ячейке (в скобках указано число фор¬
мульных единиц) и период решетки
(в килоиксах).В тех случаях, когда описание
структур, формулы и цифры уста¬
новлены недостаточно точно или дан¬
ные отсутствуют вовсе, поставлен во¬
просительный знак.5.	На всех диаграммах для чистого
железа приняты следующие значения
критических точек. Температура плав¬
ления 1535° (средняя величина ме¬
жду данными, полученными Н. Е.Cleaves and J. М. Hiegeb. Journal of
Research of the National Bu¬
reau of Standarts, v. 28, 1942, p. 643 и
A. Hellawel and W. Hume-Rotherv.Philosophical Transactions of the Royal
Society, v. 249A, 1957, p. 417—459), тем-	i tt* , . Рис*	1* Диаграмма состояния системы железо — азот
пература 6 (а ) -превращения 1390°- тем¬
пература а -превращения 9Ю°; температура	зе> показанная на рис. 2, по данным [6, 7],
магнитного превращения 769°	меньше, чем это указывается в других ис-6.	Литература учтена по конец 1957 г.	следованиях [7—11].Fe8 10 12 1ЬСодержание азота, % (вес.)
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ451По данным [3], двухфазная область (е +
+ |) при 400° простирается от П до 11,1°/о.
В работах [12—15] рассматривается влияниеfe ОМ 0,06 0J0 0JU
Содержание азота. % (вес.)Рис. 2. Растворимость азотв железе2.	К. Н. J а с к, Proceedings of the Royal
Society, v. A208, 1951, p. 200-215.3.	К. H. J а с к, Acta Crystallographica,1952, p. 404-411.4.	G. Guillaud et H. Creveaux. /ComD*
tes rendus, v. 222, 1946, p. 1170—1172.5.	И. E. Конторович и А. А. Совало*
в а. Известия АН СССР. ОТН, 1949, №11, стр.
1675—1684.6.	V. G. Pananjpe, М. Cohen, М. В.
В е v е г а. С. F. Floe. Transactions of the
American Institute of Mining and Metallurgical
Engineers, v. 188, 1950, p. 261—267.7.	L. J. D i j k s t n a. Journal of Metals, v.
185, 1949, № 3, p. 252—260.8.	H. U. Astrom. Arkiv Fysik, v. 8, 1954,
p. 495-503.9.	G. В о г e 1 i u s, S. Ber glund a. O. A v-
s a n. Arkiv Fysik, v. 2, 1950, p. 551—55710.	J. D. Fast а. М. В. V e г г IJ p. Journal of
the Iron and Steel Institute, v. 180, 1955, p. 337—
343.11.	N. S. Corney a. E. T. Turkdogan.
Journal of the Iron and Steel Institute, v. 180,
1955, p. 344—348.12.	И. П. Кричевский и H. E, Хаза-
нова. Журнал физической химии, т. 19, 1945,
№ 12, стр. 676; т. 21, 1947, № 6, стр. 719—733.13.	И. П. К р и ч е в с к и й и Н. Е . Хаза-
нова. Доклады Академии наук СССР, т. 71,1950,	стр. 677—680.14.	А. В. Смирнов. Журнал технической
физики, т. 23, 1953, стр. 1400—1410.15.	V. G. Р а г a n J р е а. М. Cohen. Tran¬
sactions of the Indian Institute of Metals, v. 5,1951.	p. 173-185.16.	Г. В. Самсонов и Я. С. У м а н с к и ft.
Твердые соединения тугоплавких металлов. Ме¬
таллургиздат, 1957, стр. 239—242.Железо—алюминийдавления и состава газовой фазы на равно¬
весие в системе. О работах по изучению
структур см. [16].Fe4N или у'-фаза; 5,90% NРешетка кубическая. Тип Z/l (А1 с внед¬
ренными атомами) (Fe4N). Пространствен¬
ная группа Од— РтЪт. Число атомов в
ячейке 5 (z=l). Период решетки а =
= 3,80 kX.Fe3N или e-фаза; 7,72% NРешетка гексагональная. Тип U3 (АЗ с
внедренными атомами). Пространственная
группа Dq —С632. Число атомов в ячейке 2
(г = 2). Период решетки: а = 2,76 kX, с =
=4,42 кХ, с/а = 1,60 (для Fe4Ni,48).Fe2N или S-фаза; 11,14% NРешетка ромбическая, деформированная.
Тип Z/3 (АЗ с внедренными атомами). Про¬
странственная группа? Число атомов в ячей¬
ке—? Период решетки: а = 2,76 кХ* Ь —
=4,83 кХ, с=4,42 кХ.ЛИТЕРА ТУРА.1.	М. Хансен. Структуры бинарных сплавов,
т. II. Металлургиздат. 1941, стр. 663—667.Диаграмма состояния системы железо-
алюминий (рис. 3) дана в основном в ре¬
дакции Агеева и Вер [1, 2] по результатам
работ Курнакова, Уразова и Григорьева [3
4] и других. Линия магнитного превращения
a-твердого раствора нанесена по данным
Григорьева и Груздевой [5]. В у-железе рас¬
творяется максимум около 1% А1. В ре¬
зультате упорядочения a-твердого раствора
образуются две фазы: Fe3Al и FeAl с широ¬
кими областями гомогенности. На рис. 3
индексами 1 и 2 обозначены упорядоченные
структуры Fe3Al и FeAl (область упорядоче¬
ния нанесена ориентировочно), индексами
ним — немагнитные и магнитные фазы.
Линии, ограничивающие область 0-фазы
при температурах ниже 600°, нанесены
пунктиром, так как имеются указания, что
0-фаза при низких температурах распадает¬
ся с образованием фазы примерного состава
Fe2Al7.Растворимость железа в твердом алюми¬
нии составляет [6]:/, °С	655 640 600 550 500% Fe	0,052 0,043 0,025 0,013 0,006Fe3Al или cti-фаза; 13,87% AlРешетка кубическая. Тип. D03 (BiF3).
Пространственная группа 0| —Fm3m. Чис¬
ло атомов в ячейке 16 (z = 4). Период ре¬
шетки: а =«5,78 кХ.
452СТРОЕНИЕ СТАЛИСодержание алюминия, % (ет.)Рис. 3. Диаграмма состояния системы железо — алюминийFeAl или а2-фаза; 32,57% А1Решетка кубическая. Тип В2 (CsCl). Про¬
странственная группа Olh —РтЗт. Число
атомов в ячейке 4 (г=2). Период решетки:
а = 2,90 кХ.FeAI2 или £-фаза; 49,13% AIРешетка моноклинная. Тип—?. Простран¬
ственная группа—? Число атомов в ячей¬
ке—? Период решетки — ?Fe2Al5 (?) или т]-фаза; 54,70% А!Решетка ромбическая. Тип—?. Простран¬
ственная группа — ?. Число атомов в ячей¬
ке—? Период решетки: а — 7,67 кХ, Ь =
=6,40 кХ, с = 4,20 кХ [11].FeAI3 или 0-фаза; 59,17% AIРешетка моноклинная. Тип-*-?. Простран¬
ственная группа—?. Число атомов в ячей¬
ке 100 (г=25). Период решетки: а= 15,49 кХ,
b « 8.08 kX, с = 12,48 kX, Р = 107°43// [12].Fe2Al7; 62,83 %А1Решетка ромбоэдрическая (?). Тип — ?.
Пространственная группа — ? Число атомов
в ячейке — ?. Период решетки — ?.ЛИТЕРАТУРА1.	N. W. Ageew and О. I. Wehr. Journal
of the Institute of Metals, v. 44, 1930, № 2, 83—
96.2.	О. Вер и H. В. Агеев. Труды института
металлов, вып. 7, 1930, стр. 3—61.3.	Н. С. К У р н а к о в, Г. Г. У р а з о в и
А. Т. Григорьев. Журнал Русского физи
ко-химического общества, т. 50, 1918, вып. 3—4
стр. 270—293.4.	Н. С. К У Р н а к о в, Г. Г. У р а з о в и. А. Т
Г ригорьев. Известия Института физико-хими
ческого анализа, т. 1, 1919, № 1, стр. 9—32.5.	А. Т. Григорьев и Н. М. Груздева
Известия Сектора физико-химического анализа
т. 14, 1941, стр. 245—253.6.	J. К. Edgar. Transactions of the Ameri
can Institute of Mining and Metallurgical Engi
neers, v. 180, 1949, стр. 225—229.7.	К. Schubert u. Comp. Naturwissen
schaften, Bd. 40, 1953, S. 437.8.	P. J. Black. Acta Crystallographica, 81955,	v. 8, стр. 43—48 и 175—182.
двойные диаграммы состояния453Железо — аргонАргон не поглощается железом даже при
температурах вблизи точки его плавле¬
ния [1, 2]. Железо не образует с аргоном
соединений и твердых растворов.ЛИТЕРА ТУРА1.	W. Ramsay а. М. W. Travers. Pro¬
ceedings of the Royal Society, v. 61, 1897,
№ 374, стр. 267.2.	A. Sievefts uE. Bergner. Be-
г i с h t e der deutschen chemischen Gesellschaft,
Bd. 45, II, 1912, S< 2576—2583.Железо — барийБарий не растворяется в твердом железе.
В работе [1] не удалось обнаружить диффу¬
зии жидкого бария в мягкую сталь при
1200°. Наиболее вероятно, что металлы не
смешиваются также и в жидком состоянииИ.ЛИТЕРАТУРА1.	Н. В. Агеев и М. И. 3 а м о т о р и н.Известия Ленинградского политехнического ин¬
ститута. Отд. матем. и физ. наук, т. 31, 1928,
стр. 183—197.2.	М. Хансен. Структуры бинарных спла¬
вов, т. I, Металлургиздат, 1941, стр. 276—277.Железо — бериллийДиаграмма состояния системы железо—
бериллий (рис. 4) построена главным обра¬
зом по работам Гаева и Соколова [1] и
Тейтела и Коэна [2]. Железо и бериллий
образуют три интерметаллические фазы
FeBe2 , FeBe5 и FeBen. Состав последней
предположителен (возможно, что правиль¬нее обозначить ее как FeBe^). Эти фазы
были также обнаружены при исследовании
цементации сталей бериллием [3, 4]. Раство¬
римость железа в бериллии подробно не ис¬
следована, поэтому соответствующую ли¬
нию на диаграмме следует рассматривать
как ориентировочную. По данным [5], в бе¬
риллии растворяется около 0,082% Fe. Ве¬
роятно, истинные значения температуры со-
лидуса и ликвидуса при содержании берил¬
лия в сплавах 60% и более должны лежать
несколько выше (сказывается наличие при¬
месей в исходном металлическом берил¬
лии [2]).FeBe2 или (3-фаза; 24,42% BeРешетка гексагональная. Тип С14
(MgZn2). Пространственная группа £>Д—
CSImmc. Число атомов в ячейке 12 (2 = 4).
Период решетки: а = 4,21 кХ, с = 6,83 кХ,
с!а = 1,62 [6].FeBe5 или е-фаза; 44,68% BeРешетка кубическая. Тип С15 (Ci^Mg).
Пространственная группа 0^ —Fd3m. Чис¬
ло атомов в ячейке 48 (2 = 8). Период ре¬
шетки: а = 5,88 kX [6].FeBen (?) или FeBe]2 (?), или £-фаза;63,95 или 65,98% BeРешетка гексагональная. Тип — ?. Про¬
странственная группа — ?. Число атомов
в ячейке — ?. Период решетки: а = 4,14 кХ,
с = 1C,73 кХ, с/а = 2,59.Содержание бериллия, % (ат.)10 30 50	70 80	90	95Рис. 4. Диаграмма состояния системы железо — бериллий
454СТРОЕНИЕ СТАЛИЛИТЕРАТУРАFe2B или е-фаза; 8,83% В1.	И. С. Гаев и Р. С. Соколов. Метал¬
лург, 1937, № 4, стр. 42—48.2.	R J. Т е i t е 1 а. М. Cohen. Journal of
Metals, v. 1,’ 1949, № 4, стр. 285—296.3.	Д. А. Про кош кин и А._ Ф. Усов. Тру¬
ды Московского института стали, Сб. 13, 1939,
стр. 236—255.4.	Г. Ф. Косолапов и Н. Г. Севастья¬
нов. Журнал технической физики, т. 11, № 7.
1941, стр. 607-612.5.	A. R. Kaufman, Р, Gordon а.D.	W. Lillie, Transactions of the American
Society for Metals, v. 42, 1950, p. 785—844.6.	L. Mis-ch. Zeitschrift fiir physikalische
Ghemi Bd. 29, 1935, № 1, S. 42-58.Железо — борВ системе железо — бор, диаграмма со¬
стояния которой, по данным исследований
Чижевского и Гердта [1] и др., в редак-Содертание бора, % (ат.)Решетка тетрагональная. Тип С161 8(CuA12). Пространственная группа DAh—'
14/тспг. Число атомов в ячейке 12
(2=4). Период решетки: а = 5,10 кХ, с=
= 4,25 kX, с/а = 0,83 [3, 5].FeB или т]-фаза; 16,23% ВРешетка ромбическая. Тип В27 (FeB).
Пространственная группа D^—Pbnm. Чис¬
ло атомов в ячейке 8 (z=4). Период ре¬
шетки: а = 4,06 кХ, b = 5,51 кХу с = 2,95 кХ
[3, 5].ЛИТЕРАТУРА1.	Н. Чижевский и А. Гердт, Журнал
Русского металлургического общества, т. I
№ 4, 1915, стр. 533—546.2.	М. Хансен. Структуры бинар
ных сплавов, т. I, Металлургиздат
1941, стр. 267—270.3.	Б. Ф. О р м о н т. Структуры не
органических веществ, Гостехтеор
издат, 1950, стр. 606—608.Содержание бора, % (бес.)Рис. 5. Диаграмма состояния	железо — борСодержание бора, %Рис. 6. Растворимость бора в железеции Хансена [2] изображена на рис. 5,
установлено образование двух боридов же¬
леза: Fe2B и FeB [2—4]. Возможно, что
различные структуры [3], приписываемые
соединению FeB, связаны с наличием пре¬
вращения при 1135°, отмеченным на диа¬
грамме пунктирной линией.Растворимость бора в б-Fe при 1381° со¬
ставляет около 0,15°/о; растворимость в а-
и у-железе, по данным (6—8], изображена
на рис. 6.4.	Г, Ф. Косолапов и Н. Г. Севастья¬
нов, ЖТФ, т. 11, № 7, 1941, стр. 607—612.5.	R. К i е s s 1 i n g. Acta Chemica Scandina-
vica, 1950, № 2, p. 209—222.6.	P. E. Busby, М. E. Warga a.
C. Wells. Transactions of the American Insti-
ute of Mining and Metallurgical Engineers,
v. 197, 1953, p. 1463—1468.7.	С. C. McBride, J. W. Spretnak a.
R. S p e i s e r. Transactions of American Socie¬
ty for Metals, v. 46, 1954, p. 499—520.8.	М. E. Nicholson. Transactions of the
American Institute of Mining and Metallurgical
Engineers, v. 200, 1954, p. 185—190.
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ455Железо — ванадийНа рис. 7 изображена диаграмма состоя¬
ния железо — ванадий в редакции Хел-
лауэлла ш с учетом работы Хеллауэлла
и Юм-Розери [2]. Граница существования
а- и уфаз установлена неточно; она за¬
мыкается примерно при 1,2—1,5% V
Имеются указания [3] о том, что криваябической гранецентрированной решеткой
{а=4,12 кХ).FeV или с-фаза; 47,71% VРешетка тетрагональная. Тип — ?. (изо*
морфен а= FeCr). Пространственная груп¬
па Dlf?—РА/тпт. Число атомов в ячейке
30 (2 = 15). Период решетки: а = 8,95 кХ,
с = 4,62 кХ, с/а=0,52 [4,5,61.Содержание ванадия, % (a/vjСодержание ванадия, % (бес.)Рис. 7. Диаграмма	железо — ванадийа~^у перехода имеет минимум при 0,2% V
(900°). Область сосуществования а+уфаз,
видимо, очень узка: она отчетливо зафикси¬
рована только в работе [3]. Области а- и
а+а-фаз нанесены по данным [4]. По дан¬
ным [7] при 28,5—62% (ат.) V и в интер¬
вале 1400—1100° присутствует фаза с ку-ЛИТЕРАТУРА1.	А. Н е 11 a w е 11. The Equilibrium Diagram
of the System Iron-Vanadium. Annotated
Equilibrium Diagrams, N 27. The Institute of Me¬
tals, London, 1956.2.	A. Hell a well a. W. Hum e-R othery,
Philosophical Transactions of the Royal Society,
v. 249A, 1957, p. 417-459.
456СТРОЕНИЕ СТАЛИ3.	W. R. Lucas a. W. P.. F i s h e 1. Tran¬
sactions of the American Society for Metals,
v. 46, 1954, p. 277—289.4.	H. Martens a. P. Duwez, Transactions
of the American Society for Metals, v. 44, 1952,
p. 484-493.5.	P. Pietrokowsky a. P. Duwez.
Transactions of the American Institute of Mining
and Metallurgical Engineers, v. 188, 1950, p. 1283—
1284.6.	P. Duwez a. S. R. Bean. ASTM Sympo¬
sium on the Nature, Occurence, and Effects of
Sigma Phase, 1950, p. 48—60.7.	М. И. Захарова, И. А. Игнатова,
JI. А. Семенова, H. А. X а т а н о в а. ДАН
СССР, т. 119, No 3, стр, 498—500.Железо — висмутЖелезо и висмут практически нераство¬
римы друг в друге в жидком и твердом
состояниях (рис. 8). Обнаружена очень не-W001500%^поо
I т
%Содержание висмута. 7. (ат)ГО 20 30 U0 50 70300200т1*т2ш<х+тг1535е271,3Fe 10 20 30 U0 50 60 70 80 90 8i
Содержание висмута, % (вес.)Рис. 8. Диаграмма состояния системы
железо — висмутзначительная растворимость же¬
леза в висмуте при 400 и 1600° —
порядка 0,0002 и 0,0004% [1]. Диф¬
фузия висмута в мягкую сталь
при 1000° обнаружить не удалось
[2], однако в одной из работ [3]
было установлено, что электроли¬
тическое железо при температуре
выше 600° смачивается висмутом.ЛИТЕРАТУРА1.	М. Хансен. Структуры бинар¬
ных сплавов, т. I, Металлургиздат,
1941, стр. 297—298.2.	Н. В. А г е е в и М. И. 3 а м о-
торин. Известия Ленинградского
политехнического института. Отд. ма-
тем. и физ. наук, т. 31, 1928, стр.
183—196.3.	G. Tamman u. A. R и h е п-
b е с k, Zeitschrift fur anorganische und
allgemeine Chemie, Bd, 223. 1935, S. 192—
196.Железо — водородОбщепринятым считается, что железо не
образует с водородом гидридов, хотя дока¬
зательств недостаточно. При нагревании
и охлаждении железа, содержащего водо¬
род, в a-области происходят термические
остановки (их не менее шести), причины
которых до сих пор не установлены. Рас¬
творимость водорода в железе растет с
увеличением температуры, а при постоян¬
ной температуре — пропорциональна кор¬
ню квадратному из давления (водород по¬
глощается в атомарном состоянии). Изме¬
ренная [1] растворимость водорода в жид¬
ком железе оказалась примерно такой, как
$то указано на рис. 9 [2,3]. Наиболее ве¬
роятно, что система железо — водород
принадлежит к системам с расширенной
\- = областью. Термодинамический расчет [4]
показывает, что в присутствии водорода
точка Л4 понижается, а точка Л3 повы¬
шается на 1—»2°.ЛИТЕРА ТУРА1.	М. М. Карнаухов и А. Н. Морозов.
Известия Академии наук СССР, ОТН, № 12,
1948, стр. 1845—1855.2.	А. Н. Морозов. Водород и азот в ста¬
ли, Металлургиздат, 1951.3.	С. A. Z а р р f е. Metals Handbook, Cleve¬
land, 1948, p. 1208—1209.4.	W. Q e 11 e r u. Та k-H о Sun. Archiv ftir
das Eisenhiittenwesen Bd. 21, 1950, № 11—12,S.	423-430.5.	И. В. Вдовишевский. Записки Перм¬
ского отделения Русского технического обще¬
ства, т. 2, № 5, 1908. стр. 29—34; т. 3, № 1,
1909, стр. 10-31 и № 2. стр. 9-176.	Т. Тихоно в. Известия Южно-русского
общества технологов, т. 16, № 9, 1912, стр. 126—
129 и № 10, стр. 137—143.7.	Н. И. Никитин. Журнал Русского фи¬
зико-химического общества, т. 58, вып. 8, 1926,
стр. 1081 — 1094.Содержание водорода, % (ат )
от от 0,012 ото 0,0008 0,0012 0,0013 о,воя 0,003
,	Содержание водорода, % (Сес.)t '			1	1	1	1s 10 15 20 25 30
Количество водорода на 100г железа,см*Рис. 9. Растворимость водорода в железе при различных
давлениях
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ4578.	Н. И. Никитин и В. И. Ш а р к о в.
Журнал Русского физико-химического общест¬
ва, т. 58, вып. 8, 1926, стр. 1095—1100.Железо — вольфрамДиаграмма состояния системы железо —
вольфрам (рис. 10), построенная в основ¬
ном по результатам оригинальных работ
Сайкса (см. также [2,3]), дана в его редак-(z = 4). Период решетки: а = 4,73 кХ, с —
= 7,70 кХ, с/а = 1,63.Fe7W6 (?) или Fe3W2 (?) или £-фаза;73,85% или 68,72% WРешетка ромбоэдрическая. Тип
D85 (Fe7We). Пространственная группа
D\d—RZm. Число атомов в ячейке 13
(z=l). Период решетки: а—9,02 кХ,= 30°31'Содертание вольфрама, %(am.)Рис. 10. Диаграмма состояния системы железо — вольфрамции [1]. По данным Шнейдера и Фогеля
[4], первичная кристаллизация £-фазы
происходит только в интервале 33—39°/о
W. Богатые вольфрамом сплавы и ликви¬
дус системы при содержании более
50% W экспериментально не изучены. Же¬
лезо с вольфрамом образует два интер¬
металлических соединения: Fe2W и Fe7W6
(или Fe3W2); формула второго соединения
окончательно не установлена. Микроскопи¬
ческий анализ обнаружил гомогенное строе¬
ние только при составе Fe3W2; вероятно,
фаза FeyWe существует лишь при избытке
железа. Гольдшмидт [5,6] указывает на
возможность появления в сплавах с 58,5—
68,7% W фаз иного, чем указано выше,
состава, в том числе и сг-фазы (при высо¬
ких температурах); не исключено, что эти
фазы не стабильны. Из имеющихся данных
о растворимости вольфрама в железе наи¬
более достоверна цифра в 4,5°/о W при
700° [7].Fe2W или е-фаза; 62,23% WРешетка гексагональная. Тип С14
(MgZn2). Пространственная группа D*h —
СЪ/ттс. Число атомов в ячейке 12ЛИТЕРАТУРА1.	W. P. Sykes. Metals Handbook, Cleve¬
land, 1948, p. 1220.2.	Г. H. Дубинин, ДАН СССР, т. 84, 1952,
№ 4, стр. 691—696.3.	Г. Н. Дубинин и Ю. А. Б а г а р я ц*
кий. Журнал технической физики, т. 22, 1952,
№ 11, сто. 1741—1750.4.	R. Schneider u. R. VogeL Archiv
fiir das Eisenhtittenwesen. Bd. 26, 1955, № 8,S.	483-490.5.	H. J. Goldschmidt. Research, 4,1951,	No 7, p. 343.6.	H. J. Goldschmidt. Journal of the Iron
and Steel Institute, v. 170, 1952. № 3, p. 189—204.7.	C. S. Smith. Journal of Applied Physics,
v. 12, '1941, p. 817—822.Железо — гадолинийИзвестно, что железо с гадолинием об¬
разует соединение, которому отвечает фор¬
мула Fe2-Gd. Имеется указание [2], что в
системе существуют по меньшей мере три
промежуточные фазы.Fe2Gd; 58,42% Gd
Решетка кубическая. Тип С15 (Cu2Mg).
Пространственная группа 0 \ —FdZm. Чис¬
ло атомов в ячейке 24 (2=8). Период ре¬
шетки а = 7,43 кХ [1].
458СТРОЕНИЕ СТАЛИЛИТЕРАТУРА1.	F. Е n d t е г и. W. Klemm. Zeitschrift ftir
anorganische und allgemeine Chemie, Bd. 252,
1944, № 6, S, 377—379.2.	W. Klemm. FIAT Review of German
Science, 1939—1946. Inorganic Chemistry, p. Ill,
p. 255.Железо — галлийЖелезо сплавляется с галлием. Галлий,
по-видимому, растворяется в твердом желе¬
зе, так как сплав с J,2% Ga не склонен к
упрочнению при старении [1].ЛИТЕРАТУРА1. М. Хан4сен. Структуры бинарных спла¬
вов, т. II, Металлургиздат. 1941, стр. 647.Железо — гелийЖелезо не поглощает гелия даже при
температурах вблизи точки плавления [1, 2]
и не образует с гелием соединений и твер¬
дых растворов.ЛИТЕРА ТУРА1.	W. Ramsay а. М. W. Travers. Pro¬
ceedings of the Royal Society, v. 61, 1897, № 374,
p. 267.2.	A. Sieverts u. E. Bergner. Berichte
der deutschen chemischen Gesellschaft, Bd. 45,II.	1912, № 12, S. 2576-2583.Железо — германийСплавы системы железо — германий
(рис. И) исследовались с помощью терми¬
ческого и микроскопического анализов [11.Содержание германия, % (am.)Рис. И. Диаграм¬
ма состояния си¬
стемы железо —
германийСодержание германия, У0 (вес.)Железо — гафнийПредполагается, что железо с гафнием
не должно образовывать твердых раство¬
ров практически заметной концентрации
(различие атомных диаметров элементов
порядка 25% и неодинаковые типы кри¬
сталлических решеток) [11. Рентгенографи¬
ческие исследования [2] показывают, что
сплав, отвечающий составу Fe2Hf, в интер¬
вале от 600° до 1400° имеет двухфазную
структуру (тип С15 и С14), а при 1600°—
однофазную (С14). Сплав Fe2Hf начинает
плавиться при температуре примерно 1650°.ЛИТЕРАТУРА1.	И. И. Корнилов. Железные сплавы,II,	1951, изд. АН СССР, стр. 88.2.	М. Hansen а. К. Anderko. Constitffi
tion of Binary Alloys, 1958, p. 661.Двухфазная область a+v намечена ориен¬
тировочно на основании опытов всего лишь
над двумя сплавами (0,5 и 1,5% Ge)
С увеличением содержания германия боль¬
ше 1,5% а^у-превращение становится не¬
достаточно четким. В системе образуются
интерметаллические соединения, которым,
очевидно, соответствуют формулы Fe2Ge
и FeGe2. В диапазоне концентраций, соот¬
ветствующем области гомогенности фазы
в процессе быстрого охлаждения при 830°
появляется метастабильная эвтектика, со¬
ответствующая содержанию 75% Ge. Явле¬
ние переохлаждения наблюдается в спла¬
вах, содержащих примерно больше 60% Ge.
Предельная растворимость железа в герма¬
нии изменяется от 5* 10й а томов/см*
(750°) до 1,5—1015 атомов/см3 (940°) и
имеет слабо выраженный максимум при
850° [5].
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ459Fe2Ge (?) или Fe7Ge4 (?), или е-фаза;
39,39% или 36,62% GeРешетка гексагональная. Тип BS (NiAs
Ni2In). Пространственная группа D6fl —
СЪ/ттс. Число атомов в ячейке 6 (z = 2^
(?). Период решетки (для Fe3Ge4): а—
= 4,03 кХ, с = 5,02 кХ, с/а = 1,25 [1, 2].
Несколько иные значения .периода решетки
даны в работе [4].FeGe2 (?) или g-фаза; 72,22% GeРешетка тетрагональная. Тип С16(СиА12).
Пространственная группа DAh — /4/тст.
Число атомов в ячейке 12 (2=4). Периоя
решетки: а = 5,90 кХ, с = 4,94 кХ, с/а =-	0,84 [3].Железо — дейтерийРастворимость дейтерия D2 в технически
чистом и карбонильном железе меньше, чем
растворимость водорода [11.ЛИТЕРАТУРА1.	A. Si everts, С. Zappfe u. Н. Mo¬
ritz. Zeitshrift fur physkalische Chemie, Bd. A183,
1938, No 1, S. 19—37.Железо — золотоДиаграмма состояния железо—золото
(рис. 12) построена по результатам терСодержание золота, % (ат.)Рис. 12. Диаграм¬
ма состояния си¬
стемы железо —
золотоСодержание золота, % (бес.)ЛИТЕРА ТУРАК. Ruttewit
fiir Metallkunde,u.	G. M a s i n g.
Bd. 32, 1940, № 3,Zeitsch-
S. 52-Zeitsch-
4, 1942,1.
rift
61.2.	F. Laves u. H. J. Wajlbaum.
rift ftir angewandte Mineralogie, Bd.No S. 17—46.3.	H. J. W a 1 1 b a u m. Zeitschrift fiir Metall-
kund, Bd. 35, 1943, № 14 S. .218-221.4.	L. С a s t e 11 i z. Monatsh^fte ftir Chemi
Bd. 84, 1953, No. 4, S. 765-776.о.	А. А. Бугай, В. E. Косенко иE.	Г. M и с и л ю к. Журнал технической фи¬
зики, т. 27, 1957, № 1, стр. 210—211.мических, микроскопических, дилатометри
ческих и рентгенографических исследова
ний [1—3]. Предполагавшееся в прежних
работах (см. [4]) соединение Fe3Au не су¬
ществует [1,3,5]. Не подтверждается так-
же наличие минимума в области a^v-npe-
вращения для сплавов железа с неболыии
ми количествами золота [1]; наиболее ве¬
роятно, что здесь имеет место эвтектоид-
ное превращение (см. [6]), хотя экспери¬
ментальные данные полностью это не до
казывают.Растворимость золота в железе в твердом состоянии [1]./, °С 500 600 690 785 840 850 865	890% Аи 0,4 0,6 1.5 3,1, 3,8 4,4 4,8	7,0Растворимость железа в золоте в твердом состоянии [11:/, °С 400 600 700 800 850 875 900 950	1000% Fe 5,2 12,4 15,8 20,8 23,9 24,9 26,4 29,5	31,7100012,6102032,9110018,7104035,1117023,1110037,8
460СТРОЕНИЕ СТАЛИЛИТЕРА ТУРА1.	Е. Raub u. P. Walter. Zeitschrift ftir
Metallkunde, Bd. 41, 1950, № 8, 234—238.2.	В. H. Свечников, Металлург,	13,1938,	№ 11, стр. 17-22.3.	Е. R, J е 11 е, W. L. Brunner a. F. Fo¬
ote. Transactions of the American Institute of
Mining and Metallurgical Engineers, v. Ill, 1934,
p. 354—360.4.	М. Хансен. Структуры бинарных спла¬
вов, т. I, Металлургиздат, 1941, стр. 221— 223.5.	A. R. К a u f m a n n, S. Т. Pan, J. R.
Clark. Review of Modern Physics, v. 17, 1945,'№ 1, p. 87—92.6.	L. L. S e i g 1 e. Journal of Metals, 206,1956,	№ 2, p. 91-97.Железо — иридийСплавы железо — иридий изучались [11
методом твердости и микроанализа, что
позволило установить в системе существо¬
вание непрерывного ряда твердых раство-Содержание иридия, 7o(am.jСодержание иридия, % (бес.)Рис. 13. Участок диаграммы со¬
стояния системы железо — иридийров. По данным магнитометрических изме¬
рений [2], растворимость иридия в а-желе-
зе составляет около 35%. Границы
а^у-превращения [21 показаны на рис. 13,
На кривых твердости в этой же области
концентраций наблюдается изгиб. Нали¬
чие на кривых состав—свойство сингуляр¬ных точек в области 77,6—86,5% иридия
позволило установить существование в
системе соединения Felr (структура этого
соединения не определена). Добавки ири¬
дия к железу понижают точку Кюри.ЛИТЕРА ТУРА1.	В. А. Немилов и Т. А. Видусова,
Известия Сектора платины и других благород¬
ных металлов, т. 20, 1947, стр. 240—244.2.	М. Fallot. Annales de Physique, (XI),10,	1938, oct., p. 291—332.Железо — иттрийПолагают, что железо с иттрием не
должны образовывать твердых растворов
практически заметной концентрации (раз¬
личие атомных диаметров 40%; неодина¬
ковые типы кристаллических решеток) [1].ЛИТЕРА ТУРА1.	И. И. Корнилов. Железные11.	Изд. АН СССР, 1951, ст£_. 96.Железо — кадмийКадмий не растворяется в твердом же¬
лезе. Измерениями магнитной восприимчи¬
вости установлено, что в кадмии при 700°
растворяется около 0,0003% Fe, а при
400° — 0,0002% Fe [1]. Предполагавшееся'
в старых работах [1] существование соеди¬
нений не подтверждается опытами послед¬
них лет [2, 3, 4].ЛИТЕРА ТУРА1.	М. Хансен. Структуры бинарных спла¬
вов, т, I, Металлургиздат, 1941, стр. 405.2.	Е. S с h е i 1. Metallforschung, Bd. 2, 1947r
N° 10, S. 320,3.	F. Li hi. Zeitschrift ftir Metallkunde, Bd.
46, 1955,№ 6, S. 434—441.4.	F. L i h I. Zeitschrift ftir Metallkunde.
Bd. 46, 1955, № 11, S. 787-791.Железо — калийВ расплавленном калии железо не раст¬
воряется. При атмосферном давлении не
удается установить, растворяется ли в
жидком железе калий, так как точка его
кипения (770°) лежит ниже температуры
плавления железа. Наиболее вероятно, что
эти металлы вообще не сплавляются друг
с другом. Калий нерастворим в твердом
железе [1]. При 1000—1300° калий не диф¬
фундирует в армко-железо [2].ЛИТЕРАТУРА1.	М. Хансен. Структуры бинарных спла¬
вов, т. II, Металлургиздат, 1941, стр. 649.2.	W. D, Jones. Journal of the Iron and
Steel Institute, v. 130, 1934, p. 436.Железо — кальцийПопытка сплавить кальций с жидким же¬
лезом и опыты диффузионного соединения
этих металлов дали отрицательный резуль¬
тат [1, 2]. Радиохимическим методом уста¬
новлено [3], что в расплавленном железе
растворяется меньше 6 • 10“5о/о кальция.
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ461ЛИТЕРА ТУРА1.	М. Хансен. Структуры бинарных спла¬
вов, т. I, Металлургиздат, 1941, стр. 384.* 2. Н. В. А г е fe в и М. И. 3 а м о т о р и н.
Известия Ленинградского политехнического ин¬
ститута. Отд. матем. и физ. наук, т. 31, 1928,
стр. 183—196.3.	W. О. Р h i 1 b г о к к, К. М. Goldmanа.	М. М. Н е 1 z е I. Journal of Metals, v. 188,1950,	p. 361.Железо — кислородСводка результатов исследований равно-
весий в системе железо—кислород и об*
суждение природы образующихся в этой
системе фаз даны в [1—3]. Растворимостьрис. 14. Железо образует три фазы про¬
межуточного типа: FeO (вюстит), Fe304
(магнетит) и Fe203. Область гомогенно¬
сти вюстита расположена правее стехио*
метрического состава FeO (постоянный
избыток кислорода). Соединение Fe203 су¬
ществует в двух модификациях: а (гема-
гит) и Y- Последняя является промежуточ-
ной в процессе перехода магнетита в ге¬
матит.FeO (вюстит) или е-фаза; 22,67% ОРешетка кубическая. Тип В\ (NaCl).
Пространственная группа 035л — FmZm.170016091535°\1500П00
1300
г 1200
I 11 00
II 1000
I900800730600500ж,kNJ1 щ-oje-j—$-*т2X+пЧ~UOOГCL + 6Содержание кислорода, % (ат.)
50 52 5Ь 55 58601 1\
J+ \I“Г	....159\А'Ж,+Г1583’4_А 224 с о,60тггZ7J5U\ге,зо гК23,07 ь*/#*жг\139Lг\,'.2М>к23,;/1№е
ЮЯП 97 /»/, _\28,36 '30, Oh20,61 /Ч [1U57°1371ф /
22J116I7+ее \IIП"I910°?310пТ[*ГА + еj560°/23,26(FeO)Л* Т,Fe3iFezo^\30,06Fe 0,2 0,6 22 23 2it 25 26 27 28
Содержание кислорода, %(6ес.)29 30 31Рис. 14. Диаграмма состояния системы железо — кислородкислорода в у-железе, по различным дан¬
ным [4—6], составляет тысячные доли про¬
цента. В a-железе растворяется [7]: при
700° — 0,0080/о кислорода, а при 900° —
0,029%. По другим данным [5, 8—10], эти
значения завышены. Влияние кислорода
на точки полиморфных превращений же¬
леза не изучалось. Диаграмма состояния
системы железо—кислород показана наЧисло атомов в ячейке 8 (г= 4). Период
решетки: а = 4,28-^4,30 кХ.Fe304 (магнетит) или £-фаза; 27,64% О
Решетка кубическая. Тип Н\{ (шпинель)
Пространственная группа 07h — Fd3m. Чис¬
ло атомов в ячейке 56 (2 = 8). Период ре¬
шетки: а = 8,41 кХ.
462СТРОЕНИЕ СТАЛИa-Fe203 (гематит) или rj-фаза; 30,06% ОРешетка ромбоэдрическая. Тип DS\ (ко¬
рунд). Пространственная группа D\d—
R3c. Число атомов в ячейке 10 (z — 2).
Период решетки: а = 5,42 кХ, а = 55°16'V-Fe203; 30,06% ОРешетка кубическая. Тип Н\\ (шпинель).
Пространственная группа 07h—FdSm,
Число атомов в ячейке 40 (z = 8). Период
решетки а = 8,32 кХ.Железо — кобальтИзображенная на рис. 15 диаграмма со¬
стояния железо — кобальт составлена гто
данным хорошо согласующихся работ [1—
3]. Результаты измерения физических
свойств сплавов [4—6] указывают на воз¬
можность существования трех свеохстоук-
тур, отвечающих соединениям Fe3Co, FeCo
и FeCo3. Упорядочение в области экви-
атомного состава установлено рентгено*
структурными исследованиями [2, 7] и с по¬
мощью дифракции нейтронов [8]. На осно¬
вании исследований [91 гальваномагнитных/600
иоо
1200
| мод
|I 800Ж600т20010Содержание кобальта, % (am.)20 30 ЬО 50 60 70 60901535°*Ji'+Ж ]mT	1495°07гк W 20'Ц1390°*+7/7~U6%5(S35^)1115е0I769°	[730^CL'\YI18977**t11- . 1	111	L' (j.i5.Рсо420**СОFe 10 20 30 U0 50 60 70 ВО 90 Со
Содержание кобальта, % (бес.)Рис. 15. Диаграмма состояния системы железо — кобальтЛИТЕРА ТУРАI.	В. И. P. d х а р о в. Окисление металлов. Ме¬
таллургиздат, 1945, стр. 170.2.	К. Бенедикс и X. Л е в к в и с т. Неме¬
таллические включения в железе и стали. ДНТВУ,
1935.3.	М. Hansen а. К. A n d е г к о. Constitution
of Binary Alloys, 1958, p. 684—691.4.	W. P. Rees а. В. E. Hopkins. Journal
of the Iron and Steel Institute, v. 172, 1952, p. 403—
409.5,	J, A.: Kitchener, J,; О. М. В о с г i s,M. G 1 e i s e г a. J. W. Evans. Acta Metallurgica,
v. 1, 1953, p. 93—101.6.	F. Wever, W, A. Fisher u. H. Engelb-
г e с h t. Stahl und Eisen, Bd. 74, 1954, S. 1521 —
1526.7.	A, U. S e у b о 1 t. Transactions of the Ame¬
rican Institute of Mining and Metallurgical En¬
gineers, v. 200, 1954, p. 641—644 и v. 203, 1955.
p. 697.8.	J. L. M e i j e r i n g. Acta Metallurgica.3,	1955, d. 157-162.9.	R. S i f f e r 1 e n. Comptes rendus,	240,1955,	p. 2526—2528.10.	R. Siff»rlen, Comptes rendus.	244,1957,	p. 1192-1193.эффектов сделано предположение о сущест¬
вовании соединения Fe^Co. Область (а+Yb
по данным работы [101, располагается
между 78 и 82% Со, что несколько отли¬
чается от приведенной на диаграмме
рис. 15.FeCo или а'-фаза; 51,35% СоРешетка кубическая. Тип В2 (CsCl) (?).
Пространственная группа — ?. Число ато¬
мов в ячейке — ?. Период решетки — ?.ЛИТЕРА Т УРА1.	М. Хансен. Структуры бинарных спла¬
вов, т. I, Металлургиздат, 1941, стр. 466—471.2.	W. С. Ellis а. Е. S. Greiner. Transa¬
ctions of the American Society for Metals, 29, 1941,
№ 2, p. 415—434.3.	G. B. Harris a. W, Hum e-R о t h e r y.
Journal of the Iron and Steel Institute, v. 174,1953,	№ 3, p. 212-218.4.	T. Y о k у a m a. Nippon Kinzoku Gakkai-Shi,
v. 17, 1953, d. 259—266.
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ4635.	Н. М a s u m о t о, Н. S a i t о а. М. Shino-
zaki Science Reports of the Research Institute of To-
hoku University, v. A6, 1954, № 6, p. 523—528.6.	Л. М. В и т и н г. Журнал неорганической
химии, т. 2, 1957, № 4, стр. 845—851.7.	J. W. Rogers a. W. R. Maddoks.
Iron and Steel Institute. Special Report, № 24, 1939,
p. 167—177.8.	C. G. Shull a. S. Siegel. Physical Re¬
view, v. 75, 1949, p. 1008—1010 и v. 74, 1948,
p. 1225.9.	H. В. Г p у м-Г ржимайло. Известия
сектора физико-химического анализа, т. 19, 1949,
стр. 531-537.10.	J. Papier. Comptes rendus, v. 242, 1956,
№ 20, p. 2455—2457.Железо — кремнийДиаграмма состояния системы железо —
кремний (рис. 16) дана в редакции Хан¬
сена [1] на основании главным образом
исследований Курнакова, Уразова, Агеева
[2—4], дополненных рядом последних ра¬
бот [5—11]. Участок диаграммы (см.В области 18—25% Si при 1000—1200°
диаграмма не точна. Сосуществование при
этих температурах двух фаз: а' и а, отве¬
чающих примерно соединениям Fe2iSin и
Fei7Si7, обладающих аналогичными струк¬
турами, нуждается в проверке. Точных дан¬
ных о растворимости железа в кремнии
нет, так как все опыты были выполнены на
материале с большим количеством приме¬
сей.Fe3Si; 14,35% SiРешетка кубическая. Тип D03 (BiF3) -Пространственная группа О \ — РтЪт.Число атомов в ячейке 16 (2 = 4). Период
решетки: а = 5,64 кХ.Fe5Si3 или Г)-фаза; 13,18% SiРешетка гексагональная. Тип D8s
(Mn5Si3). Пространственная группа D§h —Содержание кремния, % (ат.)10 20 30 ЬО 50 60 70 80	90Содержание кремния, % (вес.)Рис. 16. Диаграмма состояния системы железо — кремнийрис. 17), описывающей превращения £-фа-
зы, построен с учетом последних исследо¬
ваний [12, 13]. Петля v-области замыкается
при содержании 2,15% кремния примерно
при 1170° [7]. Растворимость кремния в
a-железе уменьшается с 14,4% при 1250°
до 7,5°/о при 700° и 5% при комнатной
температуре. В работе [9] указываются не¬
сколько другие цифры растворимости.
Двухфазная область (а 4- у ) очень узкая.Сб/тст. Число атомов в ячейке 16 (2 = 2).
Период решетки: а = 6,75 кХ, с — 4,72 кХ„
с/а = 0,70.FeSi или е-фаза; 33,46% SiРешетка кубическая. Тип £20 (FeSi).
Пространственная группа Г4 — Р2\Ъ. Число
атомов в ячейке 8 (2=4). Период решет¬
ки: а — 4,49 кХ.
464СТРОЕНИЕ СТАЛИFeSi2 (?) или £-фаза (лебоит); 50,13% SiРешетка тетрагональная. Тип (FeSi2) ?Пространственная группа D \h— Р4/ттт.Число атомов в ячейке 3 (z = 1). Период
решетки: а = 2,68 кХ, с — 5,12 кХ.Содержание кремния, % (ат.)Fe 50 5Ь 58 62 66
Содержание кремния, % (decjРис. 17. Участок диаграммы состояния
системы железо — кремний в области
лебоитаЛИТЕРА ТУРА1.	М. Hansen а. К. Anderko. Constitu¬
tion of Binary Alloys, 1958, p.. 711—717.2.	H. С. Курнаков, Г. Г. У p а з о в и
Г. С. Ели н. Журнал Русского физико-химиче-
ского общества, т. 45, 1913, вып. 3, стр. 676.3.	Н. С. Курнаков и Г. Г. У р а з о в.
Горный журнал, № 3, 1914, стр. 167.4.	Н. В. Агеев, Н. Н. Курнаков,
JI. Н. Гусева и О. К* Коненк о-Г р а ч е в а.
Металлург, № 1, 1940, стр. 5—12.5.	К. М. Guggenheimer а. Н. Н е i 11 е г,а.	К. Н о s е 1 i t z. Journal of the Iron and Steel
Institute, v. 158, 1948, N° 2, p. 192—199.6.	К. M. G u g g e n h e i t e r a. H. H e i t 1 e r.
Transactions of the Faraday Society, v. 45, 1949,
Ns 314, p. 137-145.7.	J. С г a n g 1 e. British Journal of Applied
Physics, v. 5, 1954, Ni 4, p. 151—154.8.	М. С. M. F a r q u h a r, H. L i p s о n a.
A. R. Weill. Journal of the Iron and Steel In¬
stitute, v. 152, 1945, Ns 2, p. 457—472.9.	F. W. Glaser a. W. Iv a n i с k. Transa¬
ctions of the American Institute of Mining and
Metallurgical Engineers, v. 206, 1956, p. 1290—10.	H. L i p s о n a. A. R. W e i 1 I. Transactions
<li the Faraday Society, v. 43, 1943, № 1, p. ы—id.11,	G. G, Bentle a. W, P. F i s h e 1. Tran¬
sactions of the American Institute of Mining and
Metallurgical Engineers, v., 206, 1956, p. 1345—
1348.12.	H. X. Абрикосов. Известия сектора
физико-химического анализа, т. 27, 1956, стр. 157—
163.13.	П. В. Гельд и О. А. Есин. Процессы
высокотемпературного восстановления, Метал¬
лургиздат, 1957, стр. 370—396.Железо — криптонЖелезо не поглощает криптон даже при
температурах вблизи точки плавления [1]
и не образует с криптоном соединений и
твердых растворов.ЛИТЕРА ТУРА1.	A. Sieverts u. Е. В е г g п е г. Berichte
der deutschen chemischen Gesellschaft, Bd. 45,II.	1912, Ns 12, S. 2576—2583.Железо — литийВ расплавленном литии железо не раст¬
воряется. При атмосферном давлении не
удается установить, растворяется ли в
жидком железе литий, так как точка его
кипения (1370°) лежит ниже температуры
плавления железа. Наиболее вероятно, что
эти металлы вообще не сплавляются друг
с другом. Литий нерастворим в твердом
железе [1]. Диффузии жидкого лития в же¬
лезо при 1200° не наблюдается [2].ЛИТЕРА ТУРА1.	М. Хансен. Структуры бинарных спла¬
вов, т. II, М. — Л., Металлургиздат, 1941, стр.
649.2.	Н, В. Агеев и М. И. 3 а м о т о р и н.
Известия Ленинградского политехнического ин¬
ститута. Отд. матем. и физ. наук, г. 31, 1928,
стр. 15—28.Железо — марганецДиаграмма состояния системы железо —
марганец (рис. 18) представлена в редак¬
ции Хеллауэлла [1] с учетом работы Хел-
лауэлла и Юм-Розери [2]. Гексагональная
е-фаза, существование которой ранее отме¬
чалось на диаграмме [3], является метаста-
бильной и возникает только когда скорость
Y -► а превращения достаточно высока [4, 5].В сплавах до 13% Мп при сравнительно
больших скоростях охлаждения образуется
пересыщенная a-фаза. Обе эти метастабиль-
ные фазы образуются в результате реакций
мартеноитного типа.ЛИТЕРАТУРА1.	А. Н е 1 1 a w е 11. The Equilibrium Diagram
of the System Iron — Manganese. Annotated
Equilibrium Diagrams, N 26. The Institute of Me¬
tals, London, 1956.2.	A. H e 11 aw e 1 1 a. W. Hum e-R о t h e r y.
Philosophical Transactions of the Royal Society,
v. 249 A, 1957. p. 417-459.3.	М. Хансен. Структуры бинарных сплавов;
т. II, Металлургиздат, 1941, стр. 649—659.4.	М. А. Гуревич и Б. Г. Лившиц. Из
вестия сектора физико-химического анализа, т.
19, 1949, стр. 476—482.5.	A. R. Т г о i а п о a. F. Т. McGuire. Tran¬
sactions of the American Society for Metals, v. 31,
1943, N° 2, p. 340—359.
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ465Содержание марганца, % (шп.)Содержание марганца, %Рис. 18. Диаграмма состояния системы железо — марганецЖелезо — медьНа изображенной на рис. 19 диаграмме
состояния сомнительны только границы
\/у + ж и у/у + е, а также линия раство¬
римости меди в a-железе (рис. 20). Пред¬
полагавшаяся в старых работах (см. [1])
несмешиваемость железа и меди в жидком
состоянии новыми исследованиями (см. на¬
пример, [2]) не подтверждается. Максималь¬
ная растворимость меди в a-железе оцени¬
вается разными исследователями в 8—10%
при 1484° и в 7,5—9% при 1094° Есть так¬
же указания на то, что линии растворимо-30 Металловедение (справочник), т. Iети меди в а- и ^желе^е сдвинуты к еще
меньшим содержаниям меди [3]. Кривая
растворимости железа в меди (рис. 21) до¬
строена по данным [4]. Высказано предпо¬
ложение [5], что вместо эвтектической реак¬
ции при 850° происходит перитектическая
реакция. По последним данным [6], раство¬
римость железа в меди при комнатной тем¬
пературе составляет 0,25%- Эта цифра
больше, чем указано на рис. 21.ЛИТЕРА ТУРА1. М. Хансен. Структуры бинарных сплавов,т. I, Металлургиздат, 1941, стр. 533—539.
466СТРОЕНИЕ СТАЛИСодержание меди, % (am.)10 20 30 ЬО 50 60 70 80 90Рис. 19. Диаграм¬
ма состояния си¬
стемы железо —
медьРис. 20. Раствори¬
мость меди в же¬
лезеS* 950
§| 850
| 750Ж650Содержание меди, % (am.)
2	3910*—"Г"CL+V■ T	iI71*7+6с759 еt ^
/.._T760*4/t1eL+eFe 0.5 7.015 2,0 2,5 3,0 3,5
Содержание меди, %(8ес.)М 45 5ДСодержание железа, % (am.)Содержание железа, %(вес)Рис. 21. Раствори¬
мость железа в
меди2.	W. R, Maddocks a. G. Е. Claussen.
Iron and Steel Institute. Special Report N 14,
London, 1936.3.	B. N, D a n i 1 о f f. Metals Handbook, Cleve¬
land, 1948, p. 1196.4.	A. G. H. Anderson a. A. W. Kingsbu¬
ry. Transactions of the American Institute of Mi¬ning and Metallurgical Engineers,	152, 1943»p. 38—47.5.	E. П. Маликова. Структурные превра¬
щения в сплавах железо-медь. Диссертация,
Свердловск, 1947.6.	Т. S. Hutchison a. J. R е ek i е. Phy¬
sical Review, v. 83, 1951, p. 854—855.
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ467Железо — молибденДиаграмма состояния системы железо —
молибден построена на основании термиче¬
ских, микроскопических и частично рентге¬
нографических исследований. На рис. 22FeMo или е-фаза; 63,2% МоРешетка тетрагональная. Тип — ?. (В =
= U (?). Пространственная группа D \h —
Р42/тпт. Число атомов в ячейке 30 (г =*
= 15). Период решетки: а = 9,19 кХ, с =
= 4,81 кХ, с/а = 0,52 [7].Содержание молибдена. У* (am.)
tO	20	30 UO 50 60 70 80 90Содержание молибдена. % (бес.)Рис. 22. Диаграмма состояния системы железо — молибдендиаграмма представлена в редакции Сайк¬
са [1]. Железо с молибденом образует две
интерметаллические фазы; одна из них,
FeMo, обладает структурой, аналогичной
структуре а-фазы в системе Fe — Сг [2], и
стабильна только при высоких температу¬
рах. Область гомогенности этой фазы при
1180—1300° не превышает 0,4% [3]. Вторая
интерметаллическая фаза, формула кото¬
рой Fe7Mo6, имеет чрезвычайно узкую об¬
ласть гомогенности. Обнаруженного при
рентгенографическом исследовании [4] ле¬
гированной стали двойного интерметалличе¬
ского соединения железа с молибденом, ко¬
торому по аналогии с системой железо —
вольфрам приписывается формула Fe2Mo,
в других работах не наблюдалось. В а-же-
лезе при 650° растворяется около *'6,7%
молибдена [5]. Максимум кривой а ^ у-лре-
вращения находится при 1200° и составляет
3—4% Мо. В молибдене железа растворяет¬
ся: 10,5; 6,7; 4,8; 3,6 и 2,7% при температу¬
рах соответственно 1480, 1400, 1300, 1200 и
1100° [6].Fe7Moe или 8-фаза; 59,57% МоРешетка	ромбоэдрическая. ТипD85 (Fe7W6). Пространственная группаZ)3j — КЪт. Число атомов в ячейке 13
(2=1). Период решетки: а — 8,99 кХ,
а = 30°38'.ЛИТЕРАТУРА1.	W. P. S у k е Sj Metals Handbook, Cleveland,
1948, p. 1210 .2.	H. J. Goldschmidt. Research, v. 2, 1949,
We 7, p 343—3443.	P. G r e e n f i 1 d a. P. A. Beck. Transacti¬
ons of the American. Institute of Mining and
Metallurgical Engineers, v. 200, 1954, p. 253—257.4.	P. П. Залета ев a, H. Ф. Л а ш к о,
М. _Д. Нестерова и С. А. Ю г а и о в а,
ДАН СССР, т. 81, 1951, № 3, стр. 415-416.5.	S. R. В е a n а. P. Duwez, Transactions of
the American Institute of Mining and Metallurgi¬
cal Engineers, v. 191, 1951, p. 331—335.6.	J. L. H a m. Transactions of the American
Society of Mechanical Engineers, v. 73, 1951,
p. 723-731.7.	G. Bergman ч. D. P. Shoemaker. Acta
Crystallographica, v. 7, 1954, p. 857.Железо — мышьякДиаграмма состояния системы железо —
мышьяк (рис. 23) построена по совокупно¬
сти ряда работ [1—5], причем участок диа¬
граммы в интервале от 0 до 12,5% As по¬
строен по данным исследования [5]. При
1150° концентрации мышьяка в у- и> а-фа-
зах, находящихся в равновесии, равны со¬
ответственно 1,75 и 2,4%- Рентгенострук¬
турным анализом определена следующая
растворимость мышьяка в а-железе:/, °С 840 810 650 500 400 Комн.
% As 12,4* 12 10 8,5 7,8 5*♦Экстраполировано.30*
468СТРОЕНИЕ СТАЛИХарактер превращений в сплавах с 40—
60% As не может считаться твердо уста¬
новленным; сплавы, содержащие более
60% мышьяка, при атмосферном давленииСодержание мышьяка, % (am.)Рис. 23. Диаграмма состояния
железо — мьдпьякизготовить не представляется возможным.
Кроме фаз, указанных на диаграмме, суще¬
ствует природное соединение FeAs2 (лёл-
лингит).FeAs или т]-фаза; 57,3% AsРешетка ромбическая. Тип £31 (МпР).
Пространственная группа D^h—Pbnm.
Число атомов в ячейке 8 (z — 4). Период
решетки: а = 6,02 кХ, b = 5,43 кХ, с —
= 3,37 кХ. Структуру FeAs можно также
отнести к типу В14 [6].Fe2As или е-фаза; 40,16% AsРешетка тетрагональная. Тип C38(Cu2Sb).
Пространственная группа D Д — РА/птт.
Число атомов в ячейке 6 (z = 2). Период
решетки: а = 3,68 кХ, с = 5,98 кХ, с/а =
= 1,65 [61FeAs2 (лёллингит); 72,86% AsРешетка ромбическая. Тип С18 (FeS2).
Пространственная группа	— Р/ппт.Число атомов в ячейке 6 (2 = 2). Период
решетки: а = 2,86 кХ, b = 5,25 кХ, с =
= 5,93 кХ [6].ЛИТЕРА ТУРА1.	М. Хансен. Структуры бинарных спла¬
вов, т. I, Металлургиздат, 1941, стр. 180—184.2.	В. Н. Свечников и В. Н. Гриднев.
Металлург, 1938, № 1, стр. 13—19.3.	Н. S a w a m и г а а. Т. Mori. Memoirs of
the Faculty of Engineering, Kyoto University,
V. 14, 1952, № 3, p. 129—144.4.	H. Sawamura a. T. Mori. Memoirs of
the Faculty of Engineering, Kyoto University,
v. 16, 1954, № 3, p. 182—189.5.	B.H. Свечников и А. К. Шурин. До-
noBtai АН УССР, 1957, № 1, стр. 27-29.6.	Б. Ф. О р м о н т. Структуры неорганических
веществ. Гостехтеориздат, 1950, стр. 555—556 и
681.Железо — натрийНатрий нерастворим в твердом железе.
При атмосферном давлении не удается ус¬
тановить, растворяется ли в жидком желе¬
зе натрий, так как точка его кипения лежигг
ниже температуры плавления железа [1].
По данным [2], растворимость железа в
жидком натрии составляет 0,0005% при
225° и 0,0013% при 500°. Радиохимические
измерения дали величины примерно в 400
раз меньше.ЛИТЕРА ТУРА1.	М. Хансен. Структуры бинарных сплавов,
т. II, Металлургиздат, 1941, стр. 649.2.	Liquid Metals Handbook. Sodium (Na. К)
Supplement, 1955, p. 15, 16 и 22.Железо — никельДиаграмма состояния системы железо —
никель (рис. 24) дана в редакции [1]. Тем¬
пературы затвердевания сплавов железо-
никель и превращение определены до¬
статочно надежно, хотя величина интервала
ликвидус—солидус окончательно не уста¬
новлена; вероятно, она составляет несколь¬
ко градусов. Границы а/а + у — и у/а +
+ у-фаз нанесены по рентгенографическим
и магнитометрическим данным [2], которые
были получены в условиях наиболее при¬
ближающихся к равновесным (см. также
результаты работ [2—7]). Однако эти дан¬
ные для температур ниже 300° нельзя счи¬
тать окончательными из-за крайне мед¬
ленно протекающих превращений в спла¬
вах железа с никелем. На существование
соединений в системе Fe—Ni указывалось
еще в старых работах [8]. На рис. 24 пока
зана область образования фазы FeNi3,
имеющей, по данным [9—14], упоря¬
доченную структуру. Согласно работе [12],
процессы упорядочения охватывают широ¬
кую область концентраций (примерно от
50 до 80% никеля). Наиболее вероятно, что
других интерметаллических соединений в си¬
стеме не образуется, хотя предположения об
их существовании имеются.
двойные диаграммы состояния469Содержание никеля , % (ат.)Рис. 24. Диаграмма состояния системы железо — никельFeNi3 или угФаза; 75,92% NiРешетка кубическая. Тип L\2 (Cu3Au).
Пространственная группа 0\ — РтЗт. Чис¬
ло атомов в ячейке 4 (2=1). Период решет¬
ки: а=3,54 кХ.ЛИТЕРА ТУРАI.	R. W. Floyd. The Equilibrium Diagram of
the System Iron-Nickel. Annotated Equilibrium Di¬
agrams No 11, The Institute of Metals, London, 1955.2.	E. A. О w e n a. Y. H. Li u. Journal of the
Iron and Steel Institute, v. 163, 1949, № 2,
p. 132-137.3.	А. Т. Григорьев и Д. JI. Кудрявцев.
Журнал прикладной химии, т. 15, 1942, № 4,
стр. 204—213.4.	F. W. Jones a. W. I. Р u m р h г е у. Jour¬
nal of the Iron and Steel Institute, v. 163, 1949,
№ 2, p. 121-131.5.	F. L i h 1. Archiv ftir das Eisenhuttenwesen,
Bd. 25, 1954, S. 475—478.6.	E. A. Owen a. A. H. S и 11 y. Philosophical
Magazine, v. 27. 1939, p. 614—636 и v. 31, 1949,
p. 314-318.7.	W. R о s t о k e r. Transactions of the Ameri¬
can Institute of Mining and Metallurgical Engi¬
neers, v. 191, 1951, p. 1203—1205.8.	М. Хансен. Структуры бинарных сплавов,
т. II, Металлургиздат, 1941, стр. 668—675.9.	Е. J о s s о. Journal de Physique et le Radium,
v. 12, 1951, No 3, p. 399—401.10.	E. J о s s o. Revue de M£tallurgie, v. 47, 1950,
№ 10, p. 769-777.II.	E. J о s s o. Comptes rendus, v. 230, 1950,p. 1467—1469.12.	Ф. Гальперин, ДАН СССР, т. 75, 1950,
стр. 647—650.13.	R. J. W a k е I i n а. Е. L. Yates. Procee¬
dings of the Physical Society, v. B66, 1953,•p. 221—240.14.	L. Kaufman a. Cohen. Transactions of
the American Institute of Mining and Metallur¬
gical Engineers, v. 206, 1956, p.. 1393—1401.Железо — ниобийВ сплавах железа с ниобием установлено
существование соединения Fe2Nb, которое
дает с железом твердые растворы ограни*W01600
^ 1535еV шоI
§ 1200I| 1000
к 910°800600Содержание ниобия, % {ат.)10 20 30 U0 50
гт	гS+m3Z187Ж<Х+ <5136вуf1220° I1655J89*.769°*115609 67Fe 10 20 30 U0 50 60 70
Содержание ниобия, % (вес.)Рис. 25. Диаграмма состояния
железо — циобийченной концентрации [1]. В первой диаграм¬
ме состояния железо—ниобий [2] этому со¬
единению была приписана формула Fe3Nb2.
Изображенная на рис. 25 и 26 диаграмма
состояния системы железо—ниобий постро-
470СТРОЕНИЕ СТАЛИчасти диаграммы, изображенной на рис. 26.
Новейшие исследования [8] обнаружили в
системе три высоких температурах фазу,
изоморфную ст-фазе системы FeCr, и еще
две интерметаллические фазы. Ориентиро¬
вочная диаграмма Fe—Nb, по данным [8],
представлена на рис. 27.Fe2tyb или е-фаза; 45,41% Nb
Решетка гексагональная. Тип С14 (MgZn*).
Пространственная группа D§h—Сб/ттс.
Число атомов в ячейке 12 (2=4), Период
решетки: а=4,83 кХ, с—7,88 кХщ с/а—1,63
[6].FeNb (?) или ст-фаза; 62,45% NbРешетка тетрагональная — ?. Тип — ?.
(P=U?). Пространственная группа — ?
Число атомов в ячейке — ?. Период решет¬
ки — ?.Fe2Nb3 или т]-фаза; 71,39% NbРешетка кубическая. Тип — ?. Простран¬
ственная группа — ?. Число атомов в ячей¬
ке — ?. Период решетки: а= 11,24 кХ.Содержание ниобия, % (ат.)20 30 U0 50 60 70 80 90то1600гш* /ч1200I§ woo§•| 800
600Ш
200
ОFe /О 20 30 U0 50 60 70 80 90 Nb
Содертание ниобия, % (вес.)Рис. 27. Диаграмма состояния системы железо — ниобий, по данным [8]Содертание ниобия, % (ат.)1UQO
% 1200
I§ то| 9Ю°600Fa 1 Z 3 U 5 6
Содертание ниобия, % (вес.)Рис. 26: Участок диаграммы состояния систе¬
мы железо — ниобий в области богатых
железом сплавовена на основании более поздних работ [3—
5]. Растворимость ниюбия в a-железе уве¬
личивается с 0,36% при комнатной темпера¬
туре до 1,8% при 989°; в у-железе при 989°
растворяется ~1% Nb, а при 1220° — при-0,5 1,0 1,5 2,0Р*&1^6г и2,7" 1220°
989°«/ОС+£/769емерно 2% Nb. На основании опытов по
диффузии ниюбия в железо [7] предполага¬
ется, что эти два элемента образуют замк¬
нутую область У'Твердых растворов. Это
ставит под сомнение правильность левойjx-фаза; % Nb — ?Решетка — ?. Тип — ?. Пространственная
группа — ?. Число атомов в ячейке — ?
Период решетки — ?
двойные диаграммы состояния471ЛИТЕРА ТУРА.1. С. А. Погодин, Н. Ф. Благов и
М Б. Рейфман. Металлург, 1937. № 8, стр. 3—8.2.	Н. М. Воронов. Известия АН СССР. Отд,хим. наук, 1937, № 6, стр. 1369—1379.3.	Н. Eggers u. W. Р ® t е г. Mitteilungen
aus dem Kaiser-Wilhelm Institute fur Eisenfor-
schung, Bd. 20, 1938, № 15, S. 199-211.4.	R. Genders a. R. Harrison. Journal of
the Iron and Steel Institute, v. 140, 1939, N 2,
p. 29—37.5.	H. J. Wallb aum, Archiv ftir das Eisen-
huttenwesen, Bd. 14, 1941, № 10, S. 521-526.6.	H. J. W a 1 1 b 3 u m. Zeitschrift ftir Kristal-
'lographie, Bd. 103, 1941, Ns> 6, S. 391—402.7.	Г. H. Дубинин. ЖТФ, т. 22, 1952, № 11,
стр. 1730—1740.8.	Н. J. Goldschmidt, Research, 10,
19157, No 10, p. 289—291.Железо — оловоВ диаграмме состояния сплавов железо-
олово (рис. 28) окончательно установлены;
ликвидус системы, область расслоения и раз-максимум 1,9% Sn. Эвтектика Sn—FeSn*
содержит 0,003% Fe [1]. Рентгеновскими ис¬
следованиями установлено пять интерметал¬
лических фаз [2, 3].Растворимость олова в железе составляет
9,8% при 680° и 18,8% при 900°.Fe3Sn (?) или |3"-фаза; 41,47% SnРешетка гексагональная. Тип DO
(Mg3Cd). Пространственная груша D\h—
Сб/ттс. Число атомов в ячейке 8 (z=2).
Период решетки: а = 5,46 кХ, с=4,36 /сХ,
с/а=0,80 [2, 3].Fe3Sn2 или Р'-фаза; 58,62% SnРешетка моноклинная. Тип — ? Простран¬
ственная группа — ? Число атомов в ячей¬
ке 40 (2 = 8). Период решетки: а= 13,53 кХ%
Ь = 5,34 кХ, с = 9,20 кХ, 0 = 103° [3].(?) или 0-фаза; 62,55% SnРешетка гексагональная. Тип В8 (NiAs—
Ni2In). Пространственная группа D^h—Содержание олова, % (atя.)Содержание олова, % (вес.)Рис. 28. Диаграмма состояния системы железо. — оловоновесия при температурах ниже 500° и со- СЪ/ттс. Число атомов в ячейке — ? Пери-
держании олова больше 10%. Превращения од решетки: а=4,23 кХ, с = 5,21 кХ% с/а—
az^,y наблюдаются в сплавах, содержащих =Л,23 (для Fei^Sn) [2. 3].
472СТРОЕНИЕ СТАЛИFeSn или 5-фаза; 68,01% SnРешетка гексагональная. Тип £35 (CoSn).
Пространственная группа D§h—Сб/ттт.
Число атомов в ячейке 6 (2=3). Период
решетки: а=5,30 кХ, с=4,45 кХ, cja=0,84
[2, 3].FeSn2 или г\- фаза; 80,95% SnРешетка тетрагональная. Тип С16 (СиА12).
Пространственная группа —М/тст. Чи¬
сло атомов в ячейке 12 (2=4). Период ре¬
шетки: а=6,53 кХ, с=5,32 кХ, с/а=0,815.ЛИТЕРА ТУРАЬ« А. N. Campbell, J, Н. Wood a.G.	В. Skinner. Journal of the American Chemi¬
cal Society, v. 71, 1949, № 5, p. 1729—1733.2.	O. N i a 1. Svensk Kemi Tidskrift, v. 59, 1947,
№ 8 ,p. 165—170.3.	W. F. Ehret a. D. H. G u r i n s k y. Journal
of the American Chemical Society, v. 65, 1943,
p. 1226-1230.4.	М. Хансен. Структуры бинарных сплавов,
т. II, Металлургиздат, 1941, стр. 707—715.Железо — осмийЕсть основания считать, что железо и ос¬
мий образуют ограниченные твердые раст¬
воры [1]. Магнитометрическими ивмерення-Содержание осмия, 7о (am.)Содержание осмия, % (вес.)Рис. 29. Участок диаграммы состоя¬ния системы железо — осмийми [2] установлены границы az^Y"nPeBPa-
щения (рис. 29). При комнатной температу¬
ре ферритная область простирается до
«30% Os. Добавки осмия к железу пони¬
жают точку Кюри.ЛИТЕРА ТУРА1.	И. И. Корнилов. Железные сплавы, т. II,
изд. АН СССР, 1951, стр. 75.2.	М. Fallot. Annales de Physique, [XI], v. 10,1938,	p. 291—332.Железо — палладийДиаграмма состояния системы железо—
палладий впервые исследована [1] метода¬
ми термического анализа, твердости, микро¬
структуры и электрических свойств. Пре¬
вращение	и процессы упорядочения
у-раствора изучены недостаточно; имею¬
щиеся данные [2], воспроизведенные на
рис. 30, нуждаются в проверке. Раствори¬
мость палладия в a-железе составляет 4,5;
3,4 и Ь7% Pd при температурах соответст¬
венно 740, 690 и 500° [2]. В системе проис¬
ходит образование упорядоченных фаз
FePd и FePd3, структура которых опреде¬
лена.FePd или Yi-фаза; 65,65% PdРешетка тетрагональная. Тип L\0 (CuAu).
Пространственная группа D^h—P4/mmm.
Число атомов в ячейке 4 (2=2). Период ре¬
шетки: a=3,85 кХ, с=3,72 кХ, с/а=0,961
(67,3% Pd).FePd3 или Y2- фаза; 85,15% PdРешетка кубическая. Тип Ll2(Cu3Au).
Пространственная группа Oxh—РтЪт. Число
атомов 4 (2=1). Период решетки: а — 3,84
кХ.ЛИТЕРА ТУРА1.	А. Т. Г р и г о р ь е в. Известия Института пла¬
тины и других благородных металлов, 1931, вып.8.	стр. 25—36.2.	R. Н u 1 t g г е п а. С. A. Z а р р f е. Transacti
ons of the American Institute of Mining and Me
tallurgical Engineers, v. 133, 1939, p. 58—68.3.	Г. Алавердов и С. Шавло. ЖТФ, т. 9,1939,	№ 3, стр. 211—214.4.	J. R. Knight et Е. С. Rhodes. Revue de
Metallurgie, v. 52, 1955, № 7, p. 518—528.Железо — платинаДиаграмма состояния системы железо-
платина (рис. 31) дана по совокупности ра¬
бот [1—5]. Превращение у^б-железа в при'
сутствии платины экспериментально не ис¬
следовалось. На диаграмме намечено ожи¬
даемое повышение температуры этого пре¬
вращения от добавок платины. Температур¬
ный гистерезис превращения а^у достига¬
ет 400°. В системе образуются три интер-
металлические фазы: Fe3Pt, FePt3 и FePt.
Первые два соединения имеют упорядочен¬
ное расположение атомов в решетке во
всем температурном интервале. Соединение
FePt упорядочено при температурах ниже
700°. Границы перехода из неупорядочен-
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ47 3Рис. 30 Диаграмма состояния системы железо — палладий
Содержание платины, % (am.)Рис. 31. Диаграмма состояния системы железо — платина
474СТРОЕНИЕ СТАЛИного состояния в упорядоченные нанесены
ориентировочно (см. например, [6, 7]). По
данным [7], в этой системе при темпера¬
туре выше 550° и содержании платины око¬
ло 37% происходит эвтектоидное превра¬
щение: у ^ а + Fe3Pt.Fe3Pt или (5-фаза; 53,82% Pt
Решетка кубическая. Тип L12 (СизАи).
Пространственная группа Оh—РтЪт. Чи¬
сло атомов в ячейке 4 (2=1). Период ре¬
шетки: а=3,75 кХ.7, А. Е. В е г к о w i t z, E. J. Donahoe,
A. D. Franklin and R. P. S t e i j n. Acta Me-
tallurgica, v. 5, 1957, № 1, p. 1—12.Железо — плутонийHa рис. 32 и 33 изображена диаграммасостояния системы железо-плутоний по
данным работы Конобеевского [1] и после-Содержание железа, % (ат.)£1800/J001Ш1200Содержание плутония, % (ат.)10	20 30 40 50 60708090\1000!800ОООт~200о	1	I ■1—" 1Iт - г1—ГГ^5т116^ 5012-Ю'\910*\ж+е \а+ею°\— 1Fe 10 ?0 30 kO 50 60 70 80
Содержание плутония; % (вес.)00 РиРис. 32. Диаграмма состояния системы
железо — плутонийСодержание железаt% (вес.)Рис. 33. Участок диаграммы со¬
стояния системы железо — плу¬
тоний в области богатых плу¬
тонием сплавовFePt или е-фаза; 77,76% PtРешетка тетрагональная. Тип Ll0(CuAu).
Пространственная группа D^—РА/ттт.
Число атомов в ячейке 4 (z=2). Период ре¬
шетки: а=3,87 кХ, с = 3,75 кХ, с/а = 0,97 [5].
FePt3 или ц-фаза; 91,39% Pt
Решетка кубическая. Тип /Л2 (Cu3Au).
Пространственная группа Ol — РтЪт.
Число атомов в ячейке 4 (z = 1). Период
решетки: а = 3,88 кХ.ЛИТЕРАТУРА1.	В. А. Н е м и л о в. Известия Института пла¬
тины и других благородных металлов, 1929, вып.7,	стр. 1—12.2.	М. Хансен. Структуры бинарных сплавов,
т. II, Металлургиздат, 1941, стр. 688—692.3.	A. Kussmann u. G. v. R i 11 b e г g. Zeit-
schrift fiii Metallkunde Bd. 42, 1950, S. 470—477.4.	H. L i p s с n, D. Schoneberg a.G.	V. S t и p a r t. Journal of the Institute of Me¬
tals, v. 67, 1941, p. 333—340.5.	L. Weil. Comptes rendus,	224, 1947,
p. 923-925.6.	J. R. Knight et E. C. Rhodes. Revue de
Metallurgie, v. 52. 1955, № 7, p. 518—528.дующих уточнений [2]. Железо с плутони¬
ем образуют две ;интерметаллические фазы:
Fe2Pu и FePue. Данные о растворимости
железа в плутонии не опубликованы, но
несомненно, что растворимость мала. Взаи¬
модействие плутония и у (6) -железа не
изучено.Fe2Pu или е-фаза; 68,2% РиРешетка кубическая. Тип С15 (MgCu2).
Пространственная группа 0\ —FdZm. Чис¬
ло атомов в ячейке 24 (2 = 8). Период ре¬
шетки: a = 7,18 кХ [1].FePu6 или £-фаза; 96,25% РиРешетка тетрагональная. Тип D2c
(11бМп) Пространственная группа D\*——	/4/тст. Число атомов в ячейке 28
(г = 4). Период решетки: a = 10,45 кХ,
с = 5,32 кХ, с/a = 0,51 [1]. В работе [2]
указаны несколько отличные значения пе¬
риодов решетки для обеих интерметалличе¬
ских фаз.
двойные диаграммы состояния475ЛИТЕРА ТУРА1.	С. Т. Конобеевский. Сессия АН СССР
по мирному использованию атомной энергии '1 —
5 июля 1955 г. Заседание отделения химических
наук. Изд. АН СССР, 1955, стр. 362—376.2.	P. G. Marden, Н. R. Haines, J. Н. Р е-
а г s е а. М. В. Waldron. Journal of the Insti¬
tute of Metals, v. 86, 1957, № 4, p. 166-171.Железо — радонЖелезо не поглощает радон пр-и темпе-
ратурах вблизи точки плавления, что ука¬
зывает на отсутствие в данной системе
твердых растворов и химических соедине¬
ний [1].ЛИТЕРА ТУРА1.	A. S 1 е v е г t s u. Е. Bergner. Berichte der
deutschen chemischen Gesellschaft, Bd 45, II, 1912,
№ 12, S. 2576—2583.Железо — ренийДиаграмма состояния железо — рений
(рис. 34) построена на основании результа¬
тов только одной работы [1], выполненной
термическим, металлографическим и рент¬
геноструктурным методами анализа. Со¬
ставам двух интерметаллических фаз пред¬
положительно приписаны формулы Fe3ReСодержание рения, % (am.)10 20 30 ЬОРис. 34. Диаграмма состояния системыжелезо — рений(тО и Fe3Re2 (е). Структура соединений не
определена. Есть указание, что Fe3Re2 кри¬
сталлизуется в решетке типа а-фазы [2].ЛИТЕРА ТУРА1. Н. Е g g е г s, Mitteilungen aus dem Kaiser-
Wilhelm Institut fur Eisenforschung, Bd. 20, 1938,
№ 12, S. 147—152.2.	J. Niemec a. W. Trzebiatowski. Bul¬
letin de TAcademie polonaise des sciences, v. 4,
1956, p, 601—603.Железо — родийЕсть основания предполагать, что желе-зо	и родий образуют непрерывный ряд
твердых растворов [1]. Растворимость ро¬
дия в a-железе больше 50%>. Добавки ро-Содержание родия, % (am.)Fe 10 20 30 UO 50 60 70 SO
Содержание родияу % (вес.)Рис. 35. Диаграмма состояния системы
железо — родийдия к железу понижают точку Кюри. Тем¬
пература a 'у-превращения железа под
действием родия падает, а затем повышает¬
ся (минимум при 30% Rh и 600°) [2]. Про¬
веденное изучение превращений в области
60—75% родия [3] и исследование a+ty-
превращений [2] для сплавов, содержащих
до 50% родия, позволили построить ориен¬
тировочную диаграмму состояния системы
железо—родий (рис. 35).ЛИТЕРАТУРА1.	И. И. Корнилов. Железные сплавы, т. II.
Изд-во АН СССР, 1951, стр. 64.2.	М. Fallot, Annales de Physique (XI), v. 10,
1938, oct., p. 291—332.3.	M. Fallot, Revue scientifique, v* 77, 1939,
p. 498-499.Железо — ртутьСтруктура железных амальгам изучена
недостаточно. Наиболее вероятно, чтс
476СТРОЕНИЕ СТАЛИамальгамы при комнатной температуре
представляют собой ртуть со взвешенными
в ней мельчайшими частичками железа
[1—3]. Ртуть нерастворима в твердом же¬
лезе [1]. Растворимость железа в ртути со¬
ставляет [4]:Железо — рубидийВ расплавленном рубидии железо не
растворяется. При атмосферном давлении
не удается установить, растворяется ли в
жидком железе рубидий, так как точка егоt, сС	25 100 200 300 400 500 600 700% Fe-10~4	0,015 0,019 0,030 0,054 0,11 0,21 0,45 0,96Результаты других работ о растворимо¬
сти см. в [1, 3, 5—8].ЛИТЕРА ТУРА1.	М. Хансен. Структуры бинарных сплавов,
т. II, Металлургиздат, 1941, стр. 648—649.2.	N о b и у £ i К a t о h. Nippon Kwagaky Kwai
Shi, v. 64, 1943, p. 1079—1081.3.	F. L i h I. Zeitschrift fur Metallkunde, Bd. 44,1953,	№ 4, S. 160—166.4.	A. L. Marshall, L. F. Epstein a
F. J. Norton. Journal of the American Chemical
Society, v. 72, 1950, № 8, p. 3514—3516.5.	H. Т. Г у д ц о в и М. Н. Г а в з е. Известия
АН СССР, OTH, 1952, № 1, стр. 67—71.6.	Н. Т. Г у д ц о в и М. Н. Г а в з е. Воздей¬
ствие ртути как теплоносителя на сталь в энер¬
гетических установках, Изд. АН СССР, 1956.7.	А. Н. Ложкин и А. А, К а н а е в. Бинар¬
ные установки, 1946.8. J. Е. de W е t u. A. W. Н а и 1. Zeitschrift
fur anorganische und allgemeine Chemie, Bd. 277,1954,	№ 1—2, S. 96-112.Содержание рутения,% (am)1020кипения (680°) лежит значительно ниже
температуры плавления железа. Наиболее
вероятно, что эти металлы вообще не
сплавляются друг с другом. Рубидий не¬
растворим в твердом железе [1].ЛИТЕРАТУРАI.	М. Хансен. Структура бинарных сплавов.II,	Металлургиздат, 1941, стр. 649.Железо — рутенийЕсть основания полагать, что железо и
рутений образуют ограниченные твердые
растворы [1]. В a-железе при комнатной
температуре растворяется до 20% Ru. Тем¬
пература а^: у*пРевРаш>ения (рис. 36) и
точка Кюри железа под действием добавок
рутения понижаются [2].ЛИТЕРАТУРА1.	И. И. Корнилов. Железные сплавы, т. II,
изд. АН СССР, 1951, стр. 75.2.	М. F а 1 i о t. Annales de Physique, (X), 1938,
v. 10, oct. p. 291—332.Железо — свинецЖелезо и свинец практически не сплав¬
ляются друг с другом; диаграмма состоя¬
ния системы приведена на рис. 37. Изме¬
рением магнитной восприимчивости бога¬
тых свинцом сплавов установлена крайне
малая растворимость (2 • 10-4—3 • 10~4 °!о)16001500§ 1400
|I 600
IСодержание свинца, % (am.)10 20 SO UO 50 7090300200II I 1т1*ж2I1535° iАI■ Ж21390°		7+Щ""I "I327,6°2ОС* 7}Pb'Содержание рутения, % (вес.)fe 20 ЬО 60 80 РЬ
Содержание свинца, % (вес.)Рис. 36. Диаграмма состоянияжелезо — рутенийРис. 37. Диаграмма состояния системы
железо — свинец
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ477железа в твердом свинце [1]. Опыты по
определению смачиваемости железа свин¬
цом указывают на наличие очень малой
растворимости свинца в железе [2]. Свинец
не влияет на температуры ^аллотропических
превращений железа. Предполагавшееся
ранее существование соединения свинца и
железа не подтверждается [3, 4],ЛИТЕРАТУРА1.	М. Хансен. Структуры бинарных сплавов,
т. II, Металлургиздат, 1941, стр. 686.2.	G. Tammann u. Ad. Ruhenbeck. Zeit¬
schrift fur anorganische und allgemeine Chemie,
Bd. 223, 1935, № 2, S. 192—196.3 E S с h e i 1. Metallforschung, Bd. 2, 1947,
№'10, ‘S. 320.4. H. Nowotrty u.K. Schubert. Mettallfor-
schung, Bd. 1, 1946, S. 22.Железо — селенОриентировочная диаграмма состояния
системы железо — селен (рис. 38) построена
для сплавов, содержащих 49—57,5°/о Se.
0,на основывается на очень небольшом чис¬
ле экспериментов [1]. По данным препара¬
тивных работ, железо образует с селеномСодертание селена, % (а/л.)500* Ш
!I 300IJ 200
100
о50	60Содержание селена, % (вес.)Рис. 38. Диаграмма состояния
железо — селенпо меньшей мере два соединения: FeSe и
FeSe2; первое имеет две модификации:
<x-FeSe, существующую при температурах
ниже 300—600° (температура превращения
точно не определялась), и Р-FeSe, стабиль¬
ную выше этих температур. Растворимость
селена в Р-FeSe доходит до 57,5% [2].
Очень возможно, что а- и ^-модификации
FeSe эквивалентны р- и у-фазам диаграм¬
мы, изображенной на рис. 38; в этом слу¬
чае, вместо эвтектической линии на диа¬
грамме должна быть нанесена линия алло¬
тропического превращения. О строении се-
ленидов железа см. [3—5].a-FeSe; 58,58% SeРешетка тетрагональная. Тип В10 (LiOH).
Пространственная группа D\ —Р4/птт.
Число атомов в ячейке 4 {z—2). Период1\7 /,\\ «*7 "\1г^7~3500N	 Обм' 1: I
: 1; .1..решетки: а — 3,77 кХ, с = 5,52 кХу с/а =
1,46.(З-FeSe; 58,58% SeРешетка гексагональная. Тип В8 (.NiAs)
или В8 моноклинно деформированная. Про¬
странственная группа Dq\— C6/mmc. Чис¬
ло атомов в ячейке 4 (z = 2). Период ре¬
шетки: а — 3,64 кХу с = 5,97 кХ, с/а = 1,64
или а = 6,26 кХ, b = 3,59 кХ, с = 5,82 кХ,
р = 91°FeSe2; 73,88% SeРешетка ромбическая. Тип С18 (FeS2j|.
Пространственная группа —Рппт. Чис¬
ло атомов в ячейке 6 (г = 2). Период ре¬
шетки: а=3,58 кХ, 6=4,79 кХ, с = Ь,72 кХ.ЛИТЕРА ТУРА1.	Т. Н i гоп е а. S. Chiba. Journal of the
Physical Society of Japan, v. 11, 1956, № 6, p. 666—
670.2.	М. Хансен. Структуры бинарных сплавов,
т. II, Металлургиздат, 1941, стр. 700—701.3.	S. Т е n g п е г. Zeitschrift fur anorganische und
allgemeine Chemie, Bd. 239, 1938, № 2, S. 126—132.4.	A. Okazakia K. Hivakaw a. Journal of
the Physical Society of Japan, v. 11, 1956, № 9,
p. 930-936.Железо — сераДиаграмма состояния системы железо—
сера (рис. 39) дана на основании работ15001500то1300
1200
1100
со 1000%900f 7Я7500иоозоо200100оFe 10 20 30 40 50 60 70 60 90 S
Содержание серы, % (бес.)Рис. 39. Диаграмма состояния системыжелезо — сераСодержание серы, % (am.)
478СТРОЕНИЕ СТАЛИ[1—б]. Участок диаграммы сплавов, бога- фикации: е', и в"', причем одна из них
гых железом, по данным новейших иссле- существует в двух формах: парамагнитной
дований [7, 8], изображен на рис. 40.	(ен, троилит, 36,5—38,5% S), (И ферромаг-Содержание серы, У* (am.)Содержание серы, % (вес.)Рис. 40. Участок диаграммы состояния системы железо —
сера в области богатых железом сплавовРис. 41. Диаграмма состояния системы железо — сера в области
35—41% SЖелезо образует с серой два соединения,
отвечающих формулам FeS и FeS2. Об¬
ласть гомогенности первого: 36,5—40,5% S,
второго—весьма узка (<1%). Соедине¬
ние FeS имеет три аллотропические моди-нитной (ем, пирротин, 38,5—39,7% S). FeS
обладает структурой арсенида никеля
только при больших содержаниях серы:
37,4—39,7% S; малосернистый моносульфид
железа (e”y, 36,5—37,4% SJ при низких
двойные диаграммы состояния479температурах претерпевает упорядочение
(рис. 41). Соединение FeS2 существует в
двух модификациях: более стабильной, ку¬
бической (пирит) и ромбической (марка¬
зит). Пр-и нагревании пирит разлагается с
образованием пирротина и паров серы.FeS или е-фаза (троилит и пирротин);
36,47% SРешетка гексагональная. Тип В8 (NiAs).
Пространственная группа D§h —СЪ/ттс*
Число атомов в ячейке 4 (z ■= 2). При ма¬
лых содержаниях серы обнаружена сверх¬
структура. Период решетки: а = 3,43——	3,45 кХ, с = 5,69—5,88 кХ.FeS2 или £-фаза (пирит); 53,45% S
Решетка кубическая. „Тип С2 (FeSj).
Пространственная группа Т® —РаЗ. Чис¬
ло атомов в ячейке 12 (z = 4). Период ре¬
шетки: а = 5,40 кХ [9].FeS2 (марказит); 53,45% SРешетка ромбическая. Тип С18 (FeS2).
Пространственная группа D 2Л —Рппгп.
Число атомов в ячейке б (г = 2). Период
решетки: а — 4,44 кХ, b = 5,4-1 кХу с =*
=3,38 кХ [9].ЛИТЕРА ТУРА1.	М. Циглер. Известия Политехнического ин¬
ститута. Варшава, т. I, 1908, стр. 1—39.2.	М. Циглер. Известия Политехнического ин¬
ститута. Варшава*, т. 2, 1912, стр. 1—93.3.	М. Хансен. Структуры бинарных сплавов,
т. II, 1941, стр. 692—696.4.	Н. Haraldsen. Zeitschrift fur anorganische
und ailgemeine Chemie, Bd^ 246, 1941, JSfa 2, S. 169—
192 и 195—226.5.	E. Jensen. American Journal of Science,
v. 240, 1942, N2 10, p. 695-709.6.	Я. И. Ольшанский ДАН СССР, т. 80,1951,	стр. 893—896.7.	Е. Т. Turkdogan, S. Ignatowicz а*
J Pearson Journal of the Iron and Steel In¬
stitute, v. 180,' 1955, № 4, p. 349-354.8.	T. R о s e n q v i s t a. B. L. D u n i с z. Journal
of Metals, v. 194, 1952, № 6, p. 604-608.9.	Б. Ф. О p м о н т Структуры неорганических
веществ. 194 2, стр. 695—709.Железо — сереброЖелезо и серебро в жидком состоянии
взаимно .-нерастворимы вплоть до 1600° [1].
Точным магнитным методом установлено,
что в твердом серебре при комнатной тем¬
пературе содержится 4 • 1 (Н — 6 • 10“4 °/о
железа [2]. Растворимость серебра в желе¬
зе при комнатной температуре определена
максимум в 0,01°/о [3]. Вероятно, зта циф¬
ра также завышена, если принять во вни¬
мание результаты опытов по смачиваемо¬
сти [4] и по диффузии [5], которые показа¬
ли, что растворимость серебра в железе
при 1000° весьма мала. Сам факт сущест¬
вования даже очень незначительных обла¬
стей твердых растворов указывает «а на¬
личие известной растворимости этих метал¬
лов в жидком состоянии.ЛИТЕРАТУРА1.	G. S. Petrenko. Zeitschrift fiir anorga¬
nische und ailgemeine Chemie, Bd. 53, 1907,
S 212—215.2.	G. T a m m a n u, W. О e 1 s e n. Zeitschrift fiir
anorganische und ailgemeine Chemie, Bd. 186, 1930,
Ni 3-4, S. 257-288.3.	C. G. Fink a. V. S. de M а г с h 1. Transacti¬
ons of the Electrochemical Society, v. 74, 1938*
p. 271-285.4.	G. T a m m a n n u. Ad. Ruhenbeck. Zeit¬
schrift fiir anorganische und allegemenine Chemie»
Bd. 223, 1935, No. 2, S. 192—196.5.	H. В. Агеев, М. И. Замоторин. Изве¬
стия Ленинградского политехнического института.
Отд. матем* и физ. наук, т 31, 1928, стр. 15—29.Железо — скандийПолагают, что железо со скандием не
должно образовывать твердых растворов
заметной концентрации, так как различие
атомных диаметров в данном случае со¬
ставляет 19% ш.ЛИТЕРА ТУРА1. И. И. Корнилов. Железные сплавы, т. Иг
изд. АН СССР, 1951, стр. 96.Железо — стронцийВ расплавленном стронции железо не
растворяется. При атмосферном давлении
не удается установить, растворяется ли в
жидком железе стронций, так как точка
его кипения (1380°) ниже температуры
плавления железа. Наиболее вероятно, что
эти металлы вообще не сплавляются друг
с другом. Стронций нерастворим в твердом
железе т.ЛИТЕРАТУРА1.	М. Хансен. Структуры бинарных сплавов,,
т. II, Металлургиздат, 1941, стр, 649.Железо — сурьмаДиаграмма состояния системы железо—
сурьма (рис. 42) построена в основном по
результатам термических и микроскопиче¬
ских исследований [1, 2]. Граница у-обла-
сти определена в работе [3, 4]: максимум
около 4,5% Sb при 1150°. Температура эв¬
тектической и перитектической реакции
принята по данным [4]. Растворимость сурь¬
мы в a-железе при эвтектической темпера¬
туре составляет 8%, а при комнатной —
5% [5]. По данным [б], растворимость сурь¬
мы в a-железе значительно больше (~35°/о
при 1002°). Состав и структура -р-фазы
(FeSb2) установлены вполне надежно. Со¬
став более богатой железом фазы точно не
установлен. Границы области гомогенности
этой фазы при комнатной температуре ле¬
жат примерно при 63,5—6б,5°/о Sb [6]. Же¬
лезо практически нерастворимо в твердой
сурьме. Превращение г^е' нанесено по
данным только одной работы [7]; его сле¬
дует считать предположительным.
480СТРОЕНИЕ СТАЛИСодертание су ромы. % (ат.)Рис. 42. Диаграмма состояния системы железо — сурьмаFeSb2 или т]-фаза; 81,35 % SbРешетка ромбическая. Тип С18 (FeS2).
Пространственная группа D^—Рппт.
Число атомов в ячейке 6 (z = 2). Период
решетки: а = 3,20 кХ, b = 5,83 кХ, с =
= 6,55 кХ [8].FeSb — Fe3Sb2 или е-фаза;68,56 — 59,24% SbРешетка гексагональная.	Тип В8 (NiAs)
Пространственная группа — CQ/mmc.Число атомов в ячейке 4	(2 = 2). Периодрешетки: а = 4,06—4,12	кХ, с = 5,13—5,17	кХ, с/а =1,26 [8].ЛИТЕРА ТУРА1. Н. С. к У Р Н а к о в и Н. С. Константи¬
нов. Журнал Русского физико-химического обще¬
ства, т. 38, 1906, вып. 3, стр. 461—462.2.	Н. С. Курнаков и Н. С. Константи¬
нов. Журнал Русского физико-химического обще¬
ства; т. 40, 1908, вып. 2. стр. 227—242. Известия
Санкт-Петербургского политехнического института,
т. 8, 1907, № 1, стр 139-165.3.	В. Н. Свечников и В„ Н, Гриднев.
Металлург, № 1, 1938, стр. 13—19.4.	W. D Jones. Journal of the Iron and Steel
Institute, v 130, 1934, № 2, p. 429—437.5.	W. Gel'ler. Archiv fur das Eisenhiittenwesen,
Bd 13, 1939, S. 263-266.6.	P. Fournier Revue de Chimie industrielle,
v. 44, 1935, p. 195-199.7.	М. Хансен. Структуры бинарных сплавов,
т. II, Металлургиздат, 1941, стр. 696—700.8.	Т. R о s е n q u i s t. Acta Metallurgica, 1,1953,	p. 761—763.Железо — талийЖелезо не растворяется в жидком тал¬
лии даже при температуре его кипения.
Установить, растворяется ли таллий в жид¬
ком железе пр.и атмосферном давлении, не
удается, так как при 1535° таллий нахо¬
дится в парообразном состоянии (точка
кипения 1460°). Взаимодействия между эти¬
ми металлами до температуры плавления
таллия .не происходит; это указывает на от¬
сутствие в данной системе твердых раство¬
ров и химических соединений [1].ЛИТЕРА ТУРА1.	М. Хансен. Структуры бинарных спла¬
вов, т. II, Металлургиздат, 1941, стр. 717—718.Железо — танталСостав и,нтерметаллических фаз, образо¬
ванных железом и танталом, окончательно
не установлен. На диаграмме состояния
(рис. 43 и 44) указана фаза Fe2Ta [1, 2],
хотя другие авторы [3, 4] считают, что в
этой системе имеется соединение FeTa.
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ481Содержание тантала, % (am.)Рис. 43. Диаграмма состояния системы железо — танталВозможно также существование нескольких
соединений. Не .исключено, что сплавы, со¬
держащие 50—70% Та, испытывают пре¬
вращения в твердом состоянии. Есть ука¬
зания [5], что соединение Fe2Ta плавится16001500то<0%. 1300|\1Ш11100%, 1000
910'
9008007001531ГЖ1390ОУИГ7 I ~7й50еУ/6s/12,?0т7у* 3te¬р0.6/гrn0.Ича/а*г/iIFe 1 2 3 4 5 6 7 8 9
Содержание тантала, % (6ecJ10Рис. 44. Участок диаграммы состояния системы
железо — тантал в области богатых железом
сплавовпри 1775° Имеющийся экспериментальный
материал совершенно недостаточен для
полного объяснения этого участка диаг¬
раммы.Fe2Ta или е-фаза; 61,82<Уо ТаРешетка гексагональная. Тип С14
(MgZn2). Пространственная группа D§h—
Сб/ттс. Число атомов в ячейке 12 (z=4).
Период решетки: а = 4,81 кХ, с = 7,85 /сХ,
с/а = 1,63.31 Металловедение (справочник), IЛИТЕРАТУРА1.	R. Genders a. Harrison. Journal of
the Iron and Steel Institute, v. 134, 1936, p. 173—
212.2.	H. J. W a 11 b a u m. Zeitschrift fur Kristal-
lographie, Bd. A103, 1941, №6. S. 391—402.3.	В. A. H e м и л о в и Н. М. Воронов.
Известия АН СССР. Отд. хим. наук, № 4, стр
905—912, 1938.4.	W. Е ’ 1 i n g h a u s. Zeitschrift fur anor-
gamsche und allgemeine Chemie. Bd. 223, 1935,
№4, S. 362—364.5.	M. Hansen a. K. Ander ko. Consti¬
tution of Binary Alloys, New York — Toronto —
London, 1958, p. 720—722.Железо — теллурВ системе железо — теллур обнаружен
ряд интерметаллических фаз [1—3]. Досто¬
верно известны ф;азы FeTe (FegTes), Fe2Te3
и FeTe2, их существование отражено на
ориентировочной диаграмме состояния
(рис. 45), построенной в основном по дан¬
ным термического и рентгеноструктурного
анализа (3]. В работе [2] указывается на су¬
ществование четвертого теллурида железа
с примерным составом FeTejfl, стабильного
при температуре около 750°; возможно, что
речь идет о высокотемпературной модифи¬
кации фазы FeTe. По данным [2], 6-фаза
стабильна при температурах выше 488°, а
не 520°, как указано на диаграмме.FeTe(Fe9Te8) или (3-фаза; 69,54%
(67,03%) ТеРешетка тетрагональная. Тип, близкий к
В10 (РЬО). Пространственная группа
D?^h — РА/птт. Число атомов в ячейке — ?
Период решетки: а == 3,82 кХ, с = 6,28 кХу
с[а = 1,91.
482СТРОЕНИЕ СТАЛИFe2Te3 или 6-фаза; 77,4% ТеРешетка гексагональная. Тип £8 (NiAs)
(?). Пространственная группа D £h—
Сб/ттс (?) Число атомов в ячейке — ?
Период решетки: а = 3,81 кХ, с = 5,65 кХ,
с/а = 1,48.Содержание теллура, % (от.)Сб/ттс. Число атомов в ячейке 12 (z = 4).
Период решетки: а = 4,78 кХ, с = 7,76 кХ
с/а 1.62 [10].FeTi или rj-фаза; 46,17% TiРешетка кубическая. Тип В2 (CsCl).
Пространственная группа Q \ — РтЗт.
Число атомов в ячейке 2 (г = 1). Период
решетки: а — 2,97 кХ [10].Содержание титана, % (am.)10 20 30 40 50 60 70 80 90S* 1200IСодержание теллура. % (вес.)Рис. 45. Диаграмма состояния системы
железо — теллурFeTe2 (фробергит) или \-Фаза? 82,04% ТеРешетка ромбическая. Тип С18 (FeS2).
Пространственная группа Dzh. — Рппт. Чис¬
ло атомов в ячейке 6 (г —2). Период ре¬
шетки: а = 6,27 кХ, b *= 5,27 кХ, с = 3,86 кХ.ЛИТЕРАТУРА1.	S. Т е n g п е г. Zettschrlft fur anorganische
und allgeraeine Chemie, Bd. 239, 1938, № 2. S.
126—132.2.	F, С г 0 n v о 1 d, H. Haraldsen J.
VI h о u d e. Acta Chemlca Scandinavica, 8,1954,	№ 10, p. 1927-1942.3.	Shoko Chiba. Journal of the Physical
Society of Japan, v. 10, 1955, № 10, p. 837—842.Железо — титанДостоверно установлено, что в системе
железо — титан образуются две интерме¬
таллические фазы: Fe2Ti и FeTi. Соедине¬
ние FeTi2 на диаграмме (рис. 46) не отме¬
чено, так как мнения исследователей о его
существовании противоречивы. Область
диаграммы состояния для сплавов, богатых
железом, построена по данным [1, 2] и
[4—7]. Максимальная растворимость тита¬
на в у-железе составляет примерно 0,7%
при температуре около 1100° [7]. Часть си¬
стемы TiFe — Ti изучалась в работах
[8—14].Fe2Ti или в-фаза; 30,02% TiРешетка гексагональная. Тип С14
(MgZn2). Пространственная группа D Qh—UOO1\ii1mo.if53iS<r115■w°Кm//if\ v-Ш"\ж*\'0V/T". //(~1U1317еДи(Iii|!iod£\V/--TO66VoL+a\\y||1\88fi•111e+7j!!7J*0~590°VV9+1 j1111IIту85Afan)Fe 10 20 30 60 50 60 70Содержание титана, % (вес.)90 77Рис. 46. Диаграмма состояния системы
железо — титанЛИТЕРА ТУРА1.	И. С. Гае в, Металлург, 1934, № 10, стр.
19—33.2.	В. Н. Свечников и В. Н. Гриднев.
Домез, 1945, № 2, стр. 41—43.3.	W. Tofaute u. A. Biittinghaus.
Archiv filr das Eisenhiittenwesen. Bd. 12, 1938.
№ 1, S. 33—37.4.	R. Vogel u. R. E г g a n g. Archiv fur das
Eisenhiittenwesen, Bd. 12, 1938, № 3, S. 149—154.5.	H. J. W a 1 1 b a и m. Archiv fur das Eisen¬
hiittenwesen. Bd. 14, 1941, JMb 10, S. 521—526.6.	H. Witte и. H. J. W a 1 1 b a и m. Zeitschrift
fur Metallkunde, Bd. 30, 1932, № 3, S. 100—102.7.	W. P. R о e a. W. P. Fishe 1. Transac¬
tions of the American Society for Metals, v. 44.1952,	v. 1030-1040.8.	H. W. Worner. Journal of the Institute of
Metals, v. 79, 1951, № 3, p. 173—178.9.	A. M с Q и 1 1 a n. Journal of the Institute of
Metals, v. 79, 1951, № 2, p. 73-88.10.	P D и w e z a. J. T a v 1 о r. Journal
Metals, v. 188, 1950, №9, p. 1173-1176.11.	R. J. Van T h у n -e, H. D. Kessler a.
M. Hansen. Transactions of the American
Society for Metals, v. 44, 1952, p. 495—513.12.. H. Nishimura a. K. Kamei. Bulletin
of tne Engineering Research Institute, Kyoto
University, v. 6, 1954, p. 38—42.13.	D. H. Polonis a. J. G. Parr. Transac¬
tions of the American Institute of Mining and
Metallurgical Engineers, v 200, 1954. p. 1148—
1154.
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ	48314.	W. J. Fretague, С. S. Barker а.
А. Е. Pere-tti. М. Н a n s е п а. К. And ег-ко. Constitution of Binary Alloys. New York —
Toronto—London, 1958, p. 727.Железо — торийПолагают [1], что железо с торием не
должны образовывать твердых растворов
практически заметной концентрации (раз¬
личие атомных диаметров — 41°/о). Железо
с торием образует по меньшей мере четы¬
ре интерметаллические фазы: Fe3Th7, Fe3Th,
Fe5Th и Fei7Th2 [2]. Есть указания [3] о на¬
личии в системе эвтектики при 17% (вес.)
и температуре 860° Соединение Fe3Th7 об¬
разуется по перитектической реакции при
температурах между 850 и 1000° [3]. Име¬
ются также указания [3] о наличии некото¬
рой растворимости железа в тории и тория
в железе. Однако области этих твердых
растворов весьма ограничены.Fe6Th7; 90,65% ThРешетка гексагональная. Тип — ? (Изо¬
морфен Co3Th7 и Ni3Th7). Пространственная
группа С 6р — Сб/тс. Число атомов в
ячейке 20 (2 = 2). Период решетки: а =
= 9,85 кХ, с = 6,15 кХ, с/а * 0,62.Fe3Th; 58,07% ThРешетка гексагональная — ? Тип — ?
Пространственная группа D3\ — C6m2. Чис¬
ло атомов в ячейке — ? Период решетки:
а = 5,22 кХ, с = 24,96 кХ, с/а = 4,78.Fe6Th; 45,39% ThРешетка гексагональная. Тип D2d (изо¬
морфен CaZn5). Пространственная группаD6\ — C6/mmm. Число атомов в ячейке б
(2 = 1). Период решетки: а = 5,13 кХ> с =*
*= 4,02 кХ, с/а = 0,78.Fe17Th2; 32,84% ThРешетка моноклинная. Тип — ? Простран¬
ственная группа С2/т (?), Cm (?) или
С2 (?). Число атомов в ячейке 38 (z =* 2J
(?) Период решетки: а =* 9,68 кХ, b »
= 8,56 кХ, с = 6,46 кХ, Р - 99°20/ЛИТЕРАТУРА1.	И. И. Корнилов. Железные сплавы,
т. II. АН СССР, 1951, стр. 88.2.	J. V. F 1 о г I о, N. С. Baenziger а.
R. Е. R u n d 1 е. Acta Crystallographica, v. 9.
1956, №4, p. 367—372.3.	J. R. Keeler. Thorium and Its Alloys. В
книге Reactor Handbook. Materials: General
Properties, 1955, p. 299—344.Железо — уранПо результатам хорошо согласующихся
двух работ [1, 2] построена изображенная
на рис. 47 диаграмма состояния системы
железо — уран. Температуры нонвариант-
ных равновесий и участок богатых железом
сплавов даны по [1], а составы эвтектик и
участок сплавов, богатых ураном, — по [2].
Области гомогенности двух интерметалли¬
ческих фаз Fe2U и FeU6 точно не установ¬
лены, однако несомненно, что они весьма
узки. Максимальная растворимость урана в
Y-железе составляет менее 2,1%. Раствори¬
мость железа в твердом уране возрастает
от 0*004% при 600° до 0,35% при 805°.Fe2U или Т1"фаза; 68,07 UРешетка кубическая. Тип С15 (Cu2Mg).
Пространственная группа 0\—/ч/Зт... Чис-1700Содержание урана, % (am.)10	20 30 U0 5970 9015007'1300I
|'1100Iк 900700500I'гТ	1—1 г-1535°(Ч,жЖ\1Ь05*|IгттоГ235°Оnn\v /'у*ж\\1125°56\\е+ж-916°ГУ\\чmf—769	л	\95^725е—-CC+7JТ1+=69Z67.5:... 1 jtrlЬ%АвV*<*UFe 10 20 30 40 50 60 70
Содержание урана, % (бес.)90 иРис. 47. Диаграмма состояния системы железо — уран
484СТРОЕНИЕ СТАЛИ10Содержание фосфора, % (ат.)203040Рис. 48. Диаграмма состояния системы железо — фосфорло атомов в ячейке 24 (2 = 8). Период ре¬
шетки: а = 7,05 кХ.FeU6 или £-фаза; 96,23% UРешетка тетрагональная. Тип D2c (U6Mn).
Пространственная группа D\\—/4/тст
Число атомов в ячейке 28 (z = 4). Период
решетки: а =10,31 кХ, с = 5,24 кХ, с/а = 0,51
[3].диаграмма исследована вплоть до содер¬
жания фосфора около 30%- Состав интер¬
металлических фаз е и £ не вызывает сом¬
нений; формула фазы % не установлена,
вероятно, это FeP. Данное соединение по¬
лучено препаративным путем, так же как и
другое, более богатое фосфором: FeP2. Пре¬
дельная концентрация у_твеРД°го раствора
примерно 0,5—0,6% Р (1140°) [4]. е-фаза
претерпевает магнитное превращение при
^420°, а £-фаза — при температуре «80°.ЛИТЕРАТУРА1.	P. Gordon a. A. R. V a u f m а п п.
Journal of Metals, v. 188, 1950, № 1, p. 182—194.2.	J. D. Grogan a. C. J. В i г k e t t-C lews.
Journal of the Institute of Metals, v. 77, 1950,
№ 6, p. 571-580.3.	N. C. Baenzi ger, R. F. R и n d 1 e,
A. S. Snow a. A. S. Wilson. Acta Crystal-
lographica, v. 3, 1550, № 1, p. 34—40.Железо — фосфорВ основу диаграммы состояния системы
железо — фосфор (рис. 48) положены ис¬
следования {1—3]. К настоящему времениFe3P или е-фаза; 15,60% РРешетка тетрагональная. Тип — ? (изо¬
морфный Сг3Р). Пространственная группа
S4 —I, 4. Число атомов в ячейке 24 (2 = 6).
Период решетки: а = 9,11 кХ, с = 4,45 кХу
с/л = 0,49.Fe2P или £-фаза; 21,71% РРешетка гексагональная. Тип С22 (Fe2P).
Пространственная группа D \ —С32. Число
атомов в ячейке 9 (2 = 3). Период решетки:
а = 5.86 кХ, с = 3,46 кХ, с/а = 0,59.
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ485Содержание хрома, % (от.)Содержание хрома, % ( вес.)Рис. 49. Диаграмма состояния системы железо — хромFeP; 35,68% РРешетка ромбическая. Тип £31 (МпР).
Пространственная группа DJj®—РЬпт. Число
атомов в ячейке 8 (z =4). Период решетки:
а = 5,78 кХ, Ъ = 5,18 /с*, с = 3,09 кХ.FeP2; 52,59% РРешетка ромбическая. Тип С18 (FeS2).
Пространственная группа —Рппт. Чис¬
ло атомов в ячейке 6 (z = 2). Период ре¬
шетки: а = 2,72 кХ, 6 = 4,97 кХ, с = 5,66 кХ.ЛИТЕРА ТУРА1.	Н. С. Константинов. Журнал Рус¬
ского физико-химического общества, т. 41, 1909,
№8, стр. 1220—1240.2.	Н. С. Константинов. Журнал Рус¬
ского физико-химического общества, т. 50, 1918,
№5-6, стр. 311—337.3.	М. Хансен. Структуры бинарных спла¬
вов, т. II. Металлургиздат, 1941, стр. 681—686.4.	P. Roquet et G. Jegarden. Revue de
Metallurgie, v. 48, 1951, № 9, p. 712-721 и № 10,
p. 793-810,Железо — хромНа рис. 49 представлена диаграмма си¬
стемы железо — хром в редакции Хеллауэл-
ла [1, 2]. Область у ^ a-превращения рас¬пространяется до 12% Сг. Указания о нали¬
чии в системе, помимо соединения FeCi
(a-фаза), других интерметаллических фаз
(см., например, [3—6]) нельзя считать до¬
стоверными. Тем не менее исследования пос¬
ледних лет (см., например, [7—10]) по пре¬
вращениям в сплавах с 10—80% Сг при
температурах ниже 600° указывают на воз¬
можность появления упорядоченных фаз и
на нестабильность (7-фазы при низких тем¬
пературах. Структура ст-фазы до сих пор
точно не установлена [11 —14]. В работе
[15] показано, что в сплавах Fe-Сг при31—48% (ат.) Сг и в интервале температур
1200—1400° присутствует фаза с кубиче¬
ской гранецентрированной решеткой (а =
= 3,65 кХ).FeCr или с-фаза; 48,22% СгРешетка тетрагональная. Тип — ? (p-U?)
Пространственная группа	—P4jrnnm(возможно С4* —Р4тп — ?) Число ато
мов в ячейке 30 (?) (z — 15). Период ре-
шетки: а = 8,80 кХ, с = 4,55 кХ, с/а = 0,52.ЛИТЕРА ТУРА1.	А. Н е 11 a w е 11. The Equilibrium Diagram
of the System Iron-Chromium. Annotated Equilib*
rium Diagrams, N 25, The Institute of Metal9,
London, 1956.
486СТРОЕНИЕ СТАЛИ2 А. Н е 11 a w е 11 a. W. Н u m e-R о t h е г у.
Philisophical Transactions of the Royal Soctety,
v. 249A, 1957, p. 417-459.3.	В. С. Михеев. Известия Сектора физи¬
ко-химического анализа, т. 19, 1949, стр. 413—418.4.	И. И. Кор н ил о в и В. С. Михеев.
ДАН СССР, т. 68, 1949, № 3, стр. 527—530.5.	В. Н. Свечников. Металлург, № 4, 1938,
стр. 45-49.6.	Н. В. Г р у м -Г р ж и м а й л о. Известия
Сектора физико-химического анализа, т. 19, 1949.
стр. 531—537.7.	F. L i h 1. Zeltschnift ffir Metallkunde, Bd. 46,1955,	S. 434-441.8.	S. T a k e d a a. N. N a g a i. Memoirs of the
Faculty of Engineering, Nagoya University, v. 8,1956,	Nfc 1, p. 1—28.9.	P. В a s 11 e n et G. P о m e y. Comptes
nendus, v. 239, 1954, p. 1636—1638.10.	G. P о m e у et J. Philibert. Comptes
rendus, v. 241, 1955, p. 877—879.H.	D. P. Shoemaker a. B. G. Bergman.
Journal ‘ of the American Chemical Society, v. 72,1950,	№ 12, p. 5793.12.	G. J. D i с k 1 n s, A. М. B. D о u g 1 a s a.
W. H. Taylor. Journal of the Iron and Steel
Institute, v. 167, 1951, № 1, p. 27-28.13.	B. G. Bergman a. D. P. Shoemaker.
Journal of Chemical Physics v. 19, 1951, № 4,
p. 515.14.	B. G. Bergman a. D. P. Shoemaker.
Acta Crystallographica, v. 7, 1954, p. 857—865.15.	М. И. Захарова, И. А. Игнатова,
Л. А. Семенова и И. А. Хатанова.
ДАН СССР. т. 119, №3, стр. 498—500.Железо — цезийВ расплавленном цезии железо не раство¬
ряется. При атмосферном давлении не
удается установить, растворяется ли в жид¬
ком железе цезий, так как точка его кипе¬
ния лежит ниже температуры плавления
железа. Наиболее вероятно, что эти метал-
лы вообще не сплавляются друг с другом.
Цезий иерастворим в твердом железе [1].ЛИТЕРАТУРА] Ч. X а,н сен. Структуры бинарных спла-
т. II, Металлургиздат, 1941, стр. 649.Железо — церийДиаграмма состояния системы железо —
церий (рис. 50) приведена по результатам
работ [1, 2]. В системе образуются две про¬
межуточные фазы, отвечающие формулам
Fe^Ce и Fe2Ce. Растворимость церия в же¬
лезе при температурах от 815 до 1015° со¬
ставляет около 0,4%. Температура a^Zy-
превращения железа под влиянием добавок
церия повышается с 910 до 920°. Последняя
явля#тся, температурой, при которой проис¬
ходит перитектоидное превращение у +
+ Л ^ct- Данные [1] и [3] о магнитных
превращениях в богатых церием сплавах
противоречивы. Изучение строения поверх¬
ностно слоев технически чистого железа,
насыщенного церием, позволило [4] качест¬
венно установить наличие замкнутой у-обла-
(стн. Этот результат находится в противо¬
речии с 'приведенной диаграммой состояния
(см. рис. 50).Содертание церия, Уо(ат.)ГбОО15001UOO13001200О* П00I
§ 1000ё? 9001020 30 40 50 60 70 6090800770700600Ш2001535°•1>1	т	гi—i—г-71т1Г7П\\ч920е?\V773е\\ ■1769ее+ж &иV*6U0°V95,5CL+7J€СеiРе Ю 20 30 UO 50 60 70 8
Содержание церия, % (бес.)90 СеРис. 50. Диаграмма состояния системы
железо — дерийFe6Ce или ц-фаза; 33,41% СеРешетка гексагональная. Тип — ?
(CaCus?) Пространственная группа — ? Чис-
ло атомов в ячейке — ? Период решетки:
а = 4,90 кХ, с = 4,14 кХ, с]а = 0,84.Fe2Ce или г-фаза; 55,64% СеРешетка кубическая. Тип С15 (Ct^MgJ
(?). Пространственная группа о\—Fd3m.
Число атомов в ячейке 24 (г = 8). Период
решетки: а = 7,30 кХ.ЛИТЕРА ТУРА1.	R. Vogel. Zeitschrift fur anorganische und
allgemeine Chemie, Bd. 99, 1917. S. 25—49.2.	J. O. J e p s о n a. P. D u w e z. Transacti¬
ons of the American Society for Metals, v. 47,1955,	p. 543—553.3.	J. R. Clark, S. T. Pan a. A. R. К a u f-
m a n n, Physical Review, v. 63, 1943, p. 139.4.	H. Т. Г у д ц о в и Г. Н. Дубинин. Из¬
вестия АН СССР, ОТН, 1951, No 4, стр. 565-575.Железо — цинкПо совокупности работ [1—3], на рис. 51и 52 показана диаграмма состояния систе¬
мы железо—цинк. Считают [4], что цинк за¬
мыкает У‘°бласть примерно при 16%. Этот
результат ставит под сомнение часть диа¬
граммы, соответствующую сплавам, богатым
железом, однако он нуждается в проверке,
Структуры фаз, образуемых железом и цин¬
ком, и их точный состав полностью еще не
изучены. В железе растворяется цинка [3]:f, 0 С	20 400 600 690 750о/о, Zn	6,5 6,5 17_ 37 43
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ487Соде рта пае цинка, % (am.)Содержание цинка, % (вес.)Рис. 51. Диаграмма состояния системы железо — цинкРис. 52. Участок диаграммы состояния системы железо — цинкТд —/43т (?) или Т J —Р43т (?). Число
атомов в ячейке 52 (2 = 2). Период решет*
ки: а = 8,98 кХ.5-фаза; ? % ZnРешетка — ? Тип — ? Пространственная
группа — ? Число атомов в ячейке — ? Пе¬
риод решетки — ?По данным [5], растворимость цинка в
железе при 250° составляет 4,5%.В цинке при 150—400° растворяется при¬
мерно 0,0009—0,0028% Fe [6].Fe5Zn2i или е-фаза; 83,10% ZnРешетка кубическая. Тип D82 _з (CusZn8
или Си9АЦ) (?). Пространственная группа
488СТРОЕНИЕ СТАЛИJ800
то
1500
1500
ч,1Ш
\1300
11200
I 1100
^ 1000
900
800
700
60010Содержание циркония, % (ат.)20 30 U0 50 60 70 80 90	1	jii —T ■ г	,—mol
: i46'*5*4/1to*
-у\-	\\iiД \*,1335е' \\11/ 113cЧГ\\/7^
| у* S'16r+w	4—\/r—f—
1V - "
\\//■ f
10\/Vrjf\9W'_ШММ’ыв~&;95°он —3Г769*I	800еCLQC+6Iгог/гг802й99,98aZTfe 10 20 30 40 50 60 70 80
Содержание циркония, % (вес.)90 2гРис. 53. Диаграмма состояния системы железо — цирконийFeZng (?) или FeZn7 (?) или брфаза; 91,33
или 89,12% ZnРешетка гексагональная — ? Тип — ? Про
странственная группа — ? Число атомов в
ячейке примерно 555. Период решетки: а —
= 12,8 кХ, с=57,6 кХ, с/а = 4,5 (?).FeZni3 или £-фаза; 93,84 ZnРешетка моноклинная. Тип — ? Простран¬
ственная группа С2h — С2/т (?.). Число ато¬
мов в ячейке 28 (z = 2). Период решетки.
а *= 13,68 кХ, b = 7,63 кХ, с = 5,07 кХ,
Р = 128°44'ЛИТЕРАТУРА1.	С. П. Вологдин. Вестник общества тех¬
нологов, т. 13, 1906, № 11, стр. 410—416.2.	М. Хансен. Структуры бинарных сплавов,
т. II. Метяллургиздат. 1941. стр. 728—731.3.	J. Schramm. Zeitschrift fur Metallkunde,
Bd. 30, 1938, №4, S. 122—135 и №9, S. 327—334.4.	В. H. Свечников и В. H. Гриднев,
Металлург, 1937, № 1, стр. 35—39.5.	F. L i h 1 u. A. Demel. Zeitschrift fur
Metallkunde, Bd. 43, 1952, S. 307—310.6.	G. Edmunds. Transactions of the Ame¬
rican Institute of Mining and Metallurgical
Engineers, v. 156, 1944, p. 263—276.Железо — цирконийДиаграмма состояния системы железо —
цирконий (рис. 53) построена на основании
всего двух работ [1, 2]. Показано [3], что
распад утвеРД°Г0 раствора происходит по
типу перитектоидного превращения при 960°.
По данным этих же авторов, эвтектическое
превращение 6 ^ у + ж протекает при
1250°, а не при 1335°, как это указано на
диаграмме. Предполагавшееся в старых ра¬ботах существование в системе соединения
Fe3Zr и второй модификации Fe2Zr не под¬
тверждается исследованиями последних лет
(см., например, [4]). По данным работы [3],
в a-железе растворяется менее 0,03% Zr.О	растворимости железа в а-цирконии точ¬
ных данных нет; при 800° она, вероятно, не
больше 0,02%.Fe2Zr или е-фаза; 44,95% ZrРешетка кубическая. Тип С15 (Cu2Mg).
Пространственная группа Он — Fd3m. Чис¬
ло атомо-в в ячейке 24 (z = 8). Период ре¬
шетки: а = 7,04 кХ.ЛИТЕРА ТУРА1.	R. V о g е 1 u. W. Thon. Archiv fiir das
F.isenhuttenwesen. Bd. 5, 1932, S. 387—389.2.	E. T. Hayes, A. H. Robertson a.
W. L. O* Bui en. Transactions of the American
Society for Metals, v. 43, 1951, p. 888—905.3.	В. H. Свечников и А. Ц. Спектор.
Сб. научных работ Института металлофизики
АН УССР, 1955, No 6, стр. 54-61.4.	С. В. Jordan а. P. D u w е z. Цитируется
по М. Hansen а. К. A n d е г к о. Constitution
of Binary Alloys. New York—Toronto—London,
1958, p. 782.5.	H. J. W a 11 b a u m. Archiv fur das Eisen-
biittenwesen, Bd. 14, 1941, № 10, S. 521—526.6.	H. J. W a 1 1 b a u m. Zeitschrift fiir Kristal-
lographie, Bd. 101, 1941, № 6, S. 391—402.2.	ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ
ДВОЙНЫХ СИСТЕМ
ЛЕГИРУЮЩИЙ ЭЛЕМЕНТ —УГЛЕРОДАлюминий — углеродСистема алюминий — углерод почти не
изучена. Имеющиеся работы позволяют
достоверно определить лишь существование
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ489карбида алюминия А14С3. Установлено [1],
что при температурах 1000—1100° углерод в
алюминии не растворяется. Алюминий и
карбид алюминия при высоких температу¬
рах ( — 2000°) сплавляются.А14Сз; 25,03% СРешетка ромбоэдрическая. Тип D7j_(A14C3) .
Пространственная группа D^d—R3m. Чис¬
ло атомов в ячейке 7 (z = 1). Период ре¬
шетки: а = 8,53 кХ, р = 22°28' (в гексаго¬
нальном аспекте: а = 3,325 кХ, с = 24,94 кХ,
cjа = 7,50 (21 (2 = 3) атом в ячейке) [2].ЛИТЕРА ТУРА1.	М. П. Славянский, И. А. Назиров
и Л. Р. Э д е л ь с о н. Металлург, 1934, № 9,
стр. 12—22.2.	Б. Ф. О р м о н т. Структуры неорганических
ьеществ, Гостехтеориздат, 1950, стр. 599; М. Хан¬
сен. Структуры бинарных сплавов, т. I, Ме¬
таллургиздат, 1941, стр. 93—94.Ванадий — углеродВанадий образует с углеродом два карби¬
да: VC и V2C (в некоторых работах им при¬
писывают формулы V4C3 и V5C) [1—4].
В ванадии растворяется очень малое коли¬
чество углерода (около 0,2%). На рис. 54показана фазовая диаграмма системы ва¬
надий — углерод, построенная по данным[4]; по другим данным [3], область гомоген¬
ности карбида V2C очень узка.V2C; 10,53о/о СРешетка гексагональная. Тип Z/3 (Мо2С).
Пространственная группа C3m — D 3^ . Чис¬
ло атомов в ячейке—? Период решетки:
а = 2,90 кХу с = 4,51 кХ, с/а = 1,56.VC; 19,08% СРешетка кубическая. Тип В\ (NaCl). Про¬
странственная группа 0| —РтЪт. Число
атомов в ячейке 8 (г = 4). Период решетки
а = 4,17 кХ.ЛИТЕРА ТУРА1.	Я. С. У м а н с к и й. Карбиды твердых
сплавов, Металлургиздат, 1947, стр. 54—59.2.	Г. В. Самсонов и Я. С. Уманский.
Твердые соединения тугоплавких металлов. Ме¬
таллургиздат, 1957, стр. 118—125.3.	W. Rostoker a. A. Yamamoto.Transactions of the American Society for Metals,
v. 46, 1954, p. 1136-1163.4.	N. S с h o n b e г g. Acta Chemica Scandi
vica, v. 8, 1954, p. 624-626.Вольфрам — углеродПриведенная на рис. 55 диаграмма со¬
стояния сплавов системы вольфрам — угле¬
род построена по данным [1, 2]. Область
гомогенности W2C при 2400° составляет
около 0,5%, и уже крайне мала при 1400°
[2]. Вольфрам с углеродом образует кар¬
биды W2C и WC. Есть указания, что карбид
W2C имеет две модификации: a-W^C, ста¬
бильную при температурах ниже 2300°, и
P-W2C, стабильную при более высоких тем¬
пературах [3, 4]. Концентрация, отвечаю¬
щая эвтектике W2C — WC, равна 4,5% С,
по другим данным, она меньше. Раствори¬
мость углерода в вольфраме при эвтектиче¬
ской температуре меньше 0,1%. Имеющиеся
данные [5] о характере взаимодействия
вольфрама с углеродом при температурах
ниже 1350° не могут быть выведены из су¬
ществующей диаграммы состояния.a-W2C или Р-фаза; 3,16%СРешетка гексагональная. Тип Z/3 (Мо2С).
Пространственная группа D — СЪт. Чис¬
ло атомов в ячейке 3 (2 = 1).
Период решетки: а = 2,99 кХ,
с = 4,72 кХу cja = 1,58.WC или у_Фаза; 6,13% СРешетка гексагональная.
Тип — ? (изоморфен MoN).
Пространственная	группаC6m2(D ). Число атомов в
ячейке 2 (2=1). Период ре¬
шетки: а=2,91 кХ, с = 2,83 кХ>
cja = 0,97.ЛИТЕРА ТУРАI.	С. W. Sykes. Metals Handbook, Cleveland,
1948, p. 1184.2.	J. T. N о г i о n. Цитируется no P. Schwarz¬
kopf a. R. К i e f f e r. Refractory Hard Metals,
New York. 1953, p. 153—161.3.	Я. С. Уманский. Карбиды твердых
сплавов, Металлургиздат, 1947, стр. 13—16.4.	Г. В. Самсонов и Я. С. Уманский.
Твердые соединения тугоплавких металлов. Ме¬
таллургиздат, 1957, стр. 144—151.5.	Н. К о t о а. К. Suzuki. X-Sen,	5,1948,	p. 15—20.Кобальт — углеродНа основании результатов микроскопиче¬
ского анализа установлено, что в медленно
охлажденных сплавах основное количество
углерода присутствует в виде графита. При¬
веденная [1, 2] диаграмма состояния систе¬
мы кобальт — углерод (рис. 56) ,не отража¬
ет факта существования карбида кобальта
Со3С, образующегося при науглероживанииСодержание углерода*/» (вес.)Рис. 54. Фазовая диаграмма системы ванадий — углерод
490СТРОЕНИЕ СТАЛИРис. 55. Диаграмма состояния системы вольфрам — углеродСодержание углерода > % (ат.}Содержание углерода,0/» (вес.)Рис. 56.. Диаграмма состояния системы кобальт — углеродкобальта в газовой среде при ~550°. Этот
карбид устойчив при 500—800° [3]. Имеются
указания, что при взаимодействии кобальта
с окисью углерода при 230° образуется дру¬гой карбид, соответству¬
ющий формуле Со2С
(см. также [4—6]). Тем¬
пературный интервал
стабильности этого сое¬
динения не установлен
[7]. Рентгенографически¬
ми исследованиями раст¬
воримость углерода в а-
кобальте не подтвержде-
на [7].Со3С; 6,36% СРешетка ромбическая.
Тип. DOji (Fe3Q. Про¬
странственная группа
D 2h —РЬпт. Число ато¬
мов в ячейке 12 (г = 4).
Период решетки: а =
« 4,52 кХ, Ь = 5,08 кХ%
с = 6,73 кХ.Со2С; 9,25% СРешетка ромбическая.
Тип — ? (изоморфен
Co2N). Пространствен¬
ная группа — ? Число
атомов в ячейке — ?.
Период решетки: а =
- 2,89 кХ% Ь - 4,45 кХ,
с = 4,37 кХ.ЛИТЕРАТУРА1.	М. Хансен. Структу*
ры бинарных сплавов, т. 1,
Металлургиздат, 1941, стр.
343—345.2.	S. Т a k е d a. Science Re¬
ports of T6hoku Imperial Uni-
versify K. Honda AnnI
versary Volume, 1936, p. 864—
881.3.	W. Meier. Zeitschrift
fur Kristallographie, Bd. 97,
1937, № 3, S. 145—169.4.	J. Drain. Annales de
Chemie, v. 8, 1953, p. 900—
Э53.5.	R. J u z a u. H. R u f f.
Naturwissenschaften, Bd. 38,
1951, S. 331.6.	J. С 1 a г к e а. К. H.
Jack. Chimie et Industrie,1951,	p. 1004—1005.7.	L. J. Hofer a. W. C,
Peebles. Journal of the
American Chemical Society, ▼.
69, 1947, № 4, p. 8lJJ—ouJ-Кремний — углеродОриентировочная ди¬
аграмма состояния си¬
стемы кремний — угле¬
род, показанная на рис.
57, а и б, построена Но*
вотным и др. [1J. Воз¬
можно, что нонвариантное равновесие
при температуре около 2400° в области
богатых кремнием сплавов носит либо эв¬
тектический (рис. 57, а), либо перитектиче-
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ491ский (рис. 57, б) характер. В системе
образуется только одна промежуточ¬
ная фаза — CSi. Многочисленные
модификации этой фазы (их не
меньше 15) на диаграмме не отра¬
жены.ЛИТЕРА ТУРА1.	Н. Nowotny, Е. Р а г t h ё, R. К i-
effer u. F. Benesovsky. Monatshefte
№r Chemie, Bd. 85, 1954. S. 255-272.Марганец — углеродДиаграмма состояния системы мар¬
ганец — углерод (рис. 58) построена
Исобе [1]. Двум достоверным иденти¬
фицированным карбидам марганца
приписана формула Мп23Сб и Мп7С3
(в работе [1] они обозначены, как
Мп4С и Мп2С). По данным [2], мар¬
ганец с углеродом образуют по мень¬
шей мере пять карбидов.Мп7С3 или £-фаза; 8,57% СРешетка гексагональная. Тип—?
(изоморфен Сг7Сз). Пространствен¬
ная группа — ? Число атомов в ячей¬
ке ~80 Период решетки: а—13,90 кХ,
с = 4,54 кХ.а)30002600§ 2200I| 180050Содержание кремния, % (ст.)60 70 80	50 60 70 801000V\		2Шш\ >
'аlapттм\\4IГIIIIi<о'1414еIб)\\J70L\	УО•м\\\\ii\ж\\\\Ьо\\\\160 70 80 90 Si 60 70 80
Содержание кремния; % (вес.)90 SiРис. 57. Диаграмма состояния системы кремний — углеродСодержание углерода, % (am.)
10 15	20	2530Рис, 58. Диаграм¬
ма состояния си¬
стемы марганец —углерод
492СТРОЕНИЕ СТАЛИМп2зСб или т]-фаза; 5,40% СРешетка кубическая. Тип /)84(Сг2зС6).
Пространственная группа 0% —РтЪт.
Число атомов в ячейке 116 (г = 4). Период
решетки: а = 10,56 кХ.ЛИТЕРА ТУРА1.	М. I sob е. Science Reports of the Rese¬
arch Institute of Toh6ku University, v. A3, 1951,/.	u vj a. i-., c.. tr e a i a kj 11. ouuinai uithe Iron and Steel Institute, v 178, 1954, p. 39—
44.Медь — углеродУглерод растворим в жидкой меди в
очень малых количествах (рис. 59) [1]. До¬
стоверные да.нные о характере диаграммыСодертанае углерода, % (ат.)Содержание углерода, % (бес.)Рис. 59. Растворимость углерода в жидкой медисостояния системы медь — углерод и об
образуемых в этой системе карбидах от¬
сутствуют. Так как углерод не диффундиру-Молибден — углеродУстановлено, что в системе молибден —
углерод (рис. 60) [1, 2] образуются два кар¬
бида: Мо2С и МоС. Согласно исследованиям[1], карбид молибдена Мо2С существует
так же, как и карбид вольфрама W2C, оче¬
видно, в двух модификациях. Имеются ука¬
зания [3] на то, что карбид МоС распа¬
дается при охлаждении примерно в интер¬
вале температур 1900—700°. В этой же ра¬
боте обнаружена эвтектика при температуре
~2400° и содержании углерода 22,5%.
Растворимость углерода в молибдене со¬
ставляет примерно 0,,1 % при температурах
около 2000°.Мо2С или р-фаза; 5,88% СРешетка гексагональная. Тип Z/З. Прост¬
ранственная группа D — СЪт. Число ато¬
мов в ячейке 3 (2=1). Период решетки:
а = 3,00 кХ, с = 4,72 кХ, с/а = 1,57.МоС или -у-фаза; 11,11% СРешетка гексагональная. Тип — ? (изо?
морфен MoN). Пространственная группа
С6т2—Число атомов в ячейке 2
(г = 1). Период решетки: а = 2,90 кХ, с =
= 2,80 кХ, с/а = 0,96.ЛИТЕРА ТУРА1.	Я. С. У м а н с к и й. Карбиды твердых
сплавов. Металлургиздат, 1947, стр. 16—18.2.	Г. В. Самсонов и Я. С. Уманский.
Твердые соединения тугоплавких металлов Ме¬
таллургиздат, 1957, стр. 139—1443.	Н. Nowotny, Е. Parte, R. Kiefferu.	F. Benesovsky. Monatshefte fur Chemie,
Bd. 85, 1954, S. 255—272.27002600102Шmo2100Содержание углерода, % (am.)
20	30	itO26251Г' 1кЖ✓✓/ГЖ] \1	/■Л/2Ш°Г/\У//\1\41 "
1V'22(ОО*/Р+7!«1.8I5,3 \I \Mo 7 2 3 U 5 6 7 8Содеотание углерода, % (вес.)10 11Рис.. 60.Диаграммасостояниясистемымоли0ден— углеродет в твердую медь [2], растворимость его в
ней должна быть крайне малой.ЛИТЕРА ТУРА1.	М. В. В е v е г а. С. F. F i о е Transacti¬
ons of the American Institute of Mining and Me¬
tallurgical Engineers, v. 166, 1946, p. 128—141.2.	W. Baukloh u. F. Springorum.
Zeitschrift fur anorganische und allegemeine Che-
mie, Bd. 230, 1937, S. 315—320.Никель — углеродНа рис. 61 изображена диаграмма состоя¬
ния системы никель — углерод, построенная
на основании работ [1, 2]. Растворимость
углерода в никеле составляет [3]:t, °С 1265 1170 1055 925 745 700
%, С 0,5 0,4 0,3 0,2 0,1 0,08
двойные диаграммы состояния493Образующийся в системе карбид никеля
Ni3C является эндотермическим соедине¬
нием, которое устойчиво при температурах
выше 1500° Предположение о существова¬
нии второго карбида никеля Ni2C пока неи 3], совпадают, хотя в первых двух им
приписывают формулу Nb4C, а в третьей—
Nb2C. Растворимость углерода в ниобии
очень мала (около 0,0025% С [3]). Темпе¬
ратура плавления NbC лежит около 3500°Содержание углерода, % (am.)
5	10	15Рис. 61. Диаграмма состояния системы никель — углеродподтвердилось. Стабильности карбида Ni3C
и существованию карбидов других составов
посвящены работы [4—6].Ni3C; 6,39% СРешетка гексагональная. Тип АЗ с внед¬
ренными атомами. Пространственная груп-
па —Pbtim. Число атомов в ячейке 12
(2 = 3). Период решетки: а = 2,64 кХ,
с = 4,32 кХ, с/а = 1,64 (о возможности дру¬
гого толкования структуры Ni3C см. [3]).ЛИТЕРАТУРА1.	М. Хансен. Структуры бинарных спла¬
вов, т. 1, Металлургиздат, 1941, стр. 367—369.2.	R. Н. Schaefer. Metals Handbook, Cle¬
veland, 1948, p. 1624—1625..3. J. J. Lander, H. E. К e r n a, A. L. Beach.
Journal of Applied Physies, v. 23, 1952, p. 1305—
1309.4.	R. Bernier. Annales de Chimie, 6.1951,	p. 104-161.5.	L. C. Browning a. P. H. Emmett.
Journal of the American Chemical Society, v. 74,1952,	p. 1680—1682.6.	J. A. T e b b о t h. Journal of the Society of
Chemical Industry, v. 67, 1948, p. 65.Ниобий — углеродНиобий образует с углеродом, по мень¬
шей мере, два карбида, вероятные формулы
которых NbC и Nb4C [1, 2]. На рис. 62
показана ориентировочная фазовая диа¬
грамма системы ниобий — углерод по дан¬
ным [1—3]. Области гомогенности малоугле¬
родистого карбида, по данным работ [1, 2Nb4C или Nb2C; 3,13 или 6,07% СРешетка гексагональная. Тип — ? Прост¬
ранственная группа — ? Число атомов в
ячейке — ? Период решетки: а = 3,11 кХ,
с = 4,95 кХ, с/а = 1,62.Содержание углерода, % (вес.)Рис. 62, Фазовая диаграмма
ниобий — углеродЛИТЕРАТУРА1.	Я. С. У м а н с к и й. Карбиды твердых
сплавов, Металлургиздат, 1947, стр. 23—28.2.	Г. В. Самсонов и Я. С. У м а н с к и й.
Твердые соединения тугоплавких металлов. Ме¬
таллургиздат, 1957, стр. 125—129.3.	G. В г а и е г, Н. Renner и. J. W е г-
n е t. Zeitschrift fur anorganische und allge-
meine Chemie, Bd. 277, 1954, S. 249—257.Титан — углеродНа диаграмме состояния (рис. 63), пост¬
роенной по данным работ [1—3], указан
только один карбид с предельным содер*
494СТРОЕНИЕ СТАЛИСодертание углерода, % (am)Рис. 63. Диаграмма состояния системы титан — углероджанием углерода, отвечающим формуле
TiC, хотя ранее были высказаны предполо¬
жения о существовании других карбидов.
Растворимость углерода в а-титане состав¬
ляет: 0,48; 0,27 и 0,12% при температурах,
соответственно 920, 800 и 600° (в работе
[4J указаны несколько большие значения).
Растворимость углерода в Р-титане состав¬
ляет- 0,15, 0,27 и 0,8% при температурах
соответственно 920, 1400 и 17501 Сводка
данных о карбиде титана и о системе ти¬
тан — углерод приведена в [5].TiC или 6-фаза; 20,05% СРешетка кубическая. Тип В1 (NaCl). Про¬
странственная группа О*? — FmZm. Число
атомов в ячейке 8 (2 = 4). Период решет¬
ки: а — 4,33 кХ (для стехиометрического
состава).ЛИТЕРАТУРА1.	J. С a d о f f a. J P. Nielsen. Transa¬
ctions of the American Institute of Mining and
Metallurgical Engineers, v 197, 1953, p. 248—252.2.	H. N о w о t ti у, E. P a r t h e, R. К i e f-
f e r u. F. Benesovbky. Zeitschrift fur Me¬
tallkunde, Bd. 45, 1954, S. 97—101.3.	R J. V a n T h у n e а. Н! D. Kessler.
Transactions of the American. Institute of Mi¬
ning and Metallurgical Engineers, v. 200, 1954,
p. 197—198.4.	R. J. J a f f e e, H. R. Ogden a. D. J. M a u-kuth. Journal of Metals, v. 188, 1950, N° 10,
p. 1261—1266.5.	Г. В. Самсонов и Я. С. Уманский.
Твердые соединения тугоплавких металлов. Ме¬
таллургиздат, 1957, стр 85—105.Хром — углеродПроверенная в последнее время [1] с по¬
мощью термического и микроскопического
анализов диаграмма состояния сплавов си¬
стемы хром — углерод изображена нарис. 64. Карбид хрома СгС, существование
которого предполагалось в некоторых рабо¬
тах, данным исследованием не обнаружен.Содертание углерода, % (am.)Ю 20 30	ЬОСодертание углерода, % (вес.)Рис. 64. Диаграмма состояния
хром — углеродРастворимость углерода в твердом хроме
уменьшается с 0,32 до 0,006% при темпе¬
ратурах соответственно 1498 и 900° [2].Сг23Св или р-фаза; 5,68% СРешетка кубическая. Тип Z)84 (Сг2зСб)
Пространственная группа 0\ —FmSm. Чис¬
ло атомов в ячейке 116 (2 = 4). Период ре¬
шетки: а = 10,66 кХ.
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ495Сг7Сз или у-Фаза»* 9,01% СРешетка гексагональная. Тип — ? (изомор¬
фен Мп7С3). Пространственная группа — ?
Число атомов в ячейке 80 (2 = 8). Период
решетки: а = 13,98 кХ> с = 4,53 /сХ,
с/а = 0,32.Сг3С2 или 6-фаза; 13,33% СРешетка ромбическая. Тип D5ю (Сг3С2).
Пространственная группа D^ —РЬпт.
Число атомов в ячейке 20 (z — 4). Период
решетки: а = 11,46 кХ, 6 = 5,52 кХ}
с = 2,82 кХ.ЛИТЕРАТУРА1.	D. S. В 1 о am а N. J. G г .a n t. Journal
of Metals, v. 188, 1950, № 1, p. 41—46.2.	W. H. Smith. Transactions of the Ame¬
rican Institute of Mining and Metallurgical En¬
gineers, v. 209, 1957, p. 47—49.2.	А. К. Ковальский и JI. H. Петро-
в а. Труды совещания по микротвердости, Изд-во
АН СССР, 1951, стр. 187-192.3.	Г. В. Самсонов и Я. С. Уманский.
Твердые соединения тугоплавких металлов. Ме¬
таллургиздат, стр. 105—117, 1957.4.	P. Duwez a. F. Odell. Journal of the
Electrochemical Society, v. 97, 1950, p. 299—304.3.	ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ
ДВОЙНЫХ СИСТЕМ
ЛЕГИРУЮЩИЙ ЭЛЕМЕНТ —БОРАлюминий — борАлюминий и бор образуют два борида
А1В2 и AIB12 (AIB13)?; последний сущест¬
вует в двух модификациях. Изображенная
на рис. 65 диаграмма состояния системы
алюминий — бор охватывает лишь часть
системы, примерно до 50% В [1.] Темпера¬
тура перитектической реакции AlBi2 4*1500
г 1300
£I 1100
I900I700500М 5 Ю 15 20 25 30 35 ЬО U5 50
Содержание бора, % (dec.)Рис. 65. Диаграмма состояния системы алюминий — борСодержание бора, % (am.)10 20 30 40 50	60	70m ti• 1 i4i ■■i :
1311 ■■ '
50°—i—:i//.fif!tЖ*fr1	660° —iAЦирконий — углеродЦирконий образует с углеродом карбид
ZrC, представляющий собой фазу перемен¬
ного состава. Область гомогенности этого
карбида при 1700° составляет примерно
5,3—11,6% углерода [1, 2]. Температура
плавления карбида циркония 3175°. Диа¬
грамма состояния цирконий — углерод не
изучена [3, 4].ZrC; 11,63% СРешетка кубическая. Тип В1 (NaCl). Про¬
странственная группа 05h —РтЪт. Число
атомов в ячейке 8 (г = 4). Период решет¬
ки: а = 4,69 кХ [3].ЛИТЕРАТУРА1. Я. С. Уманский. Карбиды твердыхсплавов, Металлургиздат, 1947, стр. 31—37.+ ж А1В2, по данным [2], лежит выше
1400°. В жидком алюминии растворяется
2,0; 0,7; 0,35; 0,17 и 0,09% В при темпера¬
турах соответственно 1300, 1100, 950, 785
и 730° [3]. Растворимость бора в твердом
алюминии очень мала.А1В2 или (3-фаза; 44,51% ВРешетка гексагональная. Тип С32 (А1В2).
Пространственная группа D \h — РЪ/ттт*
Число атомов в ячейке 3 (г—1). Период
решетки — ?AIB12 или Y-фаза; 82,78% ВРешетка — ? Тип — ? Пространственная
группа — ? Число атомов в ячейке — ? Пе¬
риод решетки ?ЛИТЕРАТУРА1. W. Hoffmann u. W. Jjj niche. Zeits¬chrift fiir Metallkunde, Bd* 28, 1936, № 1, S. 1—5.
496СТРОЕНИЕ СТАЛИ2.	F. L i h 1 u. P. J e n i t s с h e к. Zeits¬
chrift fiir Metallkunde, Bd. 44, 1953, S. 414—417.3.	W. L. Fink a. L. A. Willey. Metals
Handbook, Cleveland, 1948, p. 1155.Ванадий — борС ванадием бор образует несколько сое¬
динений. Существование двух из них (VB
и VB2) подтверждено многими исследова¬
ниями [1, 2] (см. также [3]). В работе [4]
открыт борид V2B5, а в работе [5] обнару¬
жено соединение V3B4. Бориды VB и VB2
устойчивы вплоть до температур их плавле¬
ния. Имеются данные [6] о наличии в си¬
стеме эвтектики V — VB при содержании
бора меньше 5°/о, а также о том, что фаза
VB образуется по перитектической реак¬
ции при температуре примерно 1780°VB; 17,52% ВРешетка ромбическая. Тип — ? (изомор¬
фен СгВ). Пространственная группа D ^—
Стст. Число атомов в ячейке 8 (2 = 4).
Период решетки: а = 3,10 кХ, b — 8,17 кХ,
с = 2,98 кХ.V3B4; 22,07% ВРешетка ромбическая. Тип — ? (изомор¬
фен Сг3В4). Пространственная группа — ?
Число атомов в ячейке — ? Период решет¬
ки: а = 3,03 кХ, b = 13,18 кХ, с = 2,99 кХ.VB2; 29,81% ВРешетка гексагональная. Тип С32 (А1В2).
Пространственная группа Сб/ттт — DQh.
Число атомов в ячейке 3 (2=1). Период
решетки: а = 2,99 кХ, с = 3,06 кХ, с/а= 1,02.V2B5; 34,64% ВРешетка гексагональная. Тип — ? (изо¬
морфен W2B5). Пространственная группа:
D£h — Сб/ттс (?) Число атомов в ячей¬
ке — ? Период решетки — ?ЛИТЕРА ТУРА1.	Н. Blumenthal. Journal of the Ame¬
rican Chemical Society, 1952, v. 74, p. 2942.2	J. Norton, H, Blumenthal a. S. Sin-
d e b a n d. Transactions of the American Institute
of Mining and Metallurgical Engineers, v. 185,1949,	p. 749—751.3.	Г В. Самсонов и Я. С. Уманский.
Твердые соединения тугоплавких металлов. Ме-
таллургиздат, 1957, стр 280—281.4.	P. Schwarzkopf u. F. Glaser. Zeit¬
schrift fiir Metallkunde 1953, Bd. 44, S. 353—358.5.	D. Moskowitz. Transactions of the Ameri¬
can Institute of Mining and Metallurgical En¬
gineers, v. 206, 1956, p. 1325.6.	W. Rostoker a. A. Yamamoto. Tran¬
sactions of the American Society for Metals, v. 46,
1954. p. 1136—1163.Вольфрам — борДиаграмма состояния системы воль¬
фрам — бор не исследована. Достоверно
установлено существование трех боридов
вольфрама: W2B, WB и W2B5. Борид воль¬
фрама WB имеет две модификации, однаиз которых стабильна при температуре вы¬
ше 1800° Борид W2B, устойчивый до тем¬
пературы 1900°, имеет очень узкую область
гомогенности. Пределы однородности фаз
WB и W2B5—примерно 0,1°/о (вес.) бора.
Эвтектики между боридами W2B — WB и
WB—W2B5 лежат при температуре выше
2000° [1]. По вопросу о существовании бо-
рида WB2 см. ![1]. Растворимость бора в
вольфраме, вероятно, очень мала [2].W2B; 2,86% ВРешетка тетрагональная. Тип С16 (СиА12).
Пространственная группа D\\ = 14/тст.
Число атомов в ячейке 12 (2 = 4). Период
решетки: а = 5,56 кХ, с = 4,74 кХ, с/а = 0,85.a-WB; 5,56% ВРешетка тетрагональная. Тип — ? (изо¬
морфен МоВ). Пространственная груп¬
па— ? Число атомов в ячейке 16 (2 = 8).
Период решетки: а = 3,12 кХ, с = 16,93 кХ,
с/а = 5,44.P-WB; 5,56% ВРешетка ромбическая. Тип — ? (изомор¬
фен ТаВ). Простран ств е н на я группа D ^—
Стст. Число атомов в ячейке 8 (2 = 4).
Период решетки: а = 3,19 кХ, b = 8,40 кХ,
с = 3,07 кХ.W2B5; 12,82% ВРешетка гексагональная. Тип — ? (изо¬
морфен W2B6). Пространственная группа
D£h — Сб/ттс. Число .атомов в ячейке 14
(2 = 2). Период решетки: а = 2,98 кХ,
с — 13,87 кХ, с/а = 4,65.ЛИТЕРАТУРА1.	Г. В. С а м с о н о в и Я, С. Уманский.
Твердые соединения тугоплавких металлов. Ме-
таллурпиздат, 1957, стр. 291—2922.	R. К i е s s 1 i n g Acta Chemica Scandi
v. 1, 1947, p. 893—916.Кобальт — борДиаграмма состояния системы кобальт —
бор (рис. 66) построена по данным работ
[1, 2]. Установлено наличие двух боридов
кобальта: Со2 и СоВ. Растворимость бора
в кобальте при эвтектической температуре
около 0,50/0.Со2В или 0-фаза; 8,41% ВРешетка тетрагональная. Тил С16 <СиА12).
Пространственная группа D — 14/тст.
Число атомов в ячейке 12 (2 = 4). Период
решетки: а = 5,02 кХ, с = 4,22 кХ, с/а =
= 0,84.СоВ; 15,51% ВРешетка ромбическая. Тип В27 (iFeB).
Пространственная групиа	— Pbnm.
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ497Содержание dap а, % (am.)
10 20 30 50Рис. 66. Диаграмма состояния
кобальт — борЧисло атомов в ячейке 8 (2 = 4). Период
решетки: а = 3,96 кХ, Ъ = 5,25 кХ, с —
= 3,04 кХ.ЛИТЕРА ТУРА1.	W. Кб s ter u. W. Mflhlf inger. Zeit-
schrift fur Metallkunde, Bd. 30, 1938, S. 348-350.2.	H. П. Чижевский, Б. А. Шмелев. Сб.
Трудов института стали, вып. XVII, Металлург¬
издат, 1940, стр. 3—89.Кремний — борДиаграмма состояния системы кремний —
бор не изучена. Рентгенографические иссле¬
дования i[l] образцов с 28 и 61°/о бора не
дали указаний на существование боридов
кремния. По данным [2], обнаружена рас¬
творимость бора в кремнии, «о уже при
содержании бора более чем 0,5°/о сплавы
оказываются двухфазными.ЛИТЕРАТУРА1.	L. Brewer, D. L. Sawyer, D. Н. Т е in¬
let о n, а. С. Н. D a u b е n. Journal of the Ame¬
rican Ceramic Society, v. 34. 1951, p. 173—17932	Металловедение (справочник), т. I2.	G. L. Pearson a. J. Bardeen. Physical
Review, v. 75, 1949, p. 867-Ш.Медь — борДиаграмма состояния системы медь —
бор, построенная по данным работы [1],
изображена на рис. 67. Установлено обра-Содертанае борау */9 (т.)5	10	15Содержание бора, % (Вес )Рис. 67. Диаграмма состояния системы
медь — борзование интерметаллического соединения,
которому предположительно приписывает¬
ся формула С11В22; структура его не рас¬
шифрована. Растворимость бора в меди
уменьшается с 0,09°/о при 1060° до 0,06°/о
при комнатной.ЛИТЕРА ТУРА1.	F. Li hi и. О. Felschel. Metall, Bd. 8,1954,	No. 1, S. 11—19.Марганец — борМожно считать установленным образо¬
вание четырех боридов марганца: Мп4В,
Mn2B, МпВ и Мп3В4 [1]. Из этих боридов
заметную область гомогенности имеет лишь
борид Мп4В. При изучении сплавов с более
высоким содержанием бора, чем 31,5°/о, за¬
мечено {2] появление интерференционных
линий, возможно, отвечающих фазе МпВ2,
на существование которой указывалось в
старых работах [3].Мп4В; 4,69% ВРешетка ромбическая. Тип — ? (изомор¬
фен Мп4В). Пространственная группа—	Fddd. Число атомов в ячейке 40
(2 = 8). Период решетки: а = 14,53 кХ,
b = 7,29 кХ, с = 4,21 кХ.
498СТРОЕНИЕ СТАЛИМп2В; 8,97% ВРешетка тетрагональная. (Тип С16
(СиА12). Пространственная группа D —
14/тст. Число атомов в ячейке 12 (2 = 4).
Период решетки: а = 5,15 кХ, с = 4,21,
с/а = 0,82.МпВ; 16,46% Всий. По данным [4], эвтектика Mo — М02В
находится при 2,75% В ;и 2180°. Раство¬
римость бора в молибдене мала [5]. Молиб¬
ден с бором образует пять боридов: М02В,
Мо3В2, а- и Р-МоВ (6- и б'-фазы на диа¬
грамме состояний), МоВ2 и Мо2В5 [6].Мо2В или Р-фаза; 5,34% ВРешетка тетрагональная. ТипС1618Решетка ромбическая. Тип В27 (FeB)'
Пространственная группа D — РЬпт.
Число атомов в ячейке 8 (г = 4). Период
решетки: а = 4,14 кХ, Ъ = 5,56 кХ, с =-	2,98 кХ.Мп3В4; 20,80% ВРешетка ромбическая. Тип — ? (изомор¬
фен ТазВ^). Пространственная группа
Щ — Jmmm. Число атомов в ячейке 14
(г = 2). Период решетки: а = 3,03 кХ, Ъ =■-	12,86 кХ, с = 2,96 кХ.(СиА12). Пространственная группа D Ah —
14/тст. Число атомов в ячейке 12 (г = 4)\
Период решетки: а = 5,54 кХ, с = 4,73 кХу
с/а = 0,85.Мо3В2 или у-фаза.; 6,!ВРешетка тетрагональная. Тип — ? (изо¬
морфен СгзВ2). Пространственная груп¬
па—? Число атомов в ячейке — ? Период
решетки — ?а-МоВ или б-фаза; 10,13% ВРешетка тетрагональная. Тип — ? Про¬
странственная группа —14/amd. Чис-28002600гш^ 2200Е2000
§ 1800%£ 1600
то200Содертание бора, % (am.)10 20 30 U0 50	60	701—		гп—1	I1_\_!_ILL200?т.j	2180 ,НГ\гот-2000•4600°2100мо г6 в 10 12 1U 16 18 20 22 2U 26
Содертание бора, % (вес.)Рис. 68. Диаграмма состояния системы молибден — борЛИТЕРАТУРА1.	Г. В. Самсонов и Я, С. Уманский.
Твердые соединения тугоплавких металлов. Ме¬
таллургиздат, 1957, стр. 293.2	R. К i е s s 1 i n g. Acta Chemica S.candi
v. 4, 1950, p. 146-159.3	М. X а н с e н. Структуры бинарных сплавов,
т. I, Металлургиздат, 1941, стр. 271.Молибден—борДиаграмма состояния системы молиб¬
ден— бор представлена на рис. 68 [1, 2].
В работе [3] указаны несколько более вы¬
сокие температуры нонвариантных равнове-ло атомов в ячейке 16 (г= 8). Период ре¬
шетки: а=3,11 кХ, с= 16,95 кХ, с/а = 5,45.Р-МоВ или б'-фаза; 10,13% ВРешетка ромбическая. Тип—? (изомор¬
фен ТаВ). Пространственная группа D ^ —
Стст. Число атомов в ячейке 8 (2 = 4).
Период решетки: а = 3,16 кХ, b = 8,61 кХ,
с = 3,08 кХ.МоВ2; 18,40% ВРешетка гексагональная. Тип С32 (А1В2)
Пространственная группа D — СЪ/пипт
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ49910Содержание бора,% (ст.)
20 30	ЬО50Рис. 69. Диаграмма состояния системы никель — борЧисло атомов в ячейке 3 (2=1). Период
решетки: а = 3,05 кХ, 6 = 3,11 кХ, с/а =
= 1,02.Мо2В5; 22,01% ВРешетка ромбоэдрическая. Тип — ?
(Мо2В5). Пространственная группа D —
RZm. Число атомов в ячейке 21 (2 = 3).
Период решетки: а — 3,01 кХ, с = 20,93 кХ,
с/а = 6,95.ЛИТЕРАТУРА1.	R. Steinitz, I. Binder a. D. Mosko-w i t z. Transactions of American Institute of Mi¬
ning and Metallurgical Engineers, v 194, 1952,
p. 983-987.2.	P. R a u t a 1 a a. R. Steinitz. Transactions
of the American Institute of Mining and Metallur¬
gical Engineers, v. 197, 1953, p. 747.3.	P. W. G i 1 1 e s a. B. D Pollock. Transac¬
tions of American Institute of Mining and Metal¬
lurgical Engineers, v. 197, 1953, p. 1537—1539.4.	Climax Molybdenum Co. Arc-cast Molybdenum
Base Alloys. Цитируется по M. Hansen u.
K. A n d e r k o. Constitution of Binary Alloys,
1958, p. 253—2585.	R. К i e s s 1 i n g. Acta Chemica Scandi
v. 1, 1947, p. 893-916.6.	Г. В. Самсонов и Я. С. Уманский.
Твердые соединения тугоплавких металлов. Ме-
галлургиздат, М., 1957, стр. 286—290.Никель — борДиаграмма состояния системы никель —
бор (рис. 69) дана в редакции Хансена [1]
и может рассматриваться только как ори¬
ентировочная. Рентгеноструктурным анали¬
зом твердо установлено существование че*
гырех боридов никеля: Ni2B, Ni3B2, NiB
и Ni3B (формула эта точно не определена;32*область существования примерно 6—7°/о В|[2]. На диаграмме (см. рис, 69) N13B не от¬
мечен. Борид Ni2B3 (е-фаза на диаграмме}
при рентгенографических исследованиях
сплавов, содержащих до 20°/о бора, не об¬
наружен.Ni3B (?); 5,79% ВРешетка — ? Тип — ? Пространственная
группа — ? Число атомов в ячейке — ? Пе¬
риод решетки — ?Ni2B или 3-фаза; 8,44% ВРешетка тетрагональная. Тип С16
(СиА12). Пространственная группа D —
14/тст. Число атомов в ячейке 12 (2 = 4).
Период решетки: а = 4,99 кХ, с = 4,25 кХ,
с/а = 0,85.Ni3B2 или v-фаза; 10,95% ВРешетка тетрагональная. Тип — ? (изо¬
морфен Сг3В2). Пространственная груп¬
па—? Число атомов в ячейке — ? Период
решетки — ?NiB или б-фаза; 15,57% ВРешетка ромбическая. Тип — ? (изомор¬
фен СгВ). Пространственная группа — ?.
Число атомов в ячейке 8 (2 = 4). Период
решетки: а = 2,92 кХ, b = 7,40 кХч с =»
= 2,97 кХ.Ni2B3 или е-фаза; 21,66% ВРешетка — ? Тип — ? Пространственная
группа — ? Число атомов в ячейке — ? Пе¬
риод решетки — ?
500СТРОЕНИЕ СТАЛИЛИТЕРА ТУРА1,	М. Хансен. Структуры бинарных сплавов,
т. 1. Металлургиздат, 1941, стр. 271—273.2.	Г. В. С а м с о н о в и Я. С. У манский.
Твердые соединения тугоплавких металлов. Me-
таллургиздат, 1957, стр. 294—296.Ниобий — борДиаграмма состояния системы ниобий —
бор не построена. Рентгенографическим ана¬
лизом достоверно установлено существова¬
ние трех боридов: NbB, iNb3B4 и NbB2 [1].
Двум боридам с меньшим содержанием бо¬
ра предположительно приписываются фор¬
мулы Nb3B и Nb2B. Соединения NbB2, об¬
ладающее широкой областью гомогенности,
и NbB, с узкой областью гомогенности,
стабильны вплоть до температуры плавле¬
ния (соответственно до ~3000 и 2000°).
Бориды ,Nb2B (?) и, вероятно, Nb3B4 устой¬
чивы в ограниченной области температур.
Соединение Nb3B (?) выше 1930° неста¬
бильно.Nb3B (?); 3,74% ВРешетка — ? Тип — ? (изоморфен Та3В).
Пространственная группа — ? Число ато¬
мов в ячейке — ? Период решетки — ?Nb2B (?); 5,50% ВРешетка кубическая. Тип — ? Простран¬
ственная группа — ? Число атомов в ячей¬
ке — ? Период решетки: а = 4,21 кХ.NbB; 10,43% ВРешетка ромбическая. Тип — ? (изомор¬
фен ТаВ). Пространственная группа йЦ,—
Стст. Число атомов в ячейке 8 (г = 4).
Период решетки: а = 3,30 кХ, Ъ = 8,72 кХ,
с = 3,16 кХ.Nb3B4; 13,44% ВРешетка ромбическая. Тип — ? (изомор¬
фен Та3В4). Пространственная группа—	Immm. Число атомов в ячейке 14
(г = 2). Период решетки: а = 3,30 кХ, b =*
= 14,08 кХ, с = 3,14 кХ.NbB2; 18,89% ВРешетка гексагональная. Тип С32 (А1В2).
Пространственная группа D — Сб/mmm,
Число атомов в ячейке 3 (z = 1). Период
решетки: а = 3,09 кХ, с = 3,30 кХ, cja =
= 1,07.ЛИТЕРА ТУРА1.	Г, В. Самсонов и Я. С. У м а н с к и й«
Твердые соединения тугоплавких металлов, Ме¬
таллургиздат, 1957, стр. 281—283.Титан — борДиаграмма состояния системы титан —
бор, изображенная на рис. 70, построена на
основании микроскопических и рентгеногра-30002800260024002200сГ 2000§ 1800
I|/Ш14001200100080010 2030Содержание бора, % (am.)
40	506070600I( 	 ji■	Г '■I		 " 'I2790•"Г"""1.mЖ*<5111s'*/12200°1!s//I -2060°IJn1760°/*+7/! /*6~18000iI'К*? 10,15 JQJQOi1/ 35ж*/*1I16111ILl886°I11S <*13лi131,12Ti10	15	26	25Содержание бора, % (бес.)3035Рис. 70. Диаграмма состояния системы титан — бор
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ501фических исследований [1] в редакции [2].
Титан и бор образуют, по меньшей мере,
четыре промежуточные фазы: Ti2B, TiB,
TiB2 и Ti2B5. Последняя на диаграмме
(рис. 70) не отражена. В а- -и [5-титане при
температурах от 750 до 1300° растворяется
менее 0,05% В, а при эвтектической темпе¬
ратуре (1670°)—несколько более 0,1% В.
Сведения о боридах титана суммированы
в [3].Ti2B или v-Фаза; 10,15% ВРешетка тетрагональная. Тип — ? Про¬
странственная группа — ? Число атомов в
ячейке 3 (2=1). Период решетки: а =
= 6,11 кХу с = 4,56 кХ, с/а = 0,75.TiB или е-фаза; 18,43% ВРешетка ромбическая. Тип £27 (FeB).
Пространственная группа — ? Число атомов
в ячейке — ? Период решетки: а = 6Д2 кХ,
Ъ = 3,06 кХ, с = 4,56 кХ.TiB** 31,12% ВРешетка гексагональная. Тип С32 (А1В2).
Пространственная группа D Qh — C6/mmm.
Число атомов в ячейке 3 (2=1). Период
решетки: а = 3,03 кХу с = 3,23 кХу с/а =
= 1,07.Ti2B6; 36,09% ВРешетка гексагональная. Тип — ? (изо¬
морфен W2B5). Пространственная группа—	Сб/ттс). Число атомов в ячейке 14
(2 = 2). Период решетки: а = 2,98 кХ, с —
= 13,% кХ, с/а = 4,69.ЛИТЕРАТУРА1.	А. Е. Р а 1 t у, Н. М а г g о 1 i n a. J. Р. N i е 1-
s е n. Transactions of the American Society for Me¬
tals, v. 46, 1954, p. 312-328.2.	M. Hansen a. K. Anderko. Constitution
of Binary Alloys. New York — Toronto — London,
1958, p. 260-263.3.	Т. В. Самсонов и Я. С. Уманский.
Твердые соединения тугоплавких металлов. Ме¬
таллургиздат, 1957, стр. 273—275.Хром — борИмеются сведения о существовании семи
боридов хрома: Сг4В, Сг2В, Сг5В3, СгВ,
Сг3В4, СгВ2 и Сг2В5. Из всех этих боридов
до температуры плавления устойчивы толь¬
ко два: СгВ (2000°) и СгВ2 (1900°). Об¬
ласть гомогенности боридов СгВ и СгВ2
узка. Растворимость бора в хроме крайне
мала. Сводку данных о боридах хрома см.
в [1].Сг4В; 4,94% ВРешетка ромбическая. Тип — ? (изомор¬
фен Мп4В). Пространственная группа
D\l —Fddd. Число атомов в ячейке 20
(2 = 4). Период решетки: а = 4,26 кХ,
Ь = 7 38 кХ, с = 14,71 кХ.Сг2В; 9,42% ВРешетка тетрагональная. Тип С16
(СиА12). Пространственная группа D —
14/тст. Число атомов в ячейке 12 (г = 4|.
Период решетки: а = 5,18 кХ, с = 4.31 кХ,
с/а = 0,83
илиРешетка ромбическая. Тип — ? Простран¬
ственная группа — ? Число атомов в ячей¬
ке — ? Период решетки: а = 14,7 кХ. b =
= 7,34 кХ, с = 4,29 кХ.Сг5В3 или Сг3В2 (?); 12,18% ВРешетка тетрагональная. Тип—? Про¬
странственная группа — ? Число атомов в
ячейке — ? Период решетки: а = 5,46 кХ,
с = 10,64 кХ, с/а = 1,94.СгВ; 17,22% ВРешетка ромбическая. Тип — ? (изомор¬
фен ТаВ). Пространственная группа D^h —
Стст. Число атомов в ячейке 8 (г«4J.
Период решетки: а = 2,97 кХ, Ь = 7,86 кХ,
с = 2,93 кХ.Сг3В4; 21,72% ВРешетка ромбическая. Тип — ? (изомор¬
фен Та3В4). Пространственная группа
Щh —Itnmtn. Число атомов в ячейке 14
(2 = 2). Период решетки: а = 2,98 кХ, Ь »
= 13,02 кХ, с = 2,95 кХ.СгВ* 29,38% ВРешетка гексагональная. Тип С32 (AlBj)-
Пространственная группа D $h — Сб/ттт.
Число атомов в ячейке 3 {г = 1)\ Период
решетки: а = 2,97 кХ, с = 3,07 кХ, с/а «
= 1,03.ЛИТЕРАТУРА1.	Г. В. Самсонов и Я. С. Уманский.Твердые соединения тугоплавких металлов. Ме¬
таллургиздат, 1957, стр. 285—287.Цирконий — борДиаграмма состояния системы цирко¬
ний— бор (рис. 71) была изучена [1, 2].
Известны [2] три борида циркония: ZrB,
ZrB2 и ZrBi2. В a-Zr растворяется около
1% В.ZrB или v-фаза; 10,60% ВРешетка кубическая. Тип 51 (NaClJ
Пространственная группа О \ —Fm3m. Чис¬
ло атомов в ячейке 8 (г = 4). Период ре¬
шетки: а = 4,65 кХ.ZrB2 или б-фаза; 19,17% ВРешетка гексагональная. Тип С32 (AIB2J.
Пространственная группа D 6lh — P6/mmm.
502СТРОЕНИЕ СТАЛИЧисло атомов в ячейке 3 (z— 1). Период
решетки: а = 3,17 кХ, с = 3,53 кХ, с/а =
= 0,11-ZrB12 или е-фаза; 58,74% ВРешетка кубическая. Тип — ? (изомор¬
фен UB12). Пространственная группа — ?ЛИТЕРАТУРА1.	R Castro et М. Armand. Revue de Мё-
tallurgie, v. 46, 1949, p. 594-615.2.	H. Kostron. Zeitschrift fur Metallkunde,
Bd. 43, 1952, S. 270.3.	H. A. Sloman. Journal of the Institute of
Metals, v. 71, 1945, p. 404.320028002Ш% 2000
I AI 1600II 1200
800
too010Содержание бора, % (am.)
50 60 70 80	90' 'А/W о°К\j •1жЖ/ |//б+Ж
- 2320\О \^ £■26809
ч\///б+ж\37,15\"1п*вто’~W17601б+£\б.9 £+вч-2—
/1 12
	150° \
г	.Р*7 \7**\800‘
СС+б4i■ I!!.).Zr 10 20 30 40 50 60 70 80 90 8
Содержание бора, % (бес.)Рис. 71. Диаграмма состояния системы цирконий — борЧисло атомов в ячейке 52 (z=4). Период
решетки: а=7,41 кХ.ЛИТЕРАТУРА1.	F. W. Glaser а.. В. Post. Transactions of
the American Institute of Mining and Metallurgi¬
cal Engineers, v. 197. 1953, p. 1117—1118.2.	Г. В. Самсонов и Я. С. У м а н с к и й.
Твердые соединения тугоплавких металлов. Метал
лургиздат, 1957, стр. 276—279.4	ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ
ДВОЙНЫХ СИСТЕМЛЕГИРУЮЩИЙ ЭЛЕМЕНТ —АЗОТАлюминий — азотОбзору литературы о взаимодействии
алюминия и азота посвящены работы [1, 2].
Азот практически не растворим ни в твер¬
дом, ни в жидком алюминии. По данным[3], содержание азота в алюминии высокой
чистоты составляет 0,0001%. Алюминий с
азотом образует нитрид A1N.A1N; 34,18% NРешетка тексагональная. Тип В4 (ZnS).
Пространственная группа С $v—Рбгпгс. Чис¬
ло атомов в ячейке 4 (2=2). Период ре¬
шетки: а = 3,11 кХ, 6 = 4,97 кХ. с!а= 1,60.Ванадий — азотРентгеноструктурными исследованиями
[1] системы в«анадий — азот установлено на¬
личие двух нитридов: V3N(?) и VN; первый
гомогенен в области от 9,3 до 10,56°/о N,
второй—в области 16,4—21,5% N. Раство¬
римость азота в ванадии крайне, мала.
Сводка данных о нитридах ванадия при¬
ведена в [2].V3N (?) или V2N (?); 9,3 или 10,5% NРешетка гексагональная. Тип — ? Про¬
странственная группа — ? Число атомов в
ячейке — ?Период решетки: а=2,84 кХ, с=4,54 кХ,
с/а= 1,60.VN; 21,56% NРешетка кубичесмая. Тип BI (NaCl). Про¬
странственная группа: О% —Fm3m. Число
атомов в ячейке 8 (2=4). Период решетки*
а = 4,14 кХ.ЛИТЕРАТУРА1.	Н. Hahn. Zeitschrift fur anorganische und
allgemeine Chemie, Bd. 258, 1949, S. 58—68.2.	Г. В. Самсонов и Я. С. Уманский.
Твердые соединения тугоплавких металлов. Ме¬
таллургиздат, 1957, стр. 216—220.
двойные диаграммы состояния503Вольфрам — азотСведения о диаграмме состояния сиггемы
вольфрам — азот отсутствуют. Рентгено¬
графические исследования [1—4] указыва¬
ют на существование нитридов, отвечающих
примерным формулам W2N и WN; не ис¬
ключена возможность существования нитри¬
да состава, близкого к W3N2 [5]. Раствори¬
мость (азота в твердом вольфраме составля¬
ет [6]:t, °С .	2400 2000 1600 1200%, N Юз	о,38 0,И 0,019 0,0013W2N (?) или р-фаза; 3,67% NРешетка кубическая. Тип — ? Пространст¬
венная группа — ? Число атомов в ячей¬
ке — ? Период решетки: а=4,12 кХ.WN (?) или 6-фаза; 7,09% NРешетка гексагональная. Тип — ? (изо¬
морфен WC). Пространственная группа — ?
Число атомов в ячейке — ? Период решет¬
ки: а=2,89 кХ, с=2,83 кХ, с/а=0,98.ЛИТЕРАТУРА1.	G. Ha gg. Zeitschrift fiir physikalische Chemi
Bd. В 7, 1930, S. 356-360.2.	R. К i e s s 1 i n g a. Y. H. Liu. Transactions
of the American Institute of Mining and Metallur¬
gical Engineers, v. 191, 1951, p. 639—642.3.	N. Schoneberg. Acta Chemica Scandinavi-
ca, v. 8, 1954, p. 204-207.4.	R. Kiessling a. L. Peterson. Acta Me-
tallurgica, v. 2, 1954, p. 675—679.5.	M. Mathis. Bulletin de la Societe chimique
de France, v. 18, 1951, p. 443-451.6.	Нортон и Маршалл. Цитируется по
С. Д е ш м а н. Научные основы вакуумной тех¬
ники. Изд-во иностр. лит., 1950, стр. 471.Кобальт — азотДиаграмма состояния системы кобальт —
азот не построена. Кобальт с азотом обра¬
зует по меньшей мере два нитрида: Co3N
(стабильный при содержании 7,7—8,0% N)
и Co2N. Растворимость азота в а-кобальте
при 600° составляет около 0,6% (1, 2] (см.
также [3]).Co3N; 7,34% NРешетка гексагональная. Тип—? Прост¬
ранственная группа — ? Число атомов в
ячейке — ? Период решетки: а=2,66 кХ,
с=4,36 кХ, с/а =1,64.Co2N; 10,71% NРешетка ромбическая. Тип — ? (изомор¬
фен СоС2). Пространственная группа —?
Число (атомов в ячейке — ? Период решетки:
а=2,85 кХ, 6=4,60 кХ, с=4,34 кХ.ЛИТЕРАТУРА1.	R. Juza u, W. Sachsze. Zeitschrift fiir
anorganische und allgemeine Chemie, Bd. 253, 1945,S.	95—108.2.	J С 1 a r k e a. К. H. J a с k. Chemistry and In¬
dustry, 1951, p. 1004-1005.3.	J. Drain, R. В r i d e 11 e et A. Michel.
Bulletin de la Societe chimique de France, 1954,
p. 828-830.Кремний — азотНитрид кремния SiaN* образуется при на¬
гревании кремния в азоте при температуре
1300—1500° [1].Si3N4; 39,94% NРешетка ромбическая. Тип — ? (изомор¬
фен Ge3N4). Пространственная группа — ?
Число атомов в ячейке — ? Период решет¬
ки: а= 13,38 кХ, 6=8,60 кХ, с=7,74 кХ [2]
(ом. также [3]).ЛИТЕРАТУРА1.	М. Хансен. Структуры бинарных сплавов,
т. II, Металлургиздат, 1941, стр. 875.2.	W. С. L е s 1 i е, К. G. Carroll а.
R. М. Fischer. Transactions of the American
Institute of Mining and Metallurgical Engineers,
v. 194, 1952, p. 204—206.3.	R. Juza u. H. Hahn. Zeitschrift fur anor
ganische und allgemeine Chemie, Bd. 244, 1940,S.	125—132.Марганец — азотПредставленная на рис. 72 диаграмма -со¬
стояния системы марганец — азот предло¬
жена Хансеном [1], в основном по дан¬
ным [2] и [3]. В системе образуются три
промежуточные фазы. В а-марганце раст¬
воряется примерно 0,15°/о N, в (3-марганце
во много раз больше. О структуре нитридов
марганца см. [1, 2, 4].Mn4N (?) или 8-фаза; 5,99% N
Решётка кубическая. Тип V 10 (Fe^N).
Пространственная группа О \— FmZm. Чис¬
ло атомов в ячейке 5 (z— 1). Период ре¬
шетки: а — 3,85—3,87 кХ.Mn2N (?) или Mn5N2 (?) или g-фаза;11,3 или 9,26% NРешетка гексагональная. Тип — ? Прост¬
ранственная группа — ? Число атомов в
ячейке — ? Период решетки: а=2,78—
2,83 кХ, с = 4,53—4,54 кХ, da = 1,60—1,63.? или л-фазаРешетка тетрагональная (Мп-атомы).
Тип — ? Пространственная группа — ? Чис¬
ло атомов в ячейке — ? Период решетки:а = 4,20—4,21 кХ, с = 4,04—4,14 кХ, с/а =
=0,96—0,98.ЛИТЕРАТУРА1.	М. Hansen а. К. Anderko. Constitution
of Binary Alloys. New York — Toronto — London,
1958, p. 935—937.2.	G. Hagg. Zeitschrift fiir physikalische Che¬
mie, Bd. В 4, 1929, S. 346—370 и bd. В 6, 1929,S.	229—230.3.	U. Zwicker, Zeitschrift fur Metallkunde,
Bd. 42, 1951, S. 274—276.4.	Г. В. Самсонов и Я. С. Уманский,
Твердые соединения тугоплавких металлов. Me-
галлургиздат, 1957, стр. 237—239.
504СТРОЕНИЕ СТАЛИСодержание азота, % (am.)Содержание азота, % (бес.)Рис. 72. Диаграмма состояния системы марганец — азотМедь — азотАзот нерастворим ни в жидкой (вплоть
до температуры 1400°), ни в твердой меди[1]. При температурах до 900° медь и азот
не реагируют. При взаимодействии меди
или ее окислов с аммиаком образуется нит¬
рид меди Cu3N.Cu3N; 6,85% NРешетка кубическая. Тип D09 (Re03)
Пространственная группа О —РтЪт. Чис¬
ло атомов в ячейке 4 (z = 1). Период ре¬
шетки: а = 3,14 кХ [2, 3].ЛИТЕРАТУРА1.	М. Хансен. Структура бинарных
вов, т. 1, Металлургиздат, 1941, стр. 559.2.	R. J u z a u. Н. Hahn. Zeitschrift fur anor-
ganische und allgemeine Chemie, Bd. 239, 1938,S.	282—287.3.	R. J u z a. Zeitschrift fur anorganische und
allgemeine Chemie, Bd. 248, 1941, 6. 118—120.Молибден — азотВ системе молибден — а'зот было обна¬
ружено четыре нитрида: (5, Mo2N(y),
MoN(6) [11 и пседположительноM03N2[2]. Фазовая диаграмма системы молиб¬
ден — азот показана на рис. 73. [3].0-фазаРешетка тетрагональная (Мо-атомы),
Тип—? Пространственная группа—? Число
атомов в ячейке—? Период решетки: а =
= 4,18 кХ, с=4,02 кХ, с/а=0,96.Mo2N или v-фаза; 6,80% NРешетка кубическая (Мо-атомы). Тип—?
Пространственная группа — ? Число |атомов
в ячейке — ? Период решетки: а=4,16—4,17	кХ.MoN или б-фаза; 12,74% NРешетка гексагональная (Мо-атомы)
Тип — ? Пространственная группа — ? Чис¬
ло атомов в ячейке 16 (2=8). Период ре¬
шетки: а=5,72 кХ, с = 5,61 кХ, с/а=0,98.ЛИТЕРАТУРА1.	G. Н a g g. Zeitschrift fur physikalische Che¬
mie, Bd. В 7, 1930, S. 339—356,2.	M. Mathis. Bulletin de la Soci£te chimique
de France, v. 18, 1951, p. 443—451.3.	М. Хансен. Структура бинарных спла¬
вов, т. II, Металлургиздат, 1941, стр. 867—868.
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ505гооо800*$600700Содержание азота, % (ат.)10 20 30 40	50“1	г-1SМо	5	10Сод ерша пае азота, % {вес:)Рис. 73. Фазовая диаграмма систе
молибден — а?отНикель — азотРавновесия в гистеме никель — азот поч¬
ти не изучены. Обнаружена заметная раст¬
воримость азота в никеле [1, 2]. Добавки
азота понижают точку Кюри никеля до 342°.2.	R. Bernier. Annales de Chimie.	6„1951,	p. 124—131.Ниобий — азотДиаграмма состояния системы ниобий —
азот не построена. Ниобий с азотом образу¬
ют несколько соединений. Достоверно иден¬
тифицированы нитриды: ~Nb2N (р-фаза),
NbN 0,80-0,9 0 (Y-Фаза), NbN 0,95 (б-фа&а)
и NbN (е-фаз)а) [1—3]. Существование фазы
NbN о,75—NbN0t79 сомнительно [11] и, веро¬
ятно, связано с присутствием кислорода в
сплавах. Фазовая диаграмма системы
Nb — N [3] показана на рис. 74. В твердом
ниобии растворяется (азота [4]:*, °С	1100 950 800 600 300% N	0,05 0,04 0,03 0,019 0,00Nb2N (?) или Р-фаза; 7,02% NРешетка гексагональная (Nb-атомы).
Тип — ? Пространственная группа — ? Чис¬
ло атомов в ячейке — ? Период решетки:
а=3,05 кХ, с=4,95 + 4,99 кХ, с/а= 1,62 + 1,64.Y-фаза; 10,75- 12,00% N	*Решетка гексагональная. Тип — ? (изомор¬
фен WC). Пространственная группа — ?
Число атомов в ячейке — ? Период решет¬
ки: а=2,95+2,96 кХу с=2,77+2,78 кХ, cja=*
=0,94.б-фаза; 12,5% NРешетка гексагональная. Тип — ? Про¬
странственная группа — ? Число атомов &5,68 10210,75 12,012,5 13,1Содержание азота, % (вес.)Рис. 74. Фазовая диаграмма системы ниобий — азотАзот с «икелем образует нитрид Ni3N, раз¬
лагающийся при нагреве выше 190° в ваку¬
уме или при нагреве выше 450° в атмосфере
азота [2].ячейке — ? Период решетки: а = 2,97 кХ*
с=5,53 кХ, с/а—1,86.NbN или е-фаза; 13,10% NNi3N; 7,37% NРешетка гексагональная (Ni-атомы).
Тип — ? Пространственная группа — ? Чис¬
ло атомов в ячейке — ? Период решетки:
а=2,67 кХ, с=4,29 кХ, с/а =1,61.ЛИТЕРАТУРА1. R. J u z a u. W. Sachs ze. Zeitschrift furanorganische, und allgemeine Chemie, Bd. 251,1943, S. 201—212.Решетка гексагональная. Тип — ? Прост¬
ранственная группа D Qh —Рбг/ттс. Число
атомов в ячейке 8 (2=4). Период решетки:
а=2,95 кХ, с = 11,25 кХ, с/а—3,81.ЛИТЕРАТУРА1.	G. В г a и е г a. J. J a n d е г. Zeitschrift
fiir anorganische und allgemeine Chemie, Bd. 230,1952,	S. 160—178.2.	G. В г a u e r, J. J a n d e г u. H. R 5 g e-
n e r. Zeitschrift fur Physik, Bd. 134, 1953, S. 432—
434.
506СТРОЕНИЕ СТАЛИ3.	N. Schoneberg. Acta Chemica Scandi-	ЛИТЕРАТУРА
navica, v. 8, 1964, p. 208—212.4.	C. Y. Ang a. C. Wert. Transactions of	1. A. E. P a 11 у, H. Margolin a. J. P. N i-
the American Institute of Mining and Metallurgy	e 1 s e n. Transactions of the American Society for
cal Engineers, v. 197. 1953, p. 1032—1036.	Metals, v 46, 1954, p. 312—328.Содержание азота, % (am.)10 20 30	ЬО 50Рис. 75. Диаграмма состояния системы титаи — азотТитан — азотОриентировочная диаграмма состояния
системы тиган — азот (рис. 75) построена
по данным [I] (см. также [2, 3]). Титан с
азотом образует два нитрида: Ti3N и TiN.
Упоминавшиеся в старых работах нитриды
других составов новейшими работами не
подтверждены [4].Ti3N (?) или е-фаза; 8,90% NРешетка тетрагональная. Тип)—? Прост¬
ранственная группа — ? Число атомов в
ячейке — ? Период решетки: а=4,92 кХ-у
с=5,16 кХ, с! а—1,05.TiN или 6-фаза; 22,65% NРешетка кубическая. Тип Б\ (NaCl).
Пространственная группа О h —РтЗт.
Число атомов в ячейке 8 (2=4). Период ре¬
шетки: а=4,24 kX.2.	R. I. J a f f e, H. R. О g d e n a. D. J. M a y-
kuth. Transactions of the American Institute of
Mining and Metallurgical Engineers, v. 188, 1950,
p. 1261—1266.3.	P. Erlich. Zeitschrift fur anorganische
und allgemeine Cliemie, Bd. 259, 1949, S. 1—41.4.	Г. В. Самсонов и Я. С. Уманский.
Твердые соединения тугоплавких металлов. Ме¬
таллургиздат, 1957, стр. 202—214*Хром — азотДиаграмма состояния системы хром —
азот отсутствует. Установлено существова¬
ние двух нитридов: Cr2N и CrN. В жидком
хроме при 1600° растворяется около 4%, а
при 1750° — около 3,5% N (при атмосфер¬
ном давлении азота; см., например, [1, 2]).
В твердом хроме растворяется азота [3]:/, °С	1400 1300 1200 1100 1000% N	0,26 0,16 0,097 0,056 0.028
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ50710Содержание азота, % (ат.)
20 30 UO	50Соде рта ни е азота, % (бес.)Рис. 76. Диаграмма состояния системы цирхоний — азотCr2N; 11,87% NРешетка гексагональная. Тип—? Прост¬
ранственная группа — ? Число атомов в
ячейке — ? Период решетки: а=4,76—
4,80 кХ, с=4,44—4,49 кХ, с/а=0,93.CrN; 21,22% NРешетка кубическая. Тип В1 (NaCl).
Пространственная группа 0^ — РтЪт.
Число атомов в ячейке 8 (2 = 4). Период
решетки: а = 4,15 кХ.ЛИТЕРАТУРА1.	В. С. Мозговой и А. М. Самарин,
ДАН СССР, т. 74, 1950, стр. 729-732.2.	В. С. Мозговой и А М. Самарин.
Известия АН СССР, ОТН, 1950, № 10, стр. 152<>~
1536.3.	A. U. S е у b о 1 t a. R. А. О г i a n i. Tran¬
sactions of the American Institute of Mining and
Metallurgical Engineers, v. 206, 1956, p. 556—562.Цирконий —азотДиаграмма состояния системы цирко¬
ний— азог построена на основании микро¬
скопического и рентгеноструктурного ана¬лиза [1, 2] (рис. 76). Известен только один
нитрид циркония ZrN. О растворимости
азота в а- и p-цирконии см. в [1, 3, 4].ZrN или Y-4>a3a%; 13,31% NРешетка кубическая. Тип В1(NaCl).
- Fm3m.Пространственная группа 0^5
Число атомов в ячейке 8 (2=4). Период
решетки: а = 4,57 кХ [5, 6].ЛИТЕРАТУРА1.	R. F. Domagala, D. J. McPhersonа.	М. Hansen. Transactions of the American
Institute of Mining and Metallurgical Engineers,
v. 206, 1956, p. 98—105.2.	P. С h i о 11 i. Journal of the American Ce¬
ramic Society, v. 35, 1952, p. 123—130.3.	M. W. Ma.llett, E. M. Bazoody,H.	R. N e 1 s о n а. С. A. P a p p. Journal of the
Electrochemical Society, v. 100, 1953, p. 103—106.4.	M. W. M a 11 e 11, J. Belle а. В. В. С 1 e-1	a n d. Journal of the Electrochemical Society,
v. 101, 1954, p. 1-5.5.	С. E. Ransley a. H. P. Rooksby.
Journal of the Iron and Steel Institute, v. 145,1950,	p. 299-304.6.	P. D u w e z a. F. Odell. Journal of the
Electrochemical Society, v. 97, 1950, p. 299—304.
508СТРОЕНИЕ СТАЛИ5.	ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ
ДВОЙНЫХ СИСТЕМ
ЛЕГИРУЮЩИЙ ЭЛЕМЕНТ —
КИСЛОРОДАлюминий — кислородПо данным [1], растворимость кислорода
в жидком алюминии составляет около
0,003%. Алюминий высокой чистоты содер¬
жит 0,00015—0,0003% кислорода [2].ЛИТЕРА ТУРА1.	G. Jander u. W. В г о s s е.	Zeitschrift
fur angewandte Chemie Bd. 41, 1928, S. 702—704.2.	H. A. S 1 о m a n. Journal of the	Institute of
Metals, v .71. 1945, p. 404.Ванадий — кислородНа рис. 77 и 78 показаны два варианта
диаграммы состояния системы ванадий —
кислород в области примерно до 25% кис¬
лорода. Первый вариант предпочтен Хан¬
сеном [1] на основании работ [2, 3], вто-б-фазаРешетка гексагональная — ? Тип — ?
Пространственная группа — ? Число ато¬
мов в ячейке — ? Период решетки — ?VO или уфаза; 23,9% ОРешетка кубическая. Тип В1 (NaCl)-
Пространственная группа O/f — РтЪгп.
Число атомов в ячейке 8 (2 = 4). Период
решетки: 4,09 кХ (возрастает с увеличени¬
ем содержания кислорода).ЛИТЕРА ТУРА1.	М. Н .a n s е п а. К. А п d е г к о. Constitution
of Binary Alloys. New York — Toronto — London,1958,	p. 1072—1076.2.	A. U. Seybolt a. H. T. Suralson.
Transactions of the American Institute of Mi-
ning and Metallurgical Engineers, v. 197, 1953„
p. 292-299.3.	W. Klemm u. L. Grimm. Zeitschrift fur
arorganische und allgemeine Chemie, Bd. 250*1942,	S. 42-55.4.	W. Rostoker a. A. S. Yamamoto. Trans¬
actions of the American Society for Metals,
y. 47, 1955, p. 1002-1017.1020Содержание кислорода (am.)
30	4050200078001600. HOO|§ mo
§■I 700080060040011900*Iжi	1	' ж*■ —I1	11550° (превраиr-sr—Г	I\\\V-I^ I11tenue?) ~~Ir —J		I	J11OL// -1270°1	I111Is'11f/t111V11fi/V117 ! 1\\11to5,38,1I11I, .... .1.5	10	15	20	25Содержание кислорода, % (dec.)Рис. 77. Диаграмма состояния системы ванадий — кислородзарой построен по данным работы [41. Равно¬
весиям в области значительных содержа¬
ний кислорода и высшим окислам вана¬
дия посвящено большое число работ (см.,
например, [5—10].(?) или р-фаза; 5,3 —8,1% ОРешетка тетрагональная. Тип — ? Про¬
странственная группа — ? Число атомов в
ячейке — ? Период решетки: а = 2,95 кХ,
с = 3,48 /сХ, cja = 1,180 [11].5.	W. Klemm u. P. P i г s с h e г. Optik, Bd. 3V
1948, S. 75-80.6.	F. A e b i. Helvetica Chemica Acta, Bd. ЗЦ
1948, S. 8—21.7.	G. Anderson. Research, v. 6, 1953, p.45 s—46 s. Acta Chemica Scandinavica, v. 8, 1954,.
p. 1599—1606.8.	N. Schoneberg. Acta Chemica Scandinavi¬
ca, v. 8, 1954, p. 221—225.9.	S. Anderson u. A. M a g n 6 1 i. Natur-
wissenschaften, Bd. 43, 1956, S. 495—496.10.	М. С. А г с h e r, D. S. P. R о e b u с k a.F.	J. Whitby. Nature v. 174, 1954, p. 754—755..11. C. W. Tucker. A. U. Seybolt a. H. T.S u m s i о n. Acta Metallurgica, v. 1, 1953. p.390-393.
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ50921001900ЫОО15001300X поог| 900аI 7°оЛ?500300/00400/0Содертание ш
20 30то рода, % (с
40im.)50	1	fft+cL/m7^_salji/S'//1690°\/1//fi*7\ .1-1150•\\1 -
// fi\I\\‘ 71 “
1ti11I rs\| _11 /11II .//(пребращение?)10	15	20Содержание тслорода, % (бес.)25$0Рис. 78. Диаграмма состояния системы ванадий — кислородВольфрам — кислородНадежно установлено существование не¬
скольких окислов вольфрама: W02, W4On
(у-фаза), (3-фаза и WOs (см., например,
[I]). W02 имеет узкую область гомоген¬
ности.Y-фаза существует в интервале W0265—
WO 2,76. P-фаза однородна в пределах
^^2,88—W02.92 (по данным [2], область
гомогенности P-фазы узка и находится
около WO Окисел W03 существует в
трех модификациях. Указания о том, что
так называемый |3-W представляет собой
окисел вольфрама, близкий по составу к
W30 [3, 4], нуждаются в дополнительной
проверке. Растворимость кислорода в твер¬
дом вольфраме ничтожна [I].W30 (?) или P-W; 2,82% ОРешетка кубическая (?). Тип Л15 ((3-W
или Cr3Si) ? Пространственная группа
0\ —РтЗп (?) Число атомов в ячейке
8 (г = 2) (?). Период решетки — ? [4].W02; 14,82% ОРешетка моноклинная. Тип — ? (изо¬
морфен М0О2). Пространственная груп¬
па— ? Число атомов в ячейке 12 (2 = 4).
Период решетки: а = 5,56 кХ, b = 4,88 кХ,
с = 5,55 кХ, Р= 118,93° [4, 5].W4O11 (?) или у-фаза; 19,30% ОРешетка моноклинная. Тип — ? Простран¬
ственная группа — ? Число атомов в ячей
ке 67 (?) Период решетки: а = 18,32 кХ,Ъ = 3,79 кХ, с = 11,04 кХ, 0 = 115°2' (для
состава Wi8049) [6].Р-фазаРешетка моноклинная. Тип, близкий к
D09 (Re03). Пространственная группа —?
Число атомов в ячейке—? Период решет¬
ки: а = 12,1 кХ, b = 3,78 кХ, с = 23,4 кХ,
Р = 95° (для WOM0) [7].WO3 (стабильная при 25° модификация);
20,70% ОРешетка моноклинная. Тип — ? Прост¬
ранственная группа — ? Число атомов в
ячейке — ? Период решетки: а = 7,28 кХ,
Ъ = 7,52 кХ, с = 3,83 кХ, 0 = 90,90° [8].WO (высокотемпературная модификация);
20,70% ОРешетка тетрагональная. Тип искажен¬
ный D09 (Re03). Пространственная груп¬
па— ? Число атомов в ячейке 8 (2=2).
Период решетки: а = 5,25 кХ, с = 3,91 кХ,
с]а = 0,75 [9].ЛИТЕРАТУРА1.	О. Glemser u. Н. Sauer. Zeitschrift
fur anorganische und allgemeine Chemie, Bd 252,1943,	S. 144—159.2.	G. Hagg, a. A. M a g n ё 1 i. Arkiv Ke-
mi, Mineralogi och Geologi, v. 19 A, 1944, № 2.3.	G. Hagg a. N. Schonberg. Acta Crys-
tal'lographica, v. 7, 1954, p. 351—352.4.	M. G. Charlton a. G. L. Davis. Na¬
ture, v. 175, 1955, p. 131-132.5.	A. M a g n e 1 i. Arkiv for Kemi, Mineralo
gi och Geologi, v. 24A, 1947, Ne 2.6.	A. Magneli Arkiv for Kemi, 1, 1949,
p. 223—230.
510СТРОЕНИЕ СТАЛИ7.	А. М a g n е 1 i. Ariv Nature, v. 165, 1950, p.
356-357.8.	G. Andersson, Acta Chemica Scandi-
navica, v. 7, 1953, p. 154—158.9.	W. L. К e h I, R. G. H a у a. D. W a h 1.
Journal of Applied Physics, v. 23, 1952, p. 212 —Кобальт — кислородОриентировочная диаграмма состояния
системы кобальт—кислород в области до—	1% О, по данным [1, 2], показана наСодержание кислорода, % (ат.)1 21550* -150011*50то	1	11495°	\\\N/ ‘s'**s'S'145190,23?Со	0,2	0,4	0,6Содержание кислорода, % Свес.)Рис. 79. Диаграмма состояния системы
кобальт — кислородрис. 79. Растворимость кислорода в ко¬
бальте составляет [2]:t. °С600
700
810
875о,%t, °с0,С069450,00910000,01612000,010о. %0,0070,0080,013Ход кривой растворимости в области
температур около 875° непонятен, поэтому
результаты, полученные в работе [2], нуж¬
даются в проверке. Кобальт образует с
кислородом два окисла: СоО и Со304.СоО; 21,35% ОРешетка кубическая. Тип Bl(NaCl).
Пространственная группа 0\ — Fm3m.
Число атомов в ячейке 8 (г = 4). Период
решетки: а — 4,26 кХ.Со304; 26,58% ОРешетка кубическая. Тип Н\х (шпинель).
Пространственная группа Од —FdZm.Число атомов в ячейке 56 (г = 8). Период
решетки: а = 8,09 кХ.ЛИТЕРАТУРА
•.4?*.^-santi u- Е- J- Kohlmeye г. Ze-
вл ,Uore,an<?rgonninShe und all?emeine Chemie.dq. 2bo, 1951, S. 90—98.2.	A. U. S e у b о 11 а. С. H. Matewson.
Transactions of the American Institute of Mi¬
ning and Metallurgical Engineers, v. 117, 1935.
p. 156-172.Медь — кислородДиаграмма состояния системы медь—
кислород (рис. 80) дана в редакции Хансе-
на [1]. Кривая растворимости кислорода в
Содержание кислорода, % (апи
10 20 30 40 50»Рис. 80,Диаграмма состояния
медь — кислородмеди (рис. 81) построена по результатам
работы [2]. В работе [3, 4] указываются не¬
сколько иные цифры растворимости кисло¬
рода в меди. Существуют два окисла ме¬
ди: Си20 и СиО (см. также [5, 6]).Си20 (куприт) или р-фаза; 11,17% ОРешетка кубическая. Тип СЗ(Си20).
Пространственная группа О \ — РпЪт.
Число атомов в ячейке 6 (z = 2). Период
решетки: а = 4,27 кХ.СиО (тенорит) или ^-фаза; 20,12% ОРешетка моноклинная. Тип — ? Прост¬
ранственная группа — ? Число атомов в
ячейке 8 (2=4). Период решетки: а=4,68 кХ,
Ъ = 3,42 кХ, с = 5,13 кХ, 3 = 99°28'.
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ511Содержание кислорода,7« (am)Содержание кислорода, % (бес.)Рис. 81, Растворигмость кислорода в меди6.	G. Н о n J о. Journal of the Physical So¬
ciety of Japan, v. 4, 1949, p. 330.Никель — кислородУчасток диаграммы состояния системы
никель — кислород показан на рис. 82 [1]
(см. также [2, 3]). Растворимость кисло¬
рода в твердом никеле составляет:t, °С	1200 1000 800 6001% О	0,012 0,014 0,019 0,02Растворимость кислорода в жидком ни¬
келе была определена в работах [3, 4]; по¬
лученные цифры хорошо согласуются с
данными на рис. 82. Помимо NiO, никель с
кислородом образует несколько высших
окислов [2, 5].NiO или р-фаза; 21,42% ОРешетка ромбоэдрическая. Тип — ? Про¬
странственная группа — ? Число атомов в
ячейке — ? Период решетки: а = 2,95 кХ,
а = 60°4,2' (при температурах выше 200°
решетка NiO становится кубической, типаВ1) [6].Содержание кислорода, % (am)Содержание кислорода, % (бес.)Рис. 82. Диаграмма состояния системы никель — кислородЛИТЕРА ТУРАЛИТЕРАТУРА1.	М. Хансен. Структуры бинарных спла¬
вов, т. 1, Металлургиздат, 1941, стр. 564—567.2.	A. Phillips а. Е. N. Skinner. Tran¬
sactions of the American Institute of Mining and
Metallurgical Engineers, v. 143, MJ41, p. 301—308.3.	М. С 1 a s i n g u. F. S a u e г w a 1 d. Zeits¬
chrift fur anorganische und allgemeine Chemie.
Bd. 271, 1952, S. 81—87.4.	А. П. С м и p я г и н. Промышленные цвет¬
ные металлы и сплавы. Металлургиздат, 1956,
стр. 12.5.	S. Yoshioka. Nippon Kuizoku Gakkai-
Shi, v. 14B, 1950, № 7, p. 24—33.1.E.	N. Skinner. Metals Handbook, Cleve¬
land, 1948, p. 1231.2.	Д. П. Б о г а ц к и й. Журнал общей химии,
т. 21, 1951, стр. 3—10.3.	Н. A. Wried't a. J. С h i р m a n. Transa¬
ctions of the American Institute of Mining and
Metallurgical Engineers, v. 203, 1955, p. 477—479.4.	А. М. Самарин и В. П. Федоров.
Известия АН СССР, Отд 1ехн. наук, 1956, стр.
119—125.5.	F. Francois tt М. L. D е 1 w a u 1 1 е.
Comptes rendus, v. 205, 1937, p. 282—284.6.	H. P. R о о k s b у. Nature, v 152, 1943,
p. 304.
512СТРОЕНИЕ СТАЛИНиобий — кислородИзвестны окислы ниобия: NbO, Nb02 и
Nb205; последний существует в трех моди¬
фикациях. Области гомогенности NbO иСодержание кислорода, %(ат.)Nb 0,25 0,5 0,75 1,0
Гпйрпжпние кислорода, %(8ес)Рис. 83. Растворимость кислорода
в ниобииNb02 очень узки; Nb205 существует вплоть
до состава Nb204 g [1]. Кривая раствори¬
мости кислорода в ниобии показана на
рис. 83 [2"|.NbO или 0-фаза; 14,69% ОРешетка кубическая. Тип Bl(NaCl). Про¬
странственная группа О % — Fm2>m. Число
атомов в ячейке 6 (2 = 3). Период решет¬
ки: а — 4,21 кХ.Nb02; 25,62% ОРешетка — ? Тип — ? Пространственная
группа — ? Число атомов в ячейке —? Пе¬
риод решетки — ?Y-Nb206 (низкотемпературная форма);30,09% ОРешетка ромбическая (?) Тип — ? Про¬
странственная группа — ? Число атомов в
ячейке—? Период решетки: а = 6,19 кХ,
b = 3,65 кХ, с = 3,94 кХ (см. [3]).ЛИТЕРА ТУРА1.	G. В г а и е г. Zeitschrift fur anorganische
und allgemeine Chemie, Bd. 248, 1941, S. 1—31.2.	A. U. Seybolt. Transactions of the Ame¬
rican Institute of Mining and Metallurgical En¬
gineers, v. 200, 1954, p. 774—776.3.	W. T. Holser. Acta Crystallographica.9,	1956, p. 196. fТитан — кислородПоказанная на рис. 84 диаграмма со-
стояния системы титан—кислород построе¬
на [1]. Сводка более ранних работ по си¬
стеме титан — кислород приведена [2] (см.Содертание кислорода, % (am.)Ti	•5	ТО	15	20	25	30	35
Содертокие кислорода, % (вес.)Рис. 84* Диаграмма состояния системы титан — кислород
двойные диаграммы состояния513также [3]). Надежно установлено су¬
ществование следующих окислов титана1.
ТЮ, Ti203, Ti305 и ТЮ2. Вероятно, TiO
и Ti203 существуют в двух модификациях,
a Ti305 только при высоких температурах.
Указанной на диаграмме 6-фазе приписы¬
ваются ориентировочно формулы Ti302 или
Ti403. Равновесия в системе в области выс
ших окислов изучены недостаточно (см.
[4—7]) и на диаграмме не нанесены.Ti302 (?) или Ti403 или 6-фаза;18,2 или 20,0% ОРешетка тетрагональная.— ? Тип — ? Про¬
странственная группа — ? Число атомов в
ячейке — ? Период решетки: а = 5,34 кХ,
с = 6,66 кХ, с/а = 1,25.TiO или у^фаза; 25,04% ОРешетка кубическая. Тип В1 (NaCl). Про¬
странственная группа Oh —FmStn. Числоатомов в ячейке 8 (z = 4). Период решет¬
ки: а — 4,15—4,24 кХ (по разным данным,
а зависит от содержания кислорода).Ti203 или 8-фаза; 33,38% ОРешетка ромбоэдрическая. Тип D5i (ко¬
рунд). Пространственная группа D—
—R3c. Число атомов в ячейке 10 (2 = 2).ТЮ2 (рутил); 40,09% ОРешетка тетрагональная. Тип С4 (ТЮ2).
Пространственная группа D\^—P42//n/im.
Число атомов в ячейке 6 (2 = 2). Период
решетки: а = 2,95 кХ, с — 4,58 кХ, с/а —
= 1,55.ЛИТЕРА 7 УРА1.	Т Н. Schofield а. А. Е. Bacon,
Journal of the Institute of Metals, v. 84, 1955,
№ 2, p. 47—53.2	В. H Еременко. Титан и его сплавы.
Изд.-во АН УССР, Киев, 1955, стр. 89-106.3.	Н. N i s h i m u г a a. H. Kimura. Jour¬
nal of the Japan Institute of Metals, v. 20, 1956,
p. 524—528. Cm. Titanium Abstrats Bulletin, v. 2,1957,	p. 2279.4.	R. C. de V г i e s a. R. Roy. Bulletin of
the American Ceramic Society, v. 33, 1954, p. 370—
372.Acta Crystallographica,5.	W. H. В a u r.9, 1956, p. 515-520.6.	S. Anderssonwissenschaften, Bd. 43,u.	A. M a g n e 1 i. Natur-1956,	S. 495-496.7.	H. E. Ф и л о н e н к о, В. И. Кудряв¬
цев и М. В. Лавров. ДАН СССР, т. 86,1952,	№ 3, стр. 561.Хром — кислородДиаграмма состояния системы хром —
кислород (рис. 85) дана в редакции Хан-23002100ЧШIII то1500Содержание каслорода, % (am.)W 20	30	40	&013001щ //1 '\iI\\»У////1//-4	ж1+т211 Ж2
\ГГ
/ 1/ fш11 "VP
1т*+в 1 (Сг&}0,6Ж2+~<х-22\Ч. Ч1 ‘ ' 1
/ |116600" " "ч|ОС +J3 (Сг203)<16N i
1
1о 1'5 j>^(tyo*)Сг	6	10	15	20	2$Содерште кислорода, % (dec.)Рис. 85 Диаграмма состояния системы хром — кислород30Период решетки (в гексагональной транс¬
крипции): а=5,14 кХ, с= 13,61 кХу с/а —
= 2,64.Ti305 или £-фаза; 35,77% ОРешетка — ? Тип — ? Пространственная
группа — ? Число атомов в ячейке — ? Пе¬
риод решетки — ?33	Металловедение (справочник), т. Iсена [1] на основании работ [2, 3] (см. так¬
же [4]). Помимо окислов Сг203 и Сг304,
указанных на диаграмме, существуют и
другие высшие окислы хрома (см., напри¬
мер, [5—8]). При 1350° в хроме растворяет¬
ся около 0,03% О; с уменьшением темпе¬
ратуры растворимость кислорода в хро¬
ме падает [9].
514СТРОЕНИЕ СТАЛИCrs04 или (3-фаза; 20,1% ОРешетка тетрагональная. Тип — ? Прост¬
ранственная группа — ? Число атомов в
ячейке — ? Период решетки: а = 8,72 кХ,
с = 7,50 кХ, с/а = 0,86.Сг203 или уфаза; 31,58% ОРешетка ромбоэдрическая. Тип D5\ £ко~
рунд). Пространственная группа D—
—R3c. Число атомов в ячейке 10 (z = 2).8.	О Glemsez, U. Hauschild u. F.
T г u p e 1. Zeitschrift fur anorganische und allge-
meine Chemie, Bd. 277, 1954, S. 113—126.9.	D. С a p 1 a n a. A. A. Burn. Transactions
of the American Institute of Mining and Metallur¬
gical Engineers, v. 203, 1955, p. 1022.Цирконий — кислородДиаграмма состояния системы цирко¬
ний — кислород в области до 25°/о О по¬
строена [11 (рис. 86). Цирконий с кисло-3300згоо290027002500е 2300\21QQg 1900
| 1652°
f 170015001300110090070050010 20Содержание кислорода, %(ат.)30 W 50	60	1	1—	1	-i	1—i-27009ms' ns' iSSss- - ~ f
/
/tff+OL
	1	у *яг*/ jШ+fl 1 1940
7^12J3J5e 1975* M+<x /
У©1//6,751123\\fi\\ rjcC^/3-La*7\\\\t / CjL-1000'ГIIa *j'i r111г	5	10	15	20	25Содержание кислорода, % (вес.)Рис. 86. Диаграмма состояния системы цирконий — кислородПериод решетки (в гексагональной транс¬
крипции) : а = 4,95 кХ, с = 13,66 кХ, с/а =
= 2,76.ЛИТЕРАТУРА1.	М. Hansen а. К. Anaerko. Constitu¬
tion of Binary Alloys. New Iork — Toronto — Lon¬
don, 1958, p. 546—548.2.	D. С. H i 11 y, W. D. Forgeng a. R. L.
Folkman. Transactions of the American Insti¬
tute of Mining and Metallurgical Engineers,
v. 203, 1955, p. 253-268.3.	Я. И. Ольшанский, А. И. Цветков
иВ К. Шлепов. ДАН СССР, т. 96, 1954, №> 5,
стр. ‘ 1007—1009.4.	Я И. Ольшанский и В. К. Шлепов.
ДАН СССР, т. 91, 1953, № 3, стр. 561—564.5.	М. Domine — Berges. Comptes ren¬
dus. v. 228, 1949, p. 1435—1437.6.	A. Bystrom a. K. A. Wilhelmi. Ac¬
ta Chemica Scandinavica, v. 4, 1950, p. 1131—1141.7.	С. М. Ария, С. А. Щ у к a p e в и В. Б.
Глушкова, Журнал общей химии, т. 23,1953,	стр. 1241-1245.родом образует один окисел Zr02, сущест¬
вующий минимум в двух модификациях.
Аллотропическое превращение Zr02 изуче¬
но в работе [2], Существование низших
окислов ZrO и Zr203 не подтверждается
исследованиями последних лет. Обзор ли¬
тературы о системе цирконий — кислород
см. также в работе [3].гг02или у'-фаза,; 25,97% ОРешетка моноклинная. Тип C43(Zr02).
Пространственная группа С 2л. — ^2i/c.
Число атомов в ячейке 12 (z — 4). Период
решетки: а = 5,17 кХ, 6 = 5,26 кХ, с =
= 5,30 кХ, р = 80° 10'Zr02 или 7“Фаза; 25,97% ОРешетка тетрагональная. Тигт — ? Про¬
странственная группа — ? Число атомов в
ячейке—? Период решетки: a = 5,08 кХ,
с = 5,17 кХ, с/a = 1,01.
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ515ЛИТЕРА ТУРА1.	R. F. Domagala a. D. J. Me. Р h е г-s о п. Transactions of the American Institute of
Mining and Metallurgical Engineers, v. 200, 1954,
p. 238—246.2.	P. Murray a. E. B, Allison. Transa¬
ctions of the British Ceramic Society, v. 53, 1954,
p. 335—361.3.	A. D i e t r e 1 u. H. T о b e r. Berichte der
deutschen keramischen Gesellschaft, Bd. 30, 1953,S.	47—61 и 71-82.6.	ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ
ДВОЙНЫХ СИСТЕМ
ЛЕГИРУЮЩИЙ ЭЛЕМЕНТ-ВОДОРОДАлюминий — водородВ твердом алюминии растворяется водо¬
рода при давлении 1 атм [1]:Водород понижает температуру аллотро¬
пического превращения кобальта. В резуль¬
тате термической обработки в атмосфере во-
дорода период решетки кобальта несколько
увеличивается [2, 3].ЛИТЕРАТУРА1.	A. S i е v е г t s u. Н. Hagen. Zeitschrift ttlr
physikalische Chemie, Bd. A169, 1934, S. 237 —
240.2.	J. Drain R. В r i d e 1 1 e et A. Michel.
Bulletin de la Societe chimique de France, 1954,
p. 828-830.3.	A. Michel, J. Drain et R. В r i d e 11 e«
Comptes rendus, v. 238, 1954, p. 107—108.Марганец — водородИзобара растворимости водорода при
1 атм в марганце изображена на рис. 87/, °С .
см*Н/№ г А13000,0014000,0055000,01256000,0266600,036В жидком алюминии при давлении 1 атм [1]. Обзор литературы по растворимости
растворяется водорода [1]:	марганца в водороде см. [2].t °Ссм*Н/№ г А1660	700	725	750 800 8500,69	U,S2	1 07	1,23 1,67 2.15Результаты определения растворимости,
полученные в работе [2], хорошо согласуют¬
ся с приведенными цифрами.ЛИТЕРА ТУРА1.	С. Е Ransley а. Н. N е u f е 1 d. Journal
of the Institute of Metals, v. 74, 1948, p. 599-620.2.	W. R. О p i e a. N. J. Grant. Transactions of
the American Institute of Mining and Metallurgical
Engineers, v. 188, 1950, p. 1237-1247.Ванадий — водородИмеющиеся данные о взаимодействии во¬
дорода и ванадия (сводку работ см. в
[1, 2]) недостаточны для построения диаг¬
раммы состояния.ЛИТЕРА ТУРА1 D4 P. S m i t h. Hydrogen in Metals, Chicago,
1948.2.	W. B. Pearson. Journal of the Iron and
Steel Institute, v. 164, 1950, p. 149—159.Вольфрам — водородВольфрам не поглощает водорода в за¬
метных количествах (см. [1]). Указания о
существовании гидридов вольфрама, имев¬
шиеся в старых работах, не подтверждаются.ЛИТЕРА ТУРА1 D. P. S m i t h. Hydrogen in Metals, Chicago,
1948.Кобальт — водородРастворимость водорода при давленииI	атм в твердом кобальте составляет [1]:Температура ,°СРис. 87. Изобара растворимости водорода
в марганце (р = 1 атм)ЛИТЕРАТУРА1.	A. S i е v е г t s u. Н. Moritz. Zeitschrift fiir
physikalische Chemie, Bd. A180, 1937, S. 249—263.2.	D. P. Smith. Hydrogen in Metals, Chicago,
1948.Медь — водородСтарые определения [1] (:м. также [2])растворимости водорода в меди в послед-t °Ссм3 Н/100 г Со6000,897001,228001,859002,5210003,2111004,3311504,8512005,4433*
516СТРОЕНИЕ СТАЛИнее время были подтверждены работами Данные о растворимости, полученные дру-
[3, 4]. В меди растворяется водорода [1]: гими авторами (см. сводку работ до 1947 г.t °С .	531 675 843 995 1070 1180 1312 1450см* 11/100 г Си	0,053 0,22 0,68 1,32 1,84 6,92 9,43 13,47Известен гидрид меди СиН [5, 6].СиН; 1,56% НРешетка гексагональная. Тип Л4 (ZnS).
Пространственная группа С\-0— тс.
Число атомов в ячейке 4 (2=2). Период ре¬
шетки: ач= 2,92 кХ, с=4,61 кХ, с/а —1.63.ЛИТЕРАТУРА1 P. R5nt gen u. F. M б 1 1 е г. Metallwirt-
sctiaft, Bd. 13, 1934, S. 81-83 и 97—100.2.	A. S i e v e r t s u. H. Hagen. Zeitschrift
fiir physikaHsche Chemie, Bd. A155, 1931, S. 314.3.	М. В e v e г a. C. Floe. Transactions of the
American. Institute of Mining and Metallurgical
Engineers, v. 156, 1944, p. 149—159.4.	К. H. Lieser u. H. Witte. Zeitschrift
ftir physikaHsche Chemie, Bd. 202, 1954, S. 321—351.5.	J. C. Warf u. W. F e i t k n e с h t. Helvetica
Chemica Acta, Bd. 33, 1950, S. 613—639.6.	J. A. G о e d k о о p a. A. F. A n d г e s e n.
Acta CrystaLlographica, v. 7, 1954, p. 672 и v. 8,1955,	p. 118—119.Молибден — водородПо данным [1], в твердом молибдене раст¬
воряется водорода при давлении 1 атм:[5], а также [6, 7]), оказались того же по¬
рядка, что дает [1]. Предположения о су¬
ществовании гидридоз никеля (см.» напри¬
мер, [8]) надежно не подтверждаются.ЛИТЕРАТУРА1 С. Дешман. Научные основы вакуумной
техники, Госиноиздат, М., 1950, стр. 440—441.2.	A. Sieverts и сотр. Zeitschrift fiir physika-
lische Chemie, Bd. 60, 1907, S. 169-201 и Bd. 77,
1911, S. 591-613.3.	A. Sieverts и сотр. Berichte der deutschen
chemischen Gesellschaft, Bd. 42, 1909, S. 338—347
и Bd. 43, 1910, S. 893—900.4.	J. Smittenberg. Recueil* des travaux chi-
miques des Pays-Bas, v. 52, 1933, p. 112—122,
339-351 и v. 53, 1934, p. 1065—1083.5.	D. P. Smith. Hydrogen in Metals, Chicago,
1948.6.	N. J. H a w k i n s. U. S. Atomic Energy
Commission Publication KAPL-868, 1953. Цитирует'
ся no Metallurgical Abstracts, v. 21, .1953
p. 310.7.	К. H. Lieser a. H. Witte. Zeitschrift fur
physikalische Chemie, Bd. 202, 1954, S. 321—351.8.	Б. В. E p о ф e e в, К. А. Печерская,
М. С. Стаханова. Журнал общей химии,
т. 11, 1941, стр. 577.t, °С . .	420	617	791	995 1095сж3/Ю0 г Н	0,167	0,189	0,244	0,051 0,056В работе [2] были получены несколько от¬
личные цифры, вероятно, они менее точны.ЛИТЕРАТУРА1.	A. Sieverts и К. Briining. Archiv fur
das Eisenhuttenwesen, Bd. 7, 1934, S. 641—645.2.	E. Martin. Archiv fiir das Eisenhuttenwesen,
Bd. 3, 1929, S. 407-416.Ниобий — водородОриентировочная фазовая диаграмма
участка системы ниобий — водород (рис.
88) построена по данным [1, 2]. В работе [3]
указана несколько более узкая двухфазная
область а+3. Область гомогенности гид-ас* J8-0,75№ 0,1 0,2 OJ 0,4 0,5 0,6 0,7 0,8 0,9 1,0Содержание водорода, % (dec.)нис. 88 Фазовая диаграммаНикель — водородДешман [1] вычислил растворимость водо¬
рода .в никеле (при давлении 1 атм) на ос¬
новании результатов опытов [2—4]:системы ниооий — водородрида ниобия NbH ((3-фаза) точно не уста¬
новлена; известно, что она простирается
вплоть до NbH0 94.Структура гидрида ниобия надежно не
установлена (см., например, [1, 3, 4]. По/, °С . .см*/100 г Н200 400 600 800 1000 1200 1300 1500 1600
1,7 3,15 5,25 7,75 9,80 14,25 16,2 41,6 43,1
ДВОЙНЫЕ ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ517данным [5], в ниобии растворяется водо¬
рода при давлении 1 атм:дения о системе титан — водород и о гидри¬
дах титана собраны в работах [8—10].t, °Ссмг/100 г Н900 800 700 660 550 50С 450 400 350 300 200 20
4,0 6,1 9,7 18,5 29,7 47,4 65,6 76,8 83,6 88,0 93,3 104ЛИТЕРАТУРА1.	G. В г а и е г u. R. Hermann. Zeitschrift
fur anorganische und ailgemeine Chemie, Bd. 274,
1953 S 11	232.	F. H. Horn. a. W. T. Z i e g 1 e r Journal of
the American Chemical Society, v. 69, 1947, p. 2762—
2769.3.	W. Trzebi atowskl a. B. S t a 1 i n s к i.
Bulletin de l’Academie polonaise des Sciences,
Classe III, v. 1, 1953, p. 317—318.4.	В. Г. Самсонов и Я. С. У м а н с к и й.
Твердые соединения тугоплавких металлов. Me-
таллургиздат, 1957, стр 67—70.5.	A. S i е v е г t s u. Н. Moritz. Zeitschrift
ftir anorganishe und allgemeine Chemie, Bd 247,
1941, p. 124—130.Титан — водородДиаграмма состояния титан — водород,
показанная на рис. 89, построена по дан¬
ным [1, 2]. Часть поля состояний, в которых
давление водорода превышает 1 атм, за¬
штрихована. В работах [3, 4] для построения
диаграммы был использован магниетеими-
ческий титан; полученные результаты только
качественно подтверждают диаграмму, изо¬
браженную рис. 89, и здесь не воспроиз-Содержание водороде, %(ат)
1	51000
900
800
5* 700
%600
II 500
§I ш300200100оСодержание водорода, % (am.)20 30 ЬО 50 60	704(i 1кv2yyw\4Шvm.\p >%V/aft/.n*у.\- 0t+fi.— U*W —J\/г319eV/28Г- Дгf a* уП 1 2 3 Ь 5
Содержание водорода, % (вес.)Рис. 89. Диаграмма состояния системы
титан — водородводятся. Кривая растворимости водорода
в а-титане изображена на рис. 90 [5]. Воп¬
рос о промежуточных фазах в системе ти¬
тан—водород не решен однозначно. По од¬
ним данным [6], 7-фаз,а простирается
вплоть до состава TiH2> по другим [2], —
только до состава TiHi,7J имеются также
указания на то, что .гидрид титана TiH2
представляет самостоятельную фазу [7]. Све-Рис. 90. Растворимость водорода
в «-титанеTiH2 (?) или 'у-Фаза^ 4,04% НРешетка кубическая. Тип Cl (СаРг). Про¬
странственная групп(а 01 —FrnSm. Число
атомов в ячейке 12 (2 = 4). Период решет-
ки: а = 4,44 [11] (см. также [12]).ЛИТЕРАТУРА1.	G. A. Lenning, С. М. Craighead а.
R. I. J a f f е. Transactions of the American Insti¬
tute of Mining and Metallurgical Engineers, v. 200,1954,	p. 367—376.2.	A. D. McQ u i 1 1 a n. Proceedings of the Royal
Society, v. A204, 1950, p. 309—323.3	A. D. McQ u i 1 1 a n. Journal of the Institute
of Metals, v. 79, 1951, p. 371—378.4.	R. М. H a a g a. F. J. S h i p k o. Journal of the
American Chemical Society, v. /8, 1956, p. 5155—
5159.5.	W. К 6 s t e r, L. В a n g e r t u. M. Evans.
Zeitschrift ftir Metallkunde, Bd. 47, 1956, № 8,S.	564-570.6.	A. Chretien, W. Freundlich et
М. В i с h a r a, Comptes rendus, v. 238, 1954,
p. 1423-1424.7.	T. R. P. G i b b a. H. W. К г u s с h w i t z. Jour
nal of the American Chemical Society, v 72, 1950
p. 5365-5369.8.	В. H. Еременко. Титан и его сплавы. Изд
во АН УССР, Киев, 1955, стр. 79—89.9.	А. Д. М а к к в и л л э н и М. К. М а к к в и л
л э н. Титан. Металлургиздат, 1958, стр. 196—20010.	Г, В. Самсонов и Я. С. У м а н с к и й
Твердые соединения тугоплавких металлов. Me
таллургиздат, 1957, стр. 55—59.11.	S. S. S i d h u, L. Heaton a. D. D. Z a u b e
r i s. Acta Crystallographica, v. 9, 1954, p. 225—230.12.	I. D. J a f f e. Transactions of the American
Institute of Mining and Metallurgical1 Engineers
v. 206, 1956, p. 861:
518СТРОЕНИЕ СТАЛИХром — ьодородВ твердом хроме растворяется водорода
пр:и давлении 1 атм [1]:Journal of the Electrochemical Society, v. 101, 1954,
p. 474—480 и v. 102, 1955, p. 357.7.	Г. В. Самсонов и Я, С. Уманский.
Твердые соединения тугоплавких металлов. Ме¬
таллургиздат, 1957, стр. 59—66.t/°Cсмз Н/100 г Сг6000,58001,09002,010003,011004,2Полученные в работе [2] цифры раствори¬
мости водорода в хроме хорошо согласуют¬
ся с приведенными.ЛИТЕРАТУРА1 Е Martin. Anchiv fiir das Eisenhuttenwesen,
Bd. 3, 1929, S. 407-416.2. L. Lucnenmeye r-H a s s e. u. H.
Schenk. Archiv fiir das Eisenhiittenwesen, Bd. 6,
1932, S. 209—214.Цирконий — водородНа рис. 91 представлена диаграмма со¬
стояния системы цирконий — водород, по
данным [1—4] в редакции [5]. Часть поля
состояний, в которых давление водорода
превышает 1 атм, заштрихована. Не ясна
область диаграммы в пределах примерно от
1,5 до 2% Н. В работе [1] предполагается
существование только одного гидрида, в ра¬
ботах [3, 6]—минимум трех. Дополнитель¬
ные сведения о растворимости циркония в
водороде и о гидридах циркония см. в [7].ЛИТЕРАТУРА1.	D. A. Vaughan a. J. R. Bridge. Journal
of Metals, v. 8, 1956, № 5 (sec. 2), p. 528—531.2.	С. E. Ells a. A. D. Me. Q u i 1 1 a n. Journal
of the Institute of Metals, v. 85, 1956, p. 89—96.3.	E. A. G u 1 b r a n s e и a. K. F. Andrew.
Transactions of the American Institute of Mining
and Metallurgical Engineers, v 203, 1955, p. 136—
144,4.	R. K. Edwards, P. Levesque a.
D. Cubicciotti. Journal of the American Che¬
mical society, v. 77, 1955, p. 1307—1311.5.	M. Hansen a. K. A n d e г k o. Constitution
of Binary Alloys, New York — Toronto — London,
1958,' p. 808-812.6.	E. A. G u 1 b г a n s e n a. K. F. Andrew.WOO900800Содержание водорода, % (am )
70.20 SO bO 50 60SoII.m300■|' I I\\ \
ZNJZ\865°/11 Vs 'у'.р/ /ч// /
//!У 54/\\дрид КУ.0,07 0,521%1Zr 0,5 10 1,5 ?,0
Содержание водорода. % (бес.)Рис. 91. Диаграмма состояния системы
цирконий — водородГЛАВА 28ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ ТРОЙНЫХ СИСТЕМ ЖЕЛЕЗАЖелезо — углерод — азотСуществование карбонитридов, образую¬
щихся на базе нитридов Fe4N, Fe3N и FeoN
или на базе карбидов железа Fe3C и Fe2oCg
(FezC), было установлено с помощью хими¬
ко-аналитического и рентгеноструктурного
анализов (продуктов взаимодействия нитри¬
дов железа с окисью углерода и карбидажелеза с аммиаком [1] и подтверждено так¬
же работой [2].На схематическом изотермическом разре¬
зе системы Fe — С — N при 450° [1] области
существования этих карбонитридов и дру¬
гих фаз нанесены штриховкой (рис. 1);
карбонитрид, гомогенный в пределах при¬
мерно от Fe&N4 до Fe8C3N, имеет структуру,
аналогичную g-фазе системы Fe—.N; €-кар-
ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ ТРОЙНЫХ СИСТЕМ ЖЕЛЕЗА519б©нитрид, содержащий 25—33°/о (ат.)
(N+C) из ©структурен с е-фазой системы
Fe—N. Наряду с цементитом на рис. 1 от¬
мечен также карбид железа Fe2oC9 или, по
даиным других авторов, Fe2C (обозначензультатам термического, микроскопическо¬
го и дилатометрического анализов, измере¬
ний электросопротивления, твердости и маг¬
нитных свойств [1] {сводку более ранних ра¬
бот см. также в {!]). В системе имеют мес-ю	20	30Содертание азота, % (ат.)Рис 1. Изотермический разрез системы Fe — С — N при температуре(схема)450°фазой х), полученный в результате длитель¬
ной реакции нитридов железа с окисью уг¬
лерода при температуре ниже 500° [1].О совместной растворимости углерода и
азота в a-железе см. работу [3].ЛИТЕРАТУРА1.	К. Н Jack. Proceedings of the Royal Society,
v. A194, 1948, N° 1040, p. 41—65.2.	R. Bridelle et A. Michel. Revue de Me-
tallurgie, v. 52, 1955, № 5, p. 397—400.3	W. К 6 s t e r. Arch, fur das Eisenhuttenw.
Bd* 4, 1930, N° 3, S. 145—150.Железо — углерод — алюминийПриведенные на рис. 2—9 палитермичес-
кие и изотермические разрезы системы же¬
лезо—углерод—алюминий построены по ре-то три ноигвариангных равновесия: ж+az^
(1297°), ж+^С (Fe3C)+Y (.1280°)
и у+а+/(+С (Ре3С) (~730°); характер по¬
следнего не определен. Состав двойного
карбида (К) не установлен.Результатами работ последних лет (см.,
например, [2—3]) существование двойного
карбида не подтверждается, что ставит под
сомнение правильность диаграммы, изобра¬
женной на рис. 2—9.ЛИТЕРАТУРА1.	К. Lohberg u. W. Schmidt. Archiv fur
das Eisenhiittenwesen, Bd. 11, 1938, № 12, S. 607—
614.2.	A. Hultgren и сотр. Revue de Metaljurgie,
v. 50, 1953, N°. 11, p. 737—760.3.	A. Hultgren и сотр. Jernkontorets Anna*
ler, v. 135, 1951, p. 413—482.0 it 8 12 16 20
Содертание алюминия, %(6ec.)Рис. 2. Политермический разрез системыFe — С — Al при 0,4% С1600то£12001!10001&800600т+аж-1~т*И-т+<х +У/—//у//1УУуУУCL +К*GL+Iч+с\\I7 4 8 12 16 20
Содержание алюминия, % (бес.). Политермический разрез систе¬
мы Fe — С — А1 при 0.7% С
520СТРОЕНИЕ СТАЛИто
S* 1200I| гоооI£ 800
600жЖЪfeЖV//гЧуA»*j/*+7+*/Г—i>с/уУ7Г*1'У4-.V<L+K1 J
oL+K+C1 1\10 и 8 12 16 20 2U
Содертание алюминия, % (dec.)Рис. 4. Политермический разрез системы
Fe—С—А1 при 1,1% ССодержание алюминия. Уо(дес.)Рис. 5* Политермический разрез ’ системы
Fe — С — А1 при 2,2% С1600 Г«vjто§'1200
1| 1000 ■|&800 *600'+71жт-Уу-=С-7/v/7\с\*>7*к■td/‘С+'/гр\*К*7+КCL*L/f+•с'1L1сл О,В 1,2 1,6 2,0 2,и
Содертание углерода, % (вес.)2,8Рис. 6. Политермический разрез системы
Fe — С — Al при 0,5% А1О 0,4 0,8 1,2 1,6 2,0 2,Ь
Содертание углерода, % (вес,)Рис. 7. Политермический разрез системы
Fe — С — А1 при 7*/© А11600то&t1200г1 7000%&800600 1/У(+аЖЛ~"М+<*+ГО/<х+У+Ка+К17 Л -
*с0£ 0,8 1,2 1,6 2,0 2,Ь 2,8 3,?
Содержание углерода,% (вес.)О 0,4 0,8 1,2 Г,6 2,0 2,ц 2,8 8,2
Содержание углерода, % (вес.)Рис. 8. Политермический разрез системыFe — С — А1 при 10% А1Рис* 9* Политермический разрез системы
Fe —С —А1 при 15% А1
ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ тройных систем железаЖелезо — углерод — борПолитермическиё разрезы системы, по¬
строенные [1] для участка Fe — Fe2B — Fe3C,
здесь не воспроизведены, так как они не
учитывают превращения в области малых,
практически важных содержаний бора и,
кроме того, получены при исследовании
сплавов недостаточной чистоты. Разрез
Ре2В — Fe3C, по данным [1], псевдобинар-
ный (эвтектика при 1155°; 4,4% С, 3,2% В),
чего в действительности не может быть, так
как Fe2B образуется по перитектической ре-
акции. Тройная эвтектика содержит 2,9%
В и 1,5% С и плавится при 1100°. Доба;вки
углерода не влияют на растворимость бора
в а и у-железе, за исключением тех случа¬
ев, когда аустенит насыщен углеродом; в
последнем случае растворимость бора не¬
сколько уменьшается [2]. Можно принять
значения растворимости бора в железоугле¬
родистых сплавах равными растворимости
бора в железе (см. рис. 6 на стр. 454).В работе [3] был идентифицирован двой¬
ной карбид примерного состава Fe23(CB)e;
отличительная особенность этого карбида
состоит в том, что в нем атомы бора заме¬
щают атомы углерода, в то время как в
других двойных карбидах железа атомы
легирующего элемента замещают атомы
железа.ЛИТЕРАТУРА1.	R. Vogel п. G. Т a m m а п п. Zeitschrift fur
anorganische und ailgemeine Chemie, Bd. 123, 1922,
N° 4, S. 225—275.2.	P. E. Busby, М. E. Warga a. C. Wells.
Transactions of the American Institute of Mining
and Mettallurgical Engineers, v. 197, 1953, p. 1463—
1468.3.	K. G. Carroll, L. S. Darken, E. W. Fi¬
ler a. L. Zwell. Nature, v. 174, 1954, p 978—
979.Железо — углерод — ванадийСистема железо — углерод — ванадий
была исследована в работах [1—3] (см.
также [41). На рис. 10—18 приведены пять950
900
£650I
| 600I
1750
ft700
650О	0t2 Ofi 0,6 0,8 1,0 1,2
Содержание углерода, % (вес.)Рис. 10. Политермический разрез системыFe — С — V при 0,5% V950о 9000^ 850|ш1
k™700650О 0,2 ОМ 0,6 0,3 U0 12 1%ь
Содержание углег,одп. % (бес.)Рис. 11. Политермчиеский разрез системы
Fe — С — V при 1,0% V950900
* 650
%1	600
Ъ\ 750
£700
6500 0.2 0Л 0,6 0,8 f,0 ft2 1fr
Содержание углерода, %(вес.)Рис. 12. Политермический разрез системь>Fe —С —V при 1,5% V950
е 900
§ 850I
§ 800
%% 750
£700
650О 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 1,2 7,4
Содержание углерода, % (вес.)Рис. 13. Политермический разрез систе¬
мы Fe — С — V при 2,0% Vполитермических разрезав, построенных
[31 по результатам микроскопических и ди¬
латометрических исследований, а также
термического анализа, и четыре изотерми¬
ческих разреза, построенные [5] по ре¬
зультатам исследований [2—4, 6]. Буква¬
ми К\ и К2 на рис. 10—18 отмечены кар-л/к/1/4—.л/1[i!- А	1ч j?.* 111-Ь*+/V*,?'у' /' ~	Iч г- 	А! \УCL* /Г/ * /Г ?	S 	l;	-L. ■
622СТРОЕНИЕ СТАЛИ950Ъ650II 750
I 6507 “1-1	\\111\..N.,*21\ксс1oc+ft2. .1Оt + j'y+Kl*K2?*+ /г,+к2-|Рис. 14. Политер-
мический разрез
системы Fe — С—
V при 5,0% V0,2 0,Ь 0,6 0,8 1J0 12	16 18 2,0 2,2 2,4Содержание углерода, % (вес.)0	12 3^56
Содержание углерода, % (вес.)Рис. 15. Изотермический разрез системы
Fe — С — V при 20°о 1. г з 6 5 0Содержание углерода, %(вес.)Рис. 17. Изотермический разрез системы
Fe — С — V при 900°$’ис.Содержание углерода, % (вес.)10. Изотермический разрез системыFe — С —V при 750°Содержание углерода., % (вес.)Рис. 18. Изотермический разрез системы
Fe-C-V при 1100°
ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ ТРОЙНЫХ СИСТЕМ ЖЕЛЕЗА523тобидные фазы, которые в оригинальных ра-
ботах обозначены соответственно Fe3C и
V4C3. Возможно существование и других
карбидов, однако двойные карбиды вана¬
дия и железа не известны [6—9]. Упоми¬
навшийся в более ранних работах двойной
карбид представляет собой тонкую смесь
карбидов К\ и К2. Кар¬
бидным фазам в системе
железо — углерод — ва¬
надий посвящен обзор
[10]. Ванадий уменьшает
растворимость углерода
в v-железе и увеличивает
его растворимость в а-
железе. Температура нон-
вариантной эвтектоидной
реакции y^a+Ki + Kz
составляет 695°.ЛИТЕРАТУРА1.	К. Vogel u. Е.
t i n. Archiy fiir das
hutlenwesen, Bd. 4,.1931, S. 487-495.2.	М. О v a. Science Re¬
ports of the Tohoku Imperi¬
al, University, v. 19, 1930
p. 331-364;* 460-472.3.	F. W e v e r, A. Rose
u. H. E g g e r s. Mitteilun-
gen aus dem Kaiser-Wilhelm
Institut fiir Eisenforschung,Bd. 18, 1936, № 17, S. 239—246.4.	H. H о u g a r d y. Die
Vanadinsiahle, Gartner Ver-
lag, Beilin, 1914.'5. E. Houdremont u.H.	J. Wiester. Handbuch
der Sonderstahlkunde, Bd.II,	Springer Verlag, Berlin,1956, S. 975-976.b. E. Houdremont. H.Bennek u. H. Schrader.Archiv fiir das Eisenhtittenwe-
sen. Bd. 6 1932, S. 24—34.7.	Mauerer, T. Doringu.	W. Pulevka. Archiv fiir
dss Eisenhiittenwesen, Bd. 13,1940. S. 3378.	J. G. Zimmerman, R.H.	A b о r n a. E. C. Bain.Transactions of the American
Society for Metals, v. 25, 1937.
p. 755.9.	H. H, Burton a. T. F.Russell. Journal of the Iron
and Steel Institute, v. 138, 1938,
p. 57.10.	H. J. Goldschmidt.Journal of the Iron and Steel
Institute, v. 160, 1948, p. 345-
362.Железо — углерод
—вольфрамРентгеноструктурными ис¬
следованиями [1—3] в спла¬
вах железо-углерод-воль-
фрам обнаруживаются сле¬
дующие карбидные фазы: це¬
ментит (Fe3C, в котором ра¬
створяется меньше 1% W), двойные карби¬
ды Мг3Сб и МбС и карбиды вольфрама W2C
и WC (растворимость железа в последнем
очень мала). В карбиде М23Сб содержится
5—15°/о W, что меньше, чем в наиболее ве¬роятной формуле Fe2iW2C6 (22,8°/о). Ниж¬
ний предел содержания вольфрама в кар¬
биде М6С около 55%, что несколько <ниже,
чем в одной из формул, приписываемых кар¬
биду, Fe4W2C (61,2% W). О структуре
карбида М6С см. работы [4, 5].По данным [6], двойной карбид М6С яв¬
ляется метастабильнсй фазой, а карбид2	3	4	5Содержание углерода, % (вес.)Рис. 19. Политермический разрез системы Fe—С—W при 4% W«
Метастабильная система по данным [6]160015001йОО1300тоX1100■ 1000, 900800700ос+т?-600500_ Ж+*.
^— 1m44\V—н. Co n	f—1 /	f-J7+мб С Im+?+Fe3Cy7K+Fe3c+M6c \V, ■V~1 /1 !i\yv7 fp'*MeC*Fe3CFe3C*MsC-\irV\11 ^ ^Ijl \-ec+A*eCcc. * MgC * Fe$C\Ij 1 <Х.*Ц*МдС... J... 111О	1 2	3	U 5Содержание углерода, % (вес.)Рис. 20. Политермический разрез системы Fe — С — W при
12°/о W. Метастабильная система по данным [6]вольфрама WC — стабильной. Метаста¬
бильная система железо — углерод —
вольфрам, политермические и изотермиче¬
ские разрезы которой воспроизведены на
рис. 19—24, построена [6] в предположении,
524СТРОЕНИЕ СТАЛИчто разрез Fe3C — W является квазиби-
нарным in что других карбидов, кроме це¬
ментита и карбида МбС, в системе не об¬
разуется. Для большей наглядности на
изотермических разрезах по оси Fe — W
принят масштаб в десять раз меньший.схеме карбиды WC и М6С сосуществуют:
по данным [1, 21, карбид М6С стабилен по¬
сле 2000-час. отпуска при 700°. Вероятно,
метастабильная система, по [1, 2], схема¬
тический изотермический разрез которой
приведен на рис. 26, наиболее далека от. 0,5 7f0 1J5 2fl 2,5 3,0 3,5 U,Q
<*■*£*№ Содержание углероде, % (Sec.)Рис. 21. Политермический разрез системы
Fe — С — W при 20% W„ Метастабильная
система по данным [61а.+ УFe« 10 20 30 ЬО 50 60 70 60 901W
Содертание вольфрама, % (вес.) £*?Рис. 23. Изотермический разрез системы
Fe — С — W при 800°. Метастабильная си¬
стема по данным [61ге,сfe*Cfe/10 Г20 30 40 50 60 70 80 90\W«V л	л	е+ЪСодертание вольфрама, % (бес.)Рис. 22. Изотермический разрез системы
Fe — С— W при 1200°. Метастабильная си*
стема по данным [6]Fe Ю 20 30 40 50 60 70 80 901
Содержание вольфрама, % (вес.) £+ 5Рис. 24. Изотермический разрез системы
Fe — С—W при 600°. Метастабильная си¬
стема по данным [б]чем по двум другим осям; необходимо
помнить, что такое изображение дает оши¬
бочное представление о протяженности
фазовых полей.Схематический изотермический разрез
при 700° стабильной системы железо —
углерод — вольфрам показан на рис. 25
[1, 2J. В отличие от данных [6], на этойравновесия (на разрезе зафиксировано
фазовое состояние в результате изотер¬
мического превращения в течение 10 час
при 700°; температура аустенитизавдга
1300°).Несомненно, карбиды W2C и МгзС6 яв¬
ляются метастабильными фазами; еще
более неустойчивы другие карбидные фа-
ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ ТРОЙНЫХ СИСТЕМ ЖЕЛЕЗА525зы, обнаруживаемые в вольфрамсодер-
жащих сталях (см., например, [7, 8]).О	новых карбидных фазах в сплавах
системы железо — углерод — вольфрам
см. работы [9—11].Рис. 25. Изотермический разрез системы Fe —
С — W при 700°. Стабильная система по дан¬
ным |1, 21 (схема)ЛИТЕРАТУРА1.	К. К и о. Journal о! the Iron and Steel In¬
stitute, v. 173, 1953, № 4, p. 363—375.2.	K. Kii o. Jernkontorets Annaler, v. 136, 1952,
p. 156—168.3.	H. К г a i n e r, Archiv fiir das Eisenhiitten
wesen, Bd. 21, 1950, № 1/2, S. 39—41.4.	Я. С. Уманский и H. Т. Чеботарев
Сб. трудов Московского института стали им
Сталина, 1950, т. 29, стр. 254.5.	Я. С. Уманский и Н. Т. Чебота
рев. Известия АН СССР, Сер. физ., т. 15, 1951
стр. 24.6.	S. Т a k е d a. Technical Reports of the To
hoku Imperial University, v. 9, 1930, p. 483—514,
€27—664 и v. 10, 1931, p. 42—92.7.	H. J. Goldschmidt. Journal of the
Iron and Steel Institute, v. 160, 1948, p. 345—362
и v. 160, 1952, p. 189-204.8.	W. A. Wood a. C. Wainwright. Phi¬
losophical Magazine, v. 14 (VII), 1932, p. 192—198.9.	A. Chretien, W. F г e u n d 1 i с h, F. A. J o-
5 i e n. Comptes rendus, v. 242, 1956, № 12, p. 1619—
1621.10.	W. F r e u n d 1 i с h, A. Chretien, F. A.
J о s i e n. Comptes rendus, v. 242, 1956, p. 2157—
2159.И. К. К u o. Journal of Metals, v* 8, 1956, № 2,{Sec. 2), p. 97.Железо — углерод — кобальтДиаграмма состояния системы желе¬
зо — углерод — кобальт не построена.
Данные единственной работы [11 носят
исключительно качественный характер. В
цементите растворяется до 50% кобальта
[2].ЛИТЕРАТУРА1.	R. Vogel u. W. Sundermann. Archiv
fur das Eisenhtittenwesen, Bd. 6, 1932, S. 35.2.	J. Drain Annales de Chimie, v. 8, 1953,
Nov.-Dee., p. 900—953.Содержание угле pod a. % (вес.)Рис. 26. Изотермический разрез системы
Fe — С — W при 700°» Метастабильная
система п« данным [1, 21 (схема)Железо — углерод —кремнийНа рис. 27—34 изображены политермиче¬
ски е и изотермические разрезы так назы¬
ваемой метастабильной системы Fe—С—Si
(в которой углерод кристаллизуется в
форме карбида Fe3C), построенные по
данным [1—41. Карбидная фаза пред¬
ставляет собой чистый цементит, практи¬
чески не содержащий кремния [5, 61.В стабильной системе Fe—С—Si углерод
выделяется в виде чистого графита [7, 8].
Разрезы стабильной системы (см., напри¬
мер, [3, 41) здесь не воспроизведены; не¬
сомненно, они нуждаются в уточнении.Добавки кремния уменьшают раство¬
римость углерода в жидком железе. [9, 10]
и з твердом растворе. Исчерпывающая
сводка старых работ приведена в работеЛИТЕРАТУРА1.	J. Е. Hillard a. W. S. Owen. Journal
of the Iron and Steel Institute, v 172, 1952 № 3
p. 268—282.2.	L. S. Darken. Дискуссия к [1]. Journal
of the Iron and Steel Institute, v. 174, 1953 № 3
p. 249—250.v3.	А. К г i z a. F. P о b о r i I. Journal of the
iron and Steel Institute, v. 122, 1930, № 2 о
191—213.	’4.	А. К г i z a. F. P о b о r i 1. Journal of the
Iron and Steel Institute, v. 126, 1932, № 2, p 323—
349.5.	W. S. Owe n. Journal of the Iron and Steel
Institute, v. 167, 1951, № 2, p. 117—120.6.	A. H ultgren. a. K. Kuo. Journal of
the Iron and Steel Institute, v. 170, 1952, p. 240.7.	W. S. Owen a. B. G. Street. Journal of
the Iron and Steel Institute, v. 167, 1951, № 2,
p. 113—116.8.	A. Taylor. Journal of the Iron and Steel
Institute, v. 170, 1952, p. 238.9.	J. C hipman. R. M. Alfred, L. W. G о 11,
526СТРОЕНИЕ СТАЛИ1600WOI
| 1200IWOO800Ж+ссtH+GL+yЖ(t\1ж+Регс1,1\ 7
. \!_\.\1,б2/////..... уЖ+? + Ре3Сi \ /
1 ос*у \ /
jJ VL
•f/ос+ ?е3с<*■+£* КзсСодержание углерода, % (вес.)Рис, 27. Политермический разрез системы Fe — С — Si
при 2,3% SiСодержание углерода, % (вес.)Рис. 28. Политермический разрез системы Fe — С — Si
при 3.5°/* S1R. В. Small, D. М. Wilson. С. N. Thom¬
son, D. L. Guernsey a. J. С. Fulton. Tran¬
sactions of American Society for Metals, v. 44,
1952, p. 1215—1230.10.	E. Т. Turkdogan a. L. E. Lak e. Jour¬nal of the Iron and Steel Institute, 179, 1955,
No 1, p. 39-43.11.	E. С. Грейнер, Дж. С. Марш и
Б. С т а у т о н. Сплавы железа с кремнием,
ГНТИ Украины, Харьков — Киев, 1936.
Температура, °С Температура, °СДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ тройных систем железа5271600то'12001000ОООЖ+осЖ\о,1б ^
1 1 \/m+Fe3C1 1 \* ! 7 /
I*/', /1 11 \ ■1,00*1 ^
1ж+?+Пе3сь-*-111с7L + tf+fe3C
ос, + Fe3 С12	3	4Содертание углерода, % (вес.)Рис. 29. Политермический разрез системы Fe — С — Si
при 5,2*/о Si16001U0012001000,600Ж\a\oj6\\m+Fe3cА Кm+j+Fe3c* 	7 У-	//Fe3C//1cc + Fe3C1	2	3	иСодертание углерода, % (вес.)Гис. 30. Политермический разрез системы Fe — С — Siпри 7,9% Si
528СТРОЕНИЕ СТАЛИСодержание премии я, %(дес.)Рис. 31. Изотермический разрез системы
Fe —С —SI при 1150ео г и 6 8Содержание кремния, % (бес.)Рис. 32. Изотермический разрез системы
Fe — С — Si при 1250°Железо — углерод — марганецСистема железо — углерод — марганец
в области практически важных содержа¬
ний марганца (до 17°/о Мп) и углерода
(до 1,50°/о С) была исследована в рабо¬
тах [1—3]. Политерм:ические и изотерми¬
ческие разрезы, по данным этих работ, а
также по данным работы [41, показаны
на рис. 35—44. На изотермических разре¬
зах (рис. 40—44) по оси Fe—Мп масштаб
в 10 раз меньше, чем по оси Fe — С [сле¬
дует помнить, что изображение, хотя
и является наглядным, но дает неточное
представление о протяженности фазовых
полей (Прим. ред.)]. В системе отсутствуют
двойные карбиды, однако марганец в боль¬
ших количествах растворим в цементите,
а железо — в карбидах марганца. Карбид¬
ная фаза (К на рис. 35—44) предстазляет
собой карбид (FeMn)3C; растворимость
марганца в нем уменьшается с понижениемСодержание кремния, % (вес.)Рис. 33. Изотермический. разрез системы
Fe — С — Si при 1350°и кСодержание кремния, % (вес)Рис. 34. Изотермический разрез системы
Fe — С — Si при 1450°температуры. В сплавах, содержащих боль*
ше 2(>/о Мп, появляется новая карбидная
фаза — (МпРе)2зСб — карбид марганца, в
котором растворено железо.Диаграмма состояния системы железо —
углерод — марганец, охватывающая спла¬
вы с большим содержанием марганца,
исследована [4—6]. В работе [5] диаграмма
построена в предположении существования
трех карбидов марганца, в работе [б] — в
предположении существования пяти кар¬
бидов: Mn23C6; Мп7С2; Мп3С и Мп7С3.Добавки марганца уменьшают раствори¬
мость углерода в а-железе [7].ЛИТЕРАТУРА1.	Е. С. Bain, Е. S. Davenport and
W. S. N. W а г i n g. Transactions of the American
Institute of Mining and Metallurgical Engineers,
v. 100, 1932, p. 228—256.2.	E. M. Walters a. C. Wells. Transactions
of American Society for Metals, v8 24, 1936, p. 359—
374.3.	W. To faute u. K. Linden. Archiv fur
das Eisenhiittenwesen. Bd. 10, 1937, S. 515—524.4.	R. Vogel u. E. W. D o r i n g. Archiv fur das
Eisenhiittenwesen, Bd. 9, 1935, S. 245—252.5.	M. Isobe. Science Reports of Research In¬
stitute of the T6hoku University, (A), v. 3, 1951,
p. 540—621.6.	К. К u о a. L. E. Persson. Journal of the
Iron and Steel Institute, v, 178, 1954, № 1, p. 39—
44.7.	К. Ф. Стародубов и С. H Поляков.
Доповш АН УРСР, 1958, Д'Ь 2, стр. 135-138.
ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ ТРОЙНЫХ СИСТЕМ ЖЕЛЕЗА52935. Политермичес-
разрез системы
С — Мп при 2,5%
МпРис.
кий
Fe -/600
1400
^ 1200
§ 1000
% 80%
I 600^ ш
zoo
о!*« 1Г " Т" ■т+«.+?Г7Ж/7/7t\\-1—-/гaL*7./ГК/х*ч/И'«'+П■К'1ас111 1
1 11 т
1 1.... I !.1	2 3 U 5 6
Содержание углерода. % (вес.)Рис. 36. Политермичес-
кий разрез системы
Fe — С — Мп при 13°/о
МпРис. 37. Политермичес-
кий разрез системы
Fe — С — Мп при 20%»
Мп2	3	Ч	5Содержание углерода, % (вес )900
800
^ 700
^ 600
|'500т1300
Ш '200
100
оS&»N/ч]4SV\чVN\Ч4чOL+Kч.NCL+7+KNsNч' ч‘ч(1	чч_гNччРис. 38. Политермичес-
кий разрез системы
Fe — С — Мп при 0,2%
С<0 2 4 6 6 10 12141618 202224 26283032ЗЬ
Содержание марганца, % (вес.)34	Металловедение (справочник), т. I
530СТРОЕНИЕ СТАЛИ1100
1000
900
S’ 800I 700I* 600% 500I т
к зоо
200
100
О1iУг‘/Гчч\- Оf>чч>\\г\KI 1'ч0 2 4 6 в 10 12 14 1618 20 22 24 2628 30 3234
Содержание марганца, %(вес.)Рис. 39. Политермичеокий разрез
системы Fe — С — Мп при 1% СРис. 42. Изотермический разрез системы
Fe — С — Мп при 700°Рис. 40. Изотермический разрез
Fe — С — Мп при 900°Рис. 43. Изотермический разрез системы
Fe — С — Мп при 600°Содержание углерода, % (вес.)Рис. 41. Изотермический разрез системуFe — С — Мп при 800°Содержание углерода. % (бес.)Рис. 44. Изотермический разрез системы
Fe — С — Мп при 500°
ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ ТРОЙНЫХ СИСТЕМ ЖЕЛЕЗА531Железо — углерод — медьНа рис. 45—46 показаны изотермиче¬
ские разрезы системы при 1450 и 1540^ в
области несмешиваемости в жидком со¬
стоянии, по данным [1] (см. также [2]). В
сплаве 50% Fe + 50% Си достаточно уже
0,02% С, для того чтобы вызвать несмеши-3.	А. Ф. Стогов и В. С. М е с ь к и н. Archiv
ft'ir das Eisenhtittenweoen, Bd. 2, 1928, S. 321—331.4.	Т. I s h i w a r a, T. Y с n e k u г a a. Т. I s h i-
g a k i. Science Reports of the Tohoku Imperial
University, v. 15, 1926, p. 81—114.5.	J. H. Andrew, G. Т. C. Bottomley,
W. R. M a d d о с s a. R. T. Fenciva 1. Iron and
Steel Institute, Special Report, № 23, 1938.6.	П. Б. Михайло в-М и x e e в. Медистая
сталь, Металлургиздат, 1941. стр. 25—28.7.	G. L. G г е g g а. В. N. D a n i! о f f. Alloysof,
Iron and Copper. Me. Graw Hill Book, 1934.Рис. 45. Изотермическийразрез системы Fe — С	Си при 1450°Рис. 46. Изотермический раз¬
рез системы Fe—С—Си при
1540°0,5 1,0 1,5 2,0 2.5 3.0 3,5
Содержание углерода, % (Sec.)Рис. 47. Политермический разрез системы Fe — С — Си
при постоянном отношении содержания железа к содер-
жанию меди (1 1)ваемость в жидком состоянии. По¬
литермический разрез системы для
сплавов, в которых содержание
Fe:Си = 1 1 (рис. 47), дан по ре¬
зультатам работы [2]. Температу¬
ра монотектического нон вариант
ного равновесия 1150°, эвтектиче¬
ского 1094°. При высоких содер¬
жаниях Си и С в системе, помимо
фаз Жь ж2, a, Y и 8> имеются вы¬
деления графита [3].Добавки до 2% меди к железо¬
углеродистым сплавам не изменя¬
ют максимальной растворимости
углерода в У"ж^лезе, положения
эвтектической точки (4,3% С) и
количества углерода в эвтектоиде (0,9%
С), а также повышают температуру
^6-превращения [5]. Дополнительные све¬
дения о строении сплавов железо-углерод-
медь ом. в [6, 71.ЛИТЕРАТУРА1.	W. R. М a d d о с s a. G Е. Claussen,
Iron and Steel Institute. Special Report, № 14, 1936.2.	К. I w a s e, M. Okamolo a. T. Ameni i a.
Science Reports of the T6hoku Imperial University,
r. 26, 1938, p. 618—648.34*Железо — углерод — молибденВ сплавах системы железо — углерод —
молибден, богатых железом, обнаружены
следующие твердые фазы: твердые раство¬
ры Мо и С в а- и у-железе (а- и у-фазы)-,
цементит, в котором растворено не более
1—2% Мо (С-фаза), карбиды молибдена
МоС и Мо2С (0-фаза) и три двойных кар¬
бида: М2зСб (наиболее вероятная формула
532СТРОЕНИЕ СТАЛИFe2Mo2C6, содержит примерно 2—8°/о Мо),
МбС или оз-фаза (.наиболее вероятная фор¬
мула Fe^Mo3C, содержит примерно 50—
60°/о Мо) и МдО, (формула не установ-На рис. 48—54 изображены изотермиче¬
ские и политермические разрезы, системы
железо — углерод — молибден по резуль¬
татам микроскопических, дилатометриче-joQO1500то1300ъ*ъ то^ 1000
900
600
100600■т+а.т/,лчva4/V\\ж<7‘оги+ М6СУSbSv m*Fe3
Jс?/т+7+FesCCL +
/уУNV,д/г1Г'%с+>\\г- л\Fes с■*\х,+ш\\\чCL +7+FWл							чк)t + M6C1. .Оi+M^C+F^... 1Г jЛ»Рис. 48. Политер¬
мический разрез
системы Fe — С—
Мо при 2е/» Мо.Метастабильная
система по дан¬
ным [7]О 0,5 1.Я 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 к,0 4,5 5,0 5,5 6,0
Содертание углерода, % (dec.)16001500то		1300Рис. 49. Политер-	* 1200мический разрез	§системы Fe —	^С — Мо при 4е/»	§ 11QQ
Мо,Метастабильная	«исистема по дан*	$ 1000ным [7]900800г00
6000 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 i,0 i,5 5,0 5,5 6,0
Содержание углерода, % (See.)лена, состав карбида лежит примерно ме¬
жду Fe2iMo2C6 и Fe4Mo2C) [1—61. Карбиды
Мо2С, М23Сб и МдСь являются метаста-
Оильными фазами [1, 2]; однако в молиб¬
деновых сталях в условиях обычных тер¬
мических обработок они всегда встречают¬
ся.ских, термических и магнитных исследова¬
ний [71. Данные более поздней работы [8]
хорошо согласуются с приведенными здесь.
Для большей наглядности на изотермиче¬
ских разрезах по оси Fe — Мо принят
масштаб в десять раз меньший, чем по
двум другим осям; необходимо помнить,
ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ ТРОЙНЫХ СИСТЕМ ЖЕЛЕЗА5331600150014001300==^== ^кГ 1200IРис. 50. Политермический
разрез системы при 10°/о $Мо. Метастабильная g*.
система но данным |У| ^ {ОООI		900800700
сс+е
6000 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 5,0 5,5 6ft
Содержание углерода, % (dec.)Рис. 51. Политермичес¬
кий разрез системы
Fe — С — Мо при 20•/•
Мо.Метастабильная система
по данным \Т[Содержание углерода, % (вес.)что такое изображение дает ошибочное
представление о протяженности фазовых
областей.Судя по данным [1, 2], в равновесных ус¬
ловиях наряду с цементитом или карбидом
МбС в богатых железом сплавах присут¬
ствует также карбид молибдена МоС. Это
обстоятельство учтено при построении схе¬
матического изотермического разреза ста¬
бильной системы при 700° [1, 2] (рис. 55).Добавки молибдена уменьшают раство¬
римость углерода в а-железе.ЛИТЕРАТУРА1.	К. К и о. Journal of the Iron and Steel Institu¬
te, v. 173, 1953, № 4, p. 363—375.2.	К. К u o. Jernkontorets Annaler, v. 137, 1953,
N° 5, 141—148.3.	H. J. Goldschmidt. Research,	2,1Q4Q n “344	"bLd4.	P. Greenfield a. P. A, Beck, Journal ofMetals, v. 6, 1954, p. 253—2575.	H. Ф. JI а ш к о и М. Д. Нестерова. Из¬
вестия АН СССР, серия физическая, т 5, 1951,
стр. 67—71.6.	Н. К г a i п е г. Archiv fur das Eisenhuttenwe-
sen, Bd. 21. 1950, № 1—2. 39-41,
534СТРОЕНИЕ СТАЛИ<Х+УСодержание молибдена, % (вес.)Рис. 53. Изотермический
разрез системы Fe —
С — Мо при 800°. Мета-
стабильная система по
данным Г71в+М6С_|		U—1	1	-L—I	1	I I -*20 30 U0 50 60 70 80 SO Но*Содертание молибден a,Vo (бес.)10 20 30 U0 50 60 10 80 SO
Содержание молибдена, % (вес.)Рис. 54. Изотермический разрез системы
Fe — С — Мо при 600°. Метастабильная
система по данным [717.	Т. Т a k е i. Kinsoku no Kenkyu. v. 9, 1932
р. 97—124. 142—173 и Science Reports of the Tohoku
Imperial University, v. 21, 1932, p. 127; см. также
Дж JI. Грегг. Сплавы железа с молибденом,
Харьков, 1938.8.	В. Н. Свечников и Н. С. Алферова.
Теория и практика металлургии, 1936, № 4, сто72.?. К. Ф. Стародубов и С. Н. Поляков.
Доповш АН УРСР, 1958, Я» 2, стр. 135—138.20 йС 60Содержание молибдена. % (am.)«Рис. 55. Изотермический разрез системы Fe —
С — Мо при 700°. Стабильная система по дан¬
ным [1, 2], схема
ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ ТРОЙНЫХ СИСТЕМ ЖЕЛЕЗА535Железо — углерод — мышьякЧетыре политермических разреза системы
Fe — С — As (рис. 56—59) приведены по
данным работы [1], выполненной с помощью
микроскопических, дилатометрических иСодержание углерода, % (вес.)Рис. 56. Политермический разрез системы
Fe — С — As при 0,8% AsСодержание углерода, % (dec.)Рис. 58. Политермический разрез системы
Fe — С — As при 2,8% Asрезистометрических исследований (см. так¬
же результаты работы [2]). При исследова¬
нии системы Fe — С — As [И диаграмма
состояния Fe — As принята по данным ра¬
боты [3].Растворимость углерода в аустените при
увеличении концентрации мышьяка от 0,8до 4,5°/о уменьшается приблизительно с 1,85
до 1,65%.ЛИТЕРАТУРА1.	А. К. Шурин и В. Н. Свечников. Во¬
просы физики металлов и металловедения. Сб.Рис. 57. Политермический разрез системы
Fe—С—As при 1,4% AsСодержание углерода. % (вес.)-Рис, 59. Политермический разрез системы
Fe *— С — As при 4,5V* Asнаучных работ Института металлофизики
АН УССР, 1957, N°. 8, стр. 58—64.2.	Н. Sawamira а. Т. Мог y._Memoirs of the
Faculty of Engineering of the Kyoto University»
v. 14, 1952, N°. 3, p. 129—144.3.	В. H. Свечников и А К. Шурин. Во¬
просы физики металлов и металловедения. Сб.
научных работ Института металлофизики
АН УССР, 1957, № 8, стр. 51—57.
536СТРОЕНИЕ СТАЛИЖелезо — углерод — никельДиаграмма тройной системы железо
углерод — никель не построена из-за труд¬
ностей в достижении сплавами равновесия
(вследствие крайней медленности диффузи¬
онных процессов).Попытка сконструировать диаграмму на
основании имеющегося материала сделана
[11. Структурная диаграмма никелевых ста¬
лей приведена в работе [2] (см. также [31),
О влиянии никеля на превращения в стали
см. в работах [4, 51.ЛИТЕРАТУРА1.	J. S Marsh. Allovs of Iron and Nickel, v. 1,
N.—Y., 1938, p. 56-82.2.	J. Т. E a s h a. N. B. Pilling. Transactions
of the American Institute of Mining and Metallur¬
gical Engineers., v. 150, 1942, p. 289—300.3.	P. S a m u e 1, L. G. F 1 n с h a. J. R. R a i t,
Nature, v. 175, 1955, № 4444, p. 37—38.4.	A. M. Hal 1. Nickel in Iron and Steel, N-Y,
1954.5.	Я Houdremont a. H. — J. W i e s t e r,
Handbuch der Sonderstahlkunde, Bd. I, Springer-
Verlag, Berlin, 1956.Железо — углерод — ниобийПолитермические разрезы системы Fe—
С—Nb для сплавов с постоянным содержа¬
нием ниобия (рис. 60—63) даны по работе
[1], а для сплавов с постоянным содержа-11001000900<о 800700
§ 600
§* 500
UOO
300
200//7//Г+Аь*с3/Ущс3./Jr*i*Nbt£3. ^ a.+ Fe-.,Л/62сс+ЛЬьСз*Fe3C^ сi + Mе3щС — по данным [4], a Fe—Nb — по данным[5].Обнаружены две карбидные фазы: РезС
и Nb4C3; двойные карбиды ниобия не най¬
дены. В системе имеют место два нонвари-
антных равновесия: Y + Fe3Nb2^a+Nb4C3
(920°) и Y^a+Nb4C3 + Fe3C (705°).12001100WOO«V-900§ 800% 7005“§ 600
л500UOO300200-7Ма1/1\7+n‘W3//J*NL\Сз+Fe3 с....А:'Ш3.^ЩС3. -щс3+Fe3kt>2CL + NiWs*Fe3cл+1г3ЩО 0,2 ом 0,6 0,8 1,0 1,2 1,4 1,6 1,8
Содержание углерода, % (вес.)Рис. 6. Политермический разрез системы
Fe — С — Nb при 0,5%> Nb§ 800
Г& 700
| 600
&500400300О 0,2 0,4 0,6 0,8 7,0 1,2 1,4 1.6
Содержание углерода, % (вес.)Рис. 60. Политермический разрез системы
Fe —С—Nb при 0,2°/* Nb2001-LуStspi/Wy-Nt4^3щс3*ъ3сN %*9rt1|‘fesNt2<x*NbиС3 + 1b3C’'a.* fe' 0,2 ОМ 0,6 0.8 1.0 12 1.4 16 18
Содержание углерода, % (весJРис. 62. Политермический пязпед системы
Fe —С —Nb при 1,0*/о Nbнием углерода (рис. 64) — по работе [2].
Изотермические разрезы (рис. 65—70) скон¬
струированы [3] по данным работы [1]; их
следует считать приблизительными. При ис¬
следовании системы Fe—С—Nb [1] диаграм¬
мы состояния двойных систем приняты: Fe-Добавки ниобия к железоуглеродистым
сплавам резко уменьшают и сдвигают к бо¬
лее высоким температурам аустенитную об¬
ласть, а также г^ремещают эвтектоидную
точку в сторону больших содержаний уг¬
лерода.
ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ ТРОЙНЫХ СИСТЕМ ЖЕЛЕЗА53711001Q00900а-5° 800
tI>700§I 600JOl/f/y/\ Гчf+hЩС3(	Р\оС +г+ЖЯР—1 1 1	11 ycc+NbifC^■Л~cL+iFe3mтс3
+1<Х+NLЧСз*Fe3CFeji\ЛИТЕРАТУРА1.	Н. Eggers u. W. Peter. Mitteilungen aus
dem Kaiser-Wilhelm Institut ftir Eisenforschung,
Bd.20, 1938, No. 15, 205—2112.	W. Peter u. M. N e u. Kaiser-Wilhelm In¬
stitute fur Eisenforschung. Bericht, N° 64 (VII-A2),
1945. Цитируется no [3].3.	Бор кальций, ниобий и цирконий в чугуне и
стали, Металлургиздат, 1961.4.	F. Korber, W. Oelsen, Н. Schottky
u. Н. — J. W i е s t е г, V.D.IZh. Werkstoffausschuft
Bericht 180, 1937.5.	Н. Eggers и. W. Peter. Mitteilungen aus
dem Kaiser-Wilhelm Innstitut iiir Eisenforschung
Bd. 20, 1938, No. 15, 199—203.Рис.0,2 0,U 0,6 0,8 7,0 1,2 1£ 1t6
Содержание у еле род a, % ( бес.)63. Политермический разрез системы
Fe — С — Nb при 2,0*/о Nb120011001000900§ООО|700£600с;5001U003002007000\^ \1	\-:ч>V?+щс3\г'\ч—\i		I~Г^С+М*сэViЛ +'Ге3с+щс3I s>I#'4itiXV!«> ci-b- \IJ —iIf- j?-
&I /'/1 12356789ЮOf Д4 0,6 0,8 10 1,2 1,4 1,6 1,8
Содержание углерода, % (бес.)Рис.Изотермический разрез
Fe — С — Nb при 1000°Содержание ниобия, % (бес.)Рис. 64. Политермический разрез системы
Fe — С — Nb при 0,9% СРис. 66. Изотермический
разрез системы Fe —
С — Nb при 935еол 0,к 0,6 0,8 Г,0 1,2 1,4 1,6
Содержание углерода, У. (бес.)
О 0,2 О,It 0,6 0,8 1,0 1,2 1,U 1,6 1,8 2,0
Содертание углерода, % (вес.)Рис. 67. Изотермический разрез системы Fe—С—Nb при 900°NbРис. 68. Изотермический разрез системы Fe — С — Nb при 800е
NbРис. 69. Изотермический разрез системы Fe — С — Nb при 725°MbРис. 70. Изотермический разрез системы Fe — С — Nb при 675°
540СТРОЕНИЕ СТАЛИЖелезо — углерод — сераСистема железо—углерод—сера характе¬
ризуется наличием области несмешиваемо¬
сти в жидком состоянии (рис. 71). В твер¬
дом состоянии, в сплавах имеются четыре
фазы: а- и у-твердые растворы железа, це^
ментит и сульфид железа FeS. Изображен¬ных равновесия: ж^жг + у + Fe3C (1100°>
и v^a+Fe3C + FeS (-700°).Результаты исследований [2, 3] отличают¬
ся от данных работы [1] в очень небольшой
степени. В работе [3] приведена сводка всех
старых работ.На растворимость серы в твердом железе
содержание углерода практически не ока-FeS ЖРис. 71. Область несмешиваемости в жидком состоянии в системе Fe — С — S.
Римскими цифрами (/—I, II—II и III—III) указаны направления политерми-
ческих разрезов на рис. 74—761500то1300<о 1200
£§ пооI| 1000
* 900800FeS+?
700600пIГs'чж,*>т2/I\' ' \\\чЧ4*7\Sm,*)K2+Fe3-е3с +т'\'+fe3с + геS-Л|OL+ /IresC+FeS;2 3 U 5 6
Содертание углерода, % (вес.)Рис. 72. Политермический разрез системы
Fe — С — S при 2% Sные на рис. 72—76 политермические разре¬
зы заимствованы из работы Щ.
iB системе имеют место два нонвариант-15001LOO13001200t^ 1100
%§ 1000
I^ 900800FeS+ 7*
700600mI^ j1i/Sv/^ I?\V ;
\%*m24.V'к,+ж2+fe5Cr*1fe3C*n<~FeS+fr+>%c+FeS• CL \JСС+/IceSО 12 3 4 5 8
Содержание углерода % % (вес.)Рис. 73. Политермический разрез системы
Fe — С — S при 5Vo Sзывает никакого влияния. Добавки серы
уменьшают растворимость углерода в жид¬
ком железе [4].В цементите некоторая часть атомов уг¬
лерода может быть замещена атомами се-
РЫ [5].
ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ ТРОЙНЫХ СИСТЕМ ЖЕЛЕЗА541600 0 5 10 15 20 25
^Содержание серы, % (t Вес^2,0 1,9 1,8 1,68 1,58 1,t8Содержание углерода, % (вес)Рис. 74. Политермический разрез си-
стемы Fe — С — S (разрез I—I, см.
рис, 71)16001500то1300^ 1200I" 1100
I£ 1000
900
800
700
600\Aж//№+i.\I >7/IsVJГ2+?V/+Fe£f*+4r+Fej7**‘jC+teS+Fescc+Fe
	i3C+Ft’S0	5 10 15 20 251	Содержание серб/, % ( бес.).О 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5
Содержание углерода, % (бес.)Рис. 75. Политермический разрез
системы Fe — С — £> (разрез
II—II, см, рис. 71)0А9 0,45 0,40 ОМ 0J2 0,30 0J6 0J0
Содержание углерода, % (вес.)Рис. 76. Политермический разрез системы
Fe — С — S (разрез III—III, см. рис. 71)ЛИТЕРАТУРА1.	R. V о g е 1 и. G. R i t z a u. Archiv fur das
Eisenhiittenwessen, Bd. 4, 1932, № 11, S. 549—556,2.	T. Sato. Technological Reports of the Tohoku
Imperial University, v. 10, 1931, p. 453.3.	H. Hanemann u. A. Schil'dkotter.
Archiv ftir das Eisenhiittenwesen, Bd. 3, 1930,
S. 427-435.4.	E. Т. T u г k d о g a n a. R. A. Hancock.
Journal of the Iron and Steel Institute, v. 179,
1955, № 2, p. 155-159.5.	J. Drain a. A. Michel. Revue de Metallur-
gie, v. 49, 1952, p. 585-589.Железо — углерод — фофсорДиаграмма состояния и шесть политерми¬
ческих разрезов (рис. 77—82) системы же¬
лезо— фосфор (Fe3P)—углерод (Fe3C) при¬
ведены по результатам термических и мик¬
роскопических исследований [1] (см. также
[2]). В системе имеют место три нонвари-
антные реакции!: ж+а^у + ^зР (995°),
ж^7+Ре3С+Ре3Р (950°) и у + Ре3Р^1а+
+ Fe3C (745°). Сведения о строении сплавов
железо-углерод-фосфор, в которых углерод
кристаллизуется в виде графита (стабиль¬
ная система), приводятся в работах [3, 4]
(там же имеются ссылки на более ранние
работы).Добавки фосфора уменьшают раствори¬
мость углерода в жидком железе [5]. Сис¬
теме железо—углерод—фосфор посвящена
также работа [6].ЛИТЕРАТУРА1.	R. Vogel. Archiv fiir das Eisenhtittenwesen,
Bd. 3, 1929, № 5, S. 369-381.2.	P. H. T ii t s с h. Schweizarische Archiv fiir
Wissenschaft und Technik, Bd. 22, 1956, № 11,
S 345-355.
Температура,542СТРОЕНИЕ СТАЛИ12001100mJ./ж+ссТh71K*7/1//' * teaСл /
1/ГМАа
1 *VГ%р*Fe3с№1«V'+fe3LАdL*1Р* Ft1?3С1аРис.О	0,5 1,0 1,5 2J0 2,5 3,0 3,5 4,0 4,5 %С9	8 7 6 5 4 3 2 1 0 %Р
Содержание углерода (фосфора), %(бес)78. ПолитермическиЙ разрез системы
Fe — С — Р (разрез J-1, см. рис. 77)О	0,75 1,50 2,25 3,00 %С
87 65 43210 %РСодержание углерода (фосфора), % (вес.}Рис. 79. ПолитермическиЙ разрез системы
Fe — С — Р (разрез II—II, см. рис. 77)
Температура, *С75001U00
1300
^ 1200
% 7100I§ 1000
I* 900
800
700
600тж+* /
!+*ж*?\/ос
/ *аГp^iу \ж+ifи\ УЪРц*■+7+,rff3P*F°3сГFe3c\L+fe
	i1?3С1сх+ Fs4C
1«■+7+Fe3iV (J,< ЦУ 1/fU vtQ /ги /(а /,т	7Ь О2,0 1,8 1,6 /,« 1,2 1fl 0,8 0,в О,U 0,2 О 7.Р
Содержание углерода (фоарора), % (вес.)Рис. 80. Политермический разрез системы Fe — С — Р
(разрез III — III, см. рис. 77)Рис* 81. Политермический разрез системы Fe—С—Р
(разрез IV—IV, см. рис. 77)
544СТРОЕНИЕ СТАЛИСодертание углерода (фосфора), % (вес.)Рис. 82. Политермический разрез системы
Fe - С — Р
(разрез V—V, см. рис. 77)3.	М К ii п k е 1 е. Mitteilипцеп aus dem Kaiser-
Wilhelm Institut fur Eisenforschung, Bd. 12, 1930,
№ 4, S. 23—31.4.	K. Schichtel u. E. Piwowarsky,
Archiv ftir das Eisenhiittenwesen, Bd. 3, 1929, JSTu 2,S.	144—147.5.	E. Т. T u г к d о g a n a. L. E. Leake. Jour¬
nal of the Iron and Steel Institute, v. 179, 1955,
№ 1, p. 39—43.6.	K. Nagasaki. Nippon Kinzoku Gakkai —
Si, v. 16, 1952, p. 23—26.Железо — углерод — хромСистема Fe—С—Сг была исследована
многократно [1—3] (обзоры ранних работ
см. в [4, 5]).Здесь воспроизведены политермические
(рис. 83—94) и) изотермические (рис. 95—
97) разрезы системы по данным новейшей
работы [6], выполненной с помощью микро¬
скопического, рентгеновского, дилатометри¬
ческого и карбидного анализов.При исследовании системы Fe—С—Сг [6]
диаграммы двойных систем Fe—С, Сг—С и
Fe—Сг приняты соответственно по данным
{7, 8 и 9].Обнаружены три карбидные фазы: Ki—
(Fe, СгЬзСе — кубический карбид хрома,
в котором при температуре ниже 800° до
восьми атомов хрома могут быть замещены
атомами железа [Ш.] В равновесии с твер¬
дым раствором а, содержащим 6,5% Сг, на¬
ходится карбид состава 34,4% Fe; 60,1% Сг
и 5,5% С, что соответствует формуле
Fe8Cri5C6. К2—(Fe, Сг)7С3 — тригональный
карбид хрома Сг7Сз, в котором в равнове¬
сии с твердым раствором а с 6,5°/о Сг два
атома хрома могут быть замещены двумя
атомами же лаз а, а в равновесии с а-твер-
дььм раствором с 0,75% С г — четыре атомаРис. 83. Политермический разрез системы
Fe — С — Сг при 0,05% С' 0 а+К2+Кс ю	20	30Содержание хрома» % (вес,)Рис. 84* Политермический разрез системы
Fe —С —Сг при 0,1 Vo С[10]. Два граничных состава карбидной фа¬
зы К2: 27,3о/о Fe, 63,8% Сг ,и 8,9% С
(Fe2Cr5C3) и 53,8% Fe, 37,6% Сг и 8,8®/о С
(Fe4Cr3C3). К с—	Сг)зС — цементит, вкотором растворяется до 20% Сг [10, 11].
Температура^СДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ ТРОЙНЫХ СИСТЕМ ЖЕЛЕЗА545Рис. 85. Политермический разрез системы Рис. 86. Политермический разрез системы
Fe — С — Сг при 0,2% С	Fe — С — Сг при 0,4*/о ССодержание хрома,% (вес.)Рис. 87. Политермический разрез системы Fe — С — Сг при 1% СВ области затвердевания сплавав происхо¬
дят три перитектических нонвариантных
превращения: а + ж^Кл + у (1275°), Ki +
+ ж$К2 + Т (1225°) и Кз + ж^Кс + У
(1175°), в твердом состоянии—два пери-35	Металловедение (справочник), т. Iтектоидных превращения: а + К2 ^ Y + Ki
(795°) и a + Kc^Y + Кг (760°). Сущест¬
вование в системе квази бинарно го разреза
Fe3C — Сг7С3 работами последних лет не
подтверждается [10, 12].
546СТРОЕНИЕ СТАЛИСодержание хрома, % (вес.)Рис, 88. Политермический разрез системы Fe — С — Сг при 2% ССодержание углерода, % (вес.)Рис. 89, Политермический разрез системы Fe — С — Сг при 2% Сг
ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ ТРОЙНЫХ СИСТЕМ ЖЕЛЕЗА547Содержание углерода, % (dec.)Рис. 90. Политермический разрез системы Fe — С — Сг при 5% СгСодержание углерода,%(вес.)Рис. 91. Политермический разрез системы Fe —С —Сг при 8% Сг
Температура,вС Температура °с548СТРОЕНИЕ СТАЛИСодержание углерода, % (вес.)Рис. 92. Политермический разрез системы Fe — С — Сг при 13% СгШептание углерода, % (вес.)Рис. 93. Политермический разрез системы Fe — С — Сг при 17°/о Сг
Содертание крема, %ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ ТРОЙНЫХ СИСТЕМ ЖЕЛЕЗА549Содертание углерода, % (вес.)Рис. 94. Политермический разрез системы Fe — С — Сг при 25V* СгСодертание углероде, % (вес.)Рис. 95. Изотермический разрез системыFe — С — Сг при 850е3530§25%20IЦгз§I4» 10-3ОС*/Г,У/Л /./1/У//7*к/fr-ac
г \ 'V'/f/pk7А уГп*\7О 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5
Содержание углерода, % (вес.)Рис. 96 Изотермический разрез системы
Fe — С — Сг при 1000®
Содертание храма, % (бес.)550СТРОЕНИЕ СТАЛИРис.Содертание углерода, % (decj97. Изотермический разрез сис
Fe —С —Сг при 1150еЛИТЕРАТУРАI.	T.Murakaml, К. О k a a. S. N i s h i g о г i-
Technical Report of the Tohoku Imperial Univer¬
sity, v. 9, 1930, Ns 3, p. 59-99.2.	W. Tofaute, A. Sponheuer u.H.	В e n n e k. Archiv fur das Eisenhtlttenwesen,
Bd. 8, 1934—1935, S. 499-506.3.W. Tofaute, C. Kiittner u. A. But¬
ting h a u s, Archiv fiir das EisenhQttenwesen,
Bd. 9, 1935/36, S. 607-617.4.	A. B. Kinzel a. W. Crafts. The Alloys
of Iron and Chromium, v. 1, Me Graw Hill Book
Co, N.-Y., .1937.5.	R. H Greaves. Chromium
Steel, L.. 1935.6.	K. Bungardt, E. Kunzeu.	E. Horn. Archiv fur das EJsen-
huttenwesen, Bd. 29, 1958, № 3,C 1QQ	OHO7.	F. Kfirber, F. W. Oelsen,H.	S с h о 11 к у u. H. — J. Wies-
t e r. Das Zustandsschaubild Eisen-
Kohlenstoff und die Grundlagen der
Warmebehandlung des Stahis Dtis-
seldorf, 1949.8 .D. S. Bloom a. N. J. Grant.Journal of Metals, v. 188, 1950, № 1.!>. 41—46.9.	F. Adcock. Journal of the
Iron and Steel Institute, v. 124
1931, p. 99—149.	77tr-i?' Th~ Heczko, Berg — und
Huttenmanmsche Monatshefte der
montanistischen Hochschule in Leo-
ben, Bd. 92, 1947. S. 125—139.II.	F. Wever u. W. Koch.Stahl und Elsen, Bd. 74, 1954, S. Рис.
989-1000.12.	W. D a n n 6 h 1. Дополни¬
тельное сообщение к статье W.Koch u. H. — J. Wiester, Stahl und
Eisen, Bd. 69, 1949, 80—86.Железо — углерод — титанПо данным [1], в стабильной системе же¬
лезо—углерод—титан имеются следующиетвердые фазы: твердые растворы титана Tia
и Tip, графит С, промежуточные железоти¬
тановые фазы FeTi и Fe2Ti, твердые раст¬
воры железа — Fea и Fer и карбидная фа¬
за TiC, растворяющая до 15% Fe. Двойные
карбиды титана и железа не обнаружены.Псевдобинарные разрезы Fe2Ti—TiC и
Fe—TiC делят систему на три самостоятель¬
ные области [1, 2].В области Fe—С—TiC имеют место три
нонвариантных равновесия: ж+Реа:|!ЛЧС+
+FeT (1320°), ж$:^С+Рет+С (около
1140°) и Fea+TiC^FeT+С; в области Fe—
Fe2Ti—TiC — одно: ж^Ре2Т1+РеС+Ре a и
в области Fe2Ti—Ti—TiC — три: ж+Ре2Т^
^TiC + FeTi (около 1310°), ж+TiC^FeTi-h
+Tip (около 1100°) и Tip +TiG^:Tia+FeTi
[1].На рис. 98 изображен схематический изо¬
термический разрез системы при 1000°, по¬
строенный по результатам микроскопических
и рентгеновских исследований [1]. Работой
[1] установлены также поверхность ликвиду¬
са, область распространения фазы TiC и
характер фазовых равновесий во всей сис¬
теме.Политермические и изотермические разре¬
зы железного угла метастабильной системы
Fe—С—Ti показаны на рис. 99—108, по дан¬
ным термического анализа, рентгеновских и' / /' \ / /\~
fin + TiFe TtFe We*7iFe2 TiPe2 / ctFe \ Fe
Содержание титана, %Изотермический разрез системы Fe — С — Tiпри 1000°. Стабильная система, схема [1]микроскопических исследований [3, 2] (см.
также [4, 5]). Границы фазовых полей псев-
добинарного разреза Fe—TiC [2] достаточ¬
но точны, границы фазовых полей других
ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ ТРОЙНЫХ СИСТЕМ ЖЕЛЕЗА551Содертание Т1С%%(Вес.)Рис. 99. Политермический разрез системы Fe — С — Т!; квазиби-
нарный разрез Fe — TiC по данным [2]Содержание углерода, % {бес}Рис. 100. Политермический разрез системы Fe — С — Ti при 0,3V% TI,Метастабильная система по данным [3]разрезов [3] в ряде случаев весьма предпо-	формулой Fe2Ti вместо формулы FeaTi. ука-ложительны. На изотермических и политер-	занной в оригинале [3].мических разрезах (рис. 99—108) богатая	Дополнительные сведения о сплавах Fe-железом фаза системы Fe—Ti обозначена	C-Ti см. в работах [4—6].
Рис. 101. Политерми¬
ческий разрез систе.
мы Fe — С — Т1 при
0.7е/* Ti. Метаста¬
бильная система по
данным [3]Содержание углерода, % (вес.)Рис. 102. Политерми*
ческий разрез систе¬
мы Fe — С — Ti при
1,2% Ti. Метаста¬
бильная система по
данным [3]Содержание углерода, % (вес.)Рисг 103. Политерми¬
ческий разрез систе¬
мы Fe — С — Ti при
1,6% Ti. Метаста¬
бильная система по
данным [31Содержание углерода, % (вес.)
Рис. 104. Политерми¬
ческий разрез сис¬
темы Fe — С — TI
при 2,3e/e Ti. Метаста¬
бильная система по
данным [3]Содержание углерода, % (вес.)18001600 ■то \и - ■1200 -1/ООО ■1§800&600т2000■ F	W—VJLT-Ж+осж\ ж*<хЖ+17С\\7*пс ЛЖ+11C* /ЪСV/7'>пс+■Fe3CL\С. Т/Гпс*Fe3C'04Tiгг1I' ■ сx+fe2 /I -7+TLC
|oL+Tic+fe3c11' 17111Рис. 105. Политерми¬
ческий разрез систе¬
мы Fe — С — TI при
3,4% Ti. Метастабиль¬
ная система по дан»
ным [3]2	3 ^	5Содержание углерода, % (вес.)&- + T(C+fe2TiСодержание углерода, % ( вес.)Рис. 106. Изотермический разрез системы Fe —
С — Ti при 1100°. Метастабильная система по
данным [3]Рис. 107. Изотермический разрез системы
Fe — С — Ti при 800°. Метастабильная си¬
стема по данным [3]
554СТРОЕНИЕ СТАЛИol+ TiC+Fe2Tij?:
II117 // /
/Ct*ПС* Ft?3ci /1<x + f
¥—1V0	12 3 4 5 6
Содержание углерода, % (вес.)Рис. 108, Изотермический разрез системы
Fe — С — Ti при 700°, Метастабильная
система по данным [31ЛИТЕРАТУРА1.	Y. Murakami, Н. Kimura, a. Y. N i-
s hj m u г a. Memoirs of the Faculty of Engineering
Kyoto University, v, 19, 1957, J* 3, p. 302—319*0 5 10 15 20
Содержание циркония, % (бес.)Рис. 109. ПолитермическиЙ разрез си-
стемы Fe — С — Zr. Квазибинарный
разрез Fe — ZrC2.	В. Н, Еременко, В. Н. Буланов и
Л. А. Г а е в с к а я. Труды Киевского Государ¬
ственного университета, химический сб., 1955,
№ 7.3.	W. Tofaute u. A. Bflftlnghaui.
Archiv ffir das Eisenhtlttenwesen, Bd. 12, 1938 —
1939. S. 33—37.4.	Дж. Ф. Комсток, Титан в чугуне и ста¬
ли. Изд.-во иностр. лит., 1956.5.	В. Н. Еременко. Титан и его сплавы.
Изд. АН УССР, 1955, стр.. 302^319.6.	J. Barksdale. Titanium, its occurence,
chemistry, and technology, N.-Y., 1950, p. 405—430.Железо — углерод — цирконийЖелезный угол системы железо — угле¬
род— цирконий исследован с помощью тер¬
мического и микроскопического анализа, а
также измерений твердости [1] (см. так¬
же [2]).На рис. 109—115 представлены семь по-
литермических разрезов системы: разрез
Fe — ZrC (рис. 110), так же как и разрез
Fe2Zr — ZrC, квазибинарный. В оригиналь¬
ной работе железоциркониевому соединению
приписана формула Fe3Zr2, на рис. 109—
115, в соответствии с последними данными
(см. стр. 488),— формула Fe2Zr.В области Fe — Fe3C — ZrC имеют место
два нонвариантных равновесия: ж^у +Содержание циркония, % (вес.)Рис. 110. ПолитермическиЙ разрез системы
Fe — С — Zr при постоянном содержании
углерода 0,3•/•
1600О 70 20 SO 4ОСодертание циркония, У0 (вес)Рис. 111. Политермический разрез системы
fe — С — Zr при постоянном содержании
углерода 1,1%1200I|б то7006001Я1сVVЛГ'74гУчкаГ*/“ 1>а+Zrf+Fep2rz
<x+ZrCtFe3
.1.1 1С1О 0,2 ом 0,6 Ofi ю 12
Содертание углерода,%(бес.)Рис. 113. Политермический разрез
системы Fe — С — Zr при постоян¬
ном отношении содержания желе¬
за н циркония (99,5 Fe: 0,5 Zr)1600tРис. 114. По- £ 1WQлитермический g
разрез сис- §■
темы Fe — ^С — Zr при £
постоянном ^
отношении
содержания
железа	ициркония (98
Fe: 2 Zr)Содержание циркония, % (вес.)Рис. 112. Политермический разрез
системы Fe — С — Zr при посто¬
янном содержании углерода 2,5%0 0,2 0tU 0,6 0,8 10 f,Z
Содертание углерода. % (вес.)
556СТРОЕНИЕ СТАЛИРис. 115. Политерми¬
ческий разрез систе¬
мы Fe — С — Zr пр»
постоянном отноше¬
нии содержания же¬
леза и циркония
(90 Fe: 10 Zr)Содержание углерода, % (вес.)+ Fe3C + ZrC (1145°) и Y ^ а + ZrC ++ Fe3C (721°); в области Fe — ZrC — Fe2Zr
тоже два: ж^у + ZrC + Fe2Zr (1330°) и
Y + Fe2Zr^a + ZrC (780°).Характерные точки псевдобинарного раз¬
реза (рис. 109): С — 88,82% Fe, 9,88% Zr,1,3% С; 1460°; М —93,12% Fe, 6,08% Zr,0,8% С; 1460°; Z — 99,14% Fe, 0,76% Zr,0,1% С; 780°.ЛИТЕРАТУРА1.	R. Vogel и. К. L б h b е г g. Archiv ftlr
das EisenhOttenwesen, Bd. 7, 1934, JSfe 8, S. 473—478.2.	Бор, кальций, ниобий и цирконий в чугуне
и стали, Металлургиздат, 1961.Железо — хром — марганецСистема железо — хром — марганец ис¬
следована многократно (главнейшие рабо¬
ты—[1—8]; в обзоре [8] дана подробная
сводка всех работ, выполненных до 1952 г.).
Здесь воспроизведены политермические и
изотермические разрезы системы, построен¬
ные [4, 8] на основании дилатометрических,
термических и микроскопических исследо¬
ваний, дополненных анализом твердости,
удельного электросопротивления и магнито¬
метрическими данными (рис. 116—126).Рис.: 116. Политермический разрез
системы Fe — Сг — Мп при 0,6% Мп
ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ ТРОЙНЫХ СИСТЕМ ЖЕЛЕЗА557Содержание хрома, %(6ес.)Рис. 117. Политермический разрез
системы Fe — Сг -г Мп при 1,4% МпСодержание хрома, % (бес)Ряс. 118. Политермический раз¬
рез системы Fe — Сг — Мп при
4е/* МпСодержание хрома, % (бес.)Рис. 119. Политермический разрез системы
Fe — Сг — Мп при б*/| МпСодержание хрома, % (6ecJРис. 120. Политермическийразрез системы Fe — Сг — Мппри 8%> Мп
558СТРОЕНИЕ СТАЛЛРис. 121. Политермический разрез системы
Fe — Сг — Мп при 16°/о МпСодержа мае хрома, % (вес.)Рис. 122 Политермический разрез системы
Fe — Сг — Мп при 22% Мп123. Политермический разрез системыFe — Сг — Мп при 28°/о Мп1О 10 20 30
Содержание марганца , % (Sec.)Рис. 124. Политермический раз¬
рез системы Fe — Сг — Мп при
постоянном содержании хрома
13%
ДИАГРАММЫ СОСТОЯНИЯ ТРОЙНЫХ СИСТЕМ ЖЕЛЕЗА559Содержание марганца, % (вес.)Рис. 125. Изотермический разрез системы
Fe —Сг —Мп при 1000еСодержание марганца, % (вес.)Рис. 126. Изотермический разрез системы
Fe — Сг — Мп при 900°Характер а ^ у_пРевРа1Дения в сплавах,
содержащих до 13% Мп, зависит от его на¬
правления. При нагреве превращение а-^у
протекает по типу диаграммы с закрытой
Y-областью; при охлаждении со скоростью ^
около 200° С/час — по типу диаграмм с от-
крытой уобластью; в последнем случае оно
носит мартенситный характер (неравновес- £
ные условия перекристаллизации).	§ЛИТЕРАТУРА	|Л)1.	W. К о s t е г. Archiv fur das Eisenhtlttenwe-sen, Bd. 7, 1934, S. 687—688.2.	C. O. Burgess a. W. D. Forgeng.
Transactions of American Institute of Mining and
Metallurgical Engineers, v. 131, 1938, p. 277—302.3.	P. Schafmeister u. R. Ergang.
Archiv ftir das Eisenhiittenwesen, Bd. 12, 1939, S.
507-510.4.	А. Т. Григорьев и Д. Л. Кудряв¬
цев. Известия Сектора физико-химического ана¬
лиза АН СССР, т. 16, 1946, No 2, стр. 82—99.5.	А. Т. Григорьев и Д. Л. Кудряв¬
цев. Известия Сектора физико-химического ана¬
лиза, т. 18, 1949, стр. 92—116.6.	А. Т. Григорьев и Д. Л. Кудряв-ц е в. Известия АН СССР* Отд. хим. наук, 1948,
№ 2, стр. 165-173.7.	А. Т. Григорьев, Д. Л. Кудряв¬
цев и Н. М. Груздева. Журнал приклад¬
ной химии, т. 23, 1950, № 6, стр. 566—574.8.	А. Т. Григорьев. Сплавы железа с
хромом и марганцем. Изд. АН СССР, 1952.Железо — никель — хромСистема железо — никель — хром была
предметом многих исследований (см. основ¬
ные работы [1—8]; обзор работ при 1955 г
дан в работе [9]). Здесь приведены поли-
термические разрезы системы при постоян¬
ном содержании никеля [7, 8] и при посто¬
янном содержании железа [4], изотермиче^-
ские разрезы [6] и проекции поверхностей
ликвидуса и солидуса [3] (рис. 127—137).fe W 20 SO СО 50 60 70
Содертание *рома. 7Jвес.)Рис. 127. Политермический разрез системы
Fe — Сг — N1 при 2*/* N10 10 20 30 ЬО 50 60 70
' Содертание хрома, % (Вес.)Рис* 128. Политермический разрез системыFe — Cr-Nl при 6°/» Ni
560СТРОЕНИЕ СТАЛИ1600ПОО1200
К wooII 800IS 600
ftиоо200Ожт—чт\лт’■асС7сСГSч\(/Л\ч|ч\111£г*1*11\Ч1NЧ i1111110 20 30 40 50 60
Содертание хрома, %(6ес.)Рис. 129. Политермический разрез системы
Fe-Cr-Ni при 12% Ni16001600то1200юоо800600т200Ж+аг.7асff,р71ГтГе1 1
IV► \S.li\l\1 \>1 -V 7*6а:/..v О 5 10 15 20
Содертание никеля, % (бес.)I	1	1	1	125 20 15 10 5
Содертание хрома, У» (бес)1600
im
1200
% юооI	800
I§ 600
Л»m200очРис* 131. Политермический
разрез системы Fe — Сг — N1
при 75«/e Feто16001U0012QGIюоо1800£1600иоо700__ж*1ан—11Кт*Г,<*■+7U1-6Г ‘ "61Г61»11111111 110	20 30 U0 50 60 70
Содержание хрома, % (бес.)Рис. 130. Политермический разрез системы
Fe - Сг — Ni при 20% NiПо данным [7, 8] 0-фаза образуется
при 1000°; по данным других авторов — при
температурах ниже 900°. Прочие различия
в положении отдельных линий на разрезах,
по данным разных авторов, менее сущест¬
венны. На вертикальных разрезах системы
при постоянном содержании никеля нанесе¬
на линия а упРевРа1Дения при нагреве
и при охлаждении (в сплавах с малым со¬
держанием никеля направление превраще¬
ния определяет его характер). Все приве¬
денные на рис. 127—137 разрезы получены
при исследовании сплавов, содержащих ми-10 20 30 (*0
Содержание никеля, % (вес.)5050 UO 30 20 ГО О
Содержание хоома % (вес)Рис* 132. Политермический разрез системы
Fe — Сг — Ni при 50e/o Feнимум несколько десятых процента приме¬
сей. Границы фазовых областей при 700° и
ниже неточны, так как равновесия в систе¬
ме достичь трудно. На рис. 138 совмещены
изотермические разрезы системы при 650°
для сплавов технической [4] и высокой [10]
чистоты. Влиянию времени на достижение
равновесия в реакции образования сг-фазы
посвящены работы [10—13].
Рис. 133. Политерми¬
ческий разрез систе¬
мыFe — Сг — N1
при 30% FeСодержание хрома, % (вес.)М 90 80 70 60 00 40 SO
Содержание никеля, % (вес.)20 гоРис. 134. Проекции поверхностей ликвидуса (а) и солидуса (б) системы Fe — Сг — N1
36 Металловедение (справочник), т. I
562СТРОЕНИЕ СТАЛИreСодержание на пел я, % (бес.)Рис. 135. Изотермический разрез
Fe — Сг — Ni при 1100°Сг Ю 20 30 4<7 50 60 70 80 90 ШСодержание никеля, % (вес.)Рис. 136. Изотермический разрез системы
Fe — Сг — Ni при 800°Гг 10 20 30 W 50 60 70 80 90 Ni
Содержание никеля, % (вес.)Рис. 137. Изотермический разрез системы
Fe — Сг — Ni при 400°Рис. 138. Изотермический разрез
Fe — Сг — Ni при 650°.Сплошные линии — по данным [4] (технически
чистые сплавы), пунктирные — по данным [101
(сплавы высокой чистоты)ЛИТЕРАТУРА1.	R. Н. Aborn а. Е. С. Bain. Transacti¬
ons of American Society for Steel Treating, v. 18,
1930, p. 837-893.2.	F. W e v e г u. W. J e 1 1 i n g h a u s. Mit-
teilungen aus dem Kaiser-Wilhelm Institut fur
Eisenforschung, Bd. 13, 1931, S. 93—108.3.	С. H. M. Jenkins, E. H. Bucknall,
C. R. Austin a. G. A. M e 1 1 о r. Journ. of the
Iron and Steel Institute, v. 136, 1937, p. 187—222.4.	P. Schafmeister, u. R. Ergang. Ar-
chiv ftiri das Eisenhiittenwesen, Bd. 12, 1939,S.	459—464.5.	A. J. Bradley a. H. J. Goldsch¬
midt. Journal of the Iron and Steel Institute,
v. 144, 1941, p. 273-283.6.	J, W. Puch a. J. D. N i s b e t. Journal of
Metals, v. 188, 1950, № 2, p. 268—276.7.	А. Т. Григорьев и И, А. Бондарь.Известия Сектора физико-химического
т. 23, 1953, стр. 142.8.	А. Т. Григорьев и И. А. Бондарь.
Известия Сектора физико-химического анализа,
т. 25, 1954, стр. 94.9.	И. И. Корнилов. Железные сплавы,
т. III. Сплавы системы железо — хром — ни¬
кель. Изд. АН СССР, 1956.10.	W. R. Rees, В. D. Burns a. A. J. Cook.
Journal of the Iron and Steel Institute, v. ' 162,
1949, p. 325—336.11.	М. E. Nicholson, С. H. Samans
F. J. Shortsleeve. Transactions of Amo
can Society for Metals, v. 44, 1952, p. 601—619.12.	E. В a e г 1 e с k e n u. W. H i г s с h.
Stahl und Eisen, Bd. 75, 1955, S, 570—579.13.	A. J. С о о k a. В. R. Brow n. Journal of
the Iron and Steel Institute, v. 171, 1952, p. 345.
ФАЗЫ ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ563ГЛАВА 29ФАЗЫ ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИЛегирующие элементы в большинстве
своем изменяют состав и свойства фаз, су¬
ществующих в углеродистой стали* — фер"
рита, карбидов, сульфидов и др., и (или)
образуют новые фазы с железом или с дру¬
гими легирующими элементами и содержа¬
щимися в стали примесями — углеродом,
кислородом, серой, фосфором, азотом и др.
Изменение же состава и количества фаз вы¬
зывает важные прямые или косвенные из¬
менения свойств стали. Фазы легированной
стали могут представлять собой: твердые
растворы — легированный феррит, аустенит;
сверхструктуры; химические соединения с
преобладающей металлической связью —
карбиды, нитриды, гидриды, интерметалли¬
ческие фазы (металлические соединения);
неметаллические фазы — окислы, силикаты,
сульфиды и др.1.	ТВЕРДЫЕ РАСТВОРЫТвердые растворы легирующих элементов
и углерода в железе являются основой ста¬
ли. Наиболее эффективно и широко твер¬
дые растворы на основе а- или ужелеза
используются для создания легированных
сталей и сплавов с определенными физиче¬
скими и химическими свойствами: сплавов
высокого электросопротивления, трансфор¬
маторной и динамной стали, сплавов с вы¬
сокой магнитострикцией, высококоэрцитив-
ных сплавов, жаропрочных, кислотостойких
сталей и т. п.Легированный феррит. Все наиболее ши¬
роко применяемые легирующие элементы
образуют с ферритом непрерывные (хром,
ванадий) или ограниченные твердые рас¬
творы по типу замещения и поэтому упроч¬
няют его в соответствии с закономерностью
Н. С. Курнакова. В равновесном (отожжен¬
ном) состоянии феррит упрочняется тем
сильнее, чем больше растворенный в нем
элемент искажает решетку a-железа, т. е.
чем больше различие атомных радиусов эле¬
мента и a-железа, причем сжатие решетки
вызывает более сильное упрочнение, чем ее
расширение. Ограниченно растворяющийся
элемент упрочняет сильнее. Легирующие
элементы заметно повышают начальный ко¬
эффициент упрочнения феррита, характери¬
зуемый углом наклона первого участка
диаграммы истинных напряжений к оси
абсцисс. Сопротивление феррита отрыву за¬
висит главным образом от величины его
зерна, а растворенные элементы могут
влиять на эту константу только косвенно,
в основном через величину зерна. При ле¬
гировании феррита одновременно несколь¬
кими элементами упрочнение его вопреки* Лишь некоторые элементы присутствуют встали в свободном или почти свободном виде,например: свинец, висмут.ЗР*имеющимся указаниям, не подчиняется за¬
кону аддитивности и не определяется так¬
же теми из элементов, которые наиболее
сильно его упрочняют.Повышение прочности отожженного и
нормализованного феррита при легировании
не сопровождается, как правило, падением
относительно удлинения и сужения. Только
при введении больше ~2% Si или 3—
3,5% Мп наблюдается значительное сниже¬
ние пластичности.В наибольшей степени влияние легирова¬
ния сказывается на ударной вязкости фер¬
рита, которая, как правило, уменьшается,
и на положении критической температуры
хрупкости (хладноломкости) Т к Кремний
повышает Тк. Хром, марганец, алюминий и
медь при их содержании в несколько про¬
центов понижают Тк- Особенно сильно по¬
нижает Т к никель. В общем случае эле¬
менты, способствующие укрупнению зерна
или слабо изменяющие его величину, повы¬
шают Т к тем интенсивнее, чем сильнее они
повышают предел текучести феррита при
низких температурах. Элементы, измельча¬
ющие зерно, до их содержания, при котором
достигается предельное изменение величины
зерна, понижают Тю а затем повышают ее.
Однако главная роль легирующих элемен¬
тов в смещении Тк, по-видимому, связана с
изменениями, вызываемыми ими в составе и
строении граничного слоя зерна (границы
зерна). В частности, углерод (при малых со¬
держаниях) и кислород повышают Гк, оче¬
видно, вследствие обогащения ими гранич¬
ного слоя зерна.Склонностью феррита к хрупкому разру¬
шению в основном определяется это свой¬
ство и у стали. Поэтому влияние эле¬
ментов на положение Тк для стали оп¬
ределяется теми же закономерностями, что
и для феррита. Роль легированного ферри¬
та в упрочнении стали возрастает, если
сталь имеет неравновесную структуру (пос¬
ле закалки и отпуска) и содержит малое
количество углерода (например, строитель¬
ная, судостроительная сталь и т. п.).При закалке легированный феррит сильно
упрочняется в связи с тем, что превращение
7*-^а совершается по мартенситному ме¬
ханизму. Поэтому наибольшее упрочнение
вызывают легирующие элементы, сильно
снижающие мартенситную точку — марга¬
нец, хром, никель, каждый в количестве 3—
4%. Особенно сильно после закалки повы¬
шается прочность сложнолегированного
феррита. При последующем отпуске зака¬
ленного феррита его предел текучести, пре¬
дел прочности и сопротивление отрыву на¬
чинают заметно падать после ~500°. Ус¬
тойчивость феррита против разупрочнения
при отпуске наиболее заметно увеличивают
элементы, повышающие его температуру
564СТРОЕНИЕ СТАЛИрекристаллизации, — молибден, вольфрам,
ванадий, ниобий и др. Пластичность и
ударная вязкость при отпуске повышаются.Легированный разными элементами фер¬
рит составляет основу многих сталей и спла¬
вов со специальными свойствами: теплоус¬
тойчивых, жаростойких, нержавеющих, маг-
нитнствердых, магнитномягких и др. Струк¬
тура ряда таких сталей почти целиком со¬
стоит только из легированного феррита.Лустенит в легированной стали. Аустенит
в ряде случаев также может быть единст¬
венной фазой, из которой состоит сталь.
Такой равновесный при комнатной темпера¬
туре аустенит получается путем легирова¬
ния стали элементами, понижающими ее
мартенситную точку ниже комнатной темпе¬
ратуры и резко уменьшающими критическую
скорость охлаждения; в качестве таких леги¬
рующих элементов особенно часто исполь¬
зуют никель и марганец и их сочетания с
хромом и др. Углерод и азот уменьшают
количество элементов, необходимых для по¬
лучения аустенита, и увеличивают его ус¬
тойчивость.Равновесный аустенит обладает рядом
специальных физических и химических
свойств. Он парамагнитен или слабо фер¬
ромагнитен, обладает высоким удельным
электросопротивлением и большим коэффи¬
циентом теплового расширения. Его жаро¬
прочность (предел длительной прочности,
сопротивление ползучести) значительно вы¬
ше, чем феррита. По сравнению с ферри¬
том он обладает также несколько более вы¬
сокой коррозионной стойкостью в ряде спе¬
циальных сред (например, в морской воде).
Поэтому аустенит используют в основном
в сталях со специальными свойствами: не¬
магнитных, жаропрочных, кислотостойких, с
высоким коэффициентом теплового расши¬
рения (в термобиметаллах) и т. п. По срав¬
нению с ферритом аустенит труднее под¬
дается горячему пластическому деформи¬
рованию и сварке, а также значительно
труднее обрабатывается резанием, посколь¬
ку наклепывается сильнее, чем феррит. В то
же время сильная наклепываемость придает
аустениту высокую стойкость против износа
(но :не абразивного).Для аустенита характерны низкий пре¬
дел текучести при сравнительно высоком
пределе прочности, отсутствие шейки при
разрыве, высокие пластичность и ударная
вязкость. Аустенит не переходит в хрупкое
состояние при понижении температуры ис¬
пытания, если только на границах его зерен
нет фаз с малой прочностью. Однако у
марганцовистого аустенита при низких тем¬
пературах наблюдается значительное обра¬
тимое понижение пластичности. Аустенит
можно упрочнять дисперсионным тверде¬
нием, связанным с выделением высокодис¬
персных соединений — карбидов, нитридов,
интерметаллидов, или наклепом. При уп¬
рочнении наклепом используют большую на¬
клепываемость аустенита, а также возмож¬
ное частичное превращение его в мартен¬
сит или распад с выделением дисперсныхупрочняющих фаз. Поэтому деформирова¬
ние при низких температурах резко усили¬
вает эффект упрочнения аустенита.В закаленной и низкоотпущенной, а также
в изотермически закаленной стали в качест¬
ве одной из фаз содержится неравновесный,
так называемый остаточный аустенит. Влия¬
ние остаточного аустенита на свойства ста¬
ли зависит не только от его количества,
но и от степени дисперсности. В общем
случае он понижает твердость, магнитное
насыщение, магнитную проницаемость и
остаточную индукцию стали и повышает
пластичность и коэрцитивную силу.В большинстве случаев остаточный аусте¬
нит— нежелательная фаза. Так, в маши¬
ностроительной улучшаемой стали остаточ¬
ный аустенит, получающийся после закалки,
приводит к значительному повышению Тк
после высокого отпуска. Присутствуя в це¬
ментованном слое, остаточный аустенит по¬
нижает не только его твердость и стойкость
против износа, но и предел усталости, и
способствует развитию так называемых
питтингов (оспин) на тяжело нагруженных
деталях. В инструментальной стали пре¬
вращение остаточного аустенита с малой
скоростью при комнатной температуре уси¬
ливает изменение размеров во времени, что
для измерительных инструментов недопу¬
стимо. В магнитной стали тот же процесс
вызывает временное старение, т. е. измене¬
ние магнитного потока во времени у под¬
вергнутого структурному и магнитному ста¬
рению магнита. Однако в некоторых случаях
остаточный аустенит полезен, главным об¬
разом (в сочетании с другими структурами)
для уменьшения изменения размеров и де¬
формации при закалке в инструментах, це¬
ментованном слое и т. п.Остаточный аустенит может перейти в
мартенсит или другие структуры при от¬
пуске или «обработке холодом». При обра¬
ботке холодом остаточный аустенит превра¬
щается только -в мартенсит и это не сопро¬
вождается изменением концентрации и
разложением самого мартенсита. При такой
обработке, а по последним данным, и при
отпуске следует учитывать явление стаби¬
лизации аустенита (при остановке охлажде¬
ния). Легирующие элементы по их влия¬
нию на устойчивость аустенита при отпуске
располагаются в основном в том же поряд¬
ке, что и при закалке; наиболее сильно
влияет марганец, затем идут хром, никель
и др. Кремний также значительно увели¬
чивает устойчивость аустенита при отпуске.Если мартенситная точка стали лежит вы¬
ше комнатной температуры, то аустенит
является равновесной фазой только при вы¬
соких температурах и при последующем
охлаждении либо превращается в мартенсит,
если скорость охлаждения больше критиче¬
ской, либо разлагается в ферритокарбидную
смесь (перлит, сорбит, троостит, игольчатый
троостит), если скорость охлаждения мень¬
ше критической. Почти все легирующие эле¬
менты понижают критическую скорость ох¬
лаждения, т. е. увеличивают устойчивость
ФАЗЫ ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ565аустенита и прокаливаемость стали. Исклю¬
чение составляют кобальт и сера. Последняя
действует, вероятно, косвенно, связывая
часть марганца в сернистый марганец. Ко¬
личественно наиболее сильно на прокали¬
ваемость стали влияет бор при содержании
от 0,001 (или даже 0,0005%) до 0,007%»
если в стали до 0,9% С. Распад аустенита
начинается на границе зерна. Поэтому с
укрупнением зерна аустенита его устойчи¬
вость при охлаждении, как правило, уве¬
личивается.2.	СВЕРХСТРУКТУРЫСверхструктуры — промежуточные фазы
между твердым раствором и химическим
соединением — в сплавах на железной ос¬
нове (а следовательно, и в легированной
стали) установлены до сих пор в системах
Fe — А1 (Fe3Al и FeAl); Fe —V (FeV и
Fe3V); Fe —Si (Fe3Si); Fe — Ni (FeNi3);
Fe —Co (FeCo); Fe —Pt (FePt). В стали,
легированной несколькими элементами, мо¬
гут быть и другие сверхструктуры, образу¬
емые легирующими элементами между со¬
бой, например Ni3Mn и др. От твердых рас¬
творов замещения они отличаются тем, что
атомы в их решетке расположены не ста¬
тистически 1, а упорядоченно, а от хими¬
ческих соединений — тем, что в них сохра¬
няется решетка железа. Кроме того, в
сверхструктурах наблюдаются случаи от¬
клонения от идеального упорядочения или
частичное упорядочение. Количественно
степень упорядочения характеризуется ко¬
эффициентом а, представляющим собой от¬
ношение числа атомов, имеющих упорядо¬
ченное расположение, к общему числу ато¬
мов в решетке. Величина а колеблется от
нуля при полной неупорядоченности до
единицы при полной упорядоченности.Величина коэффициента а у сверхструк¬
тур уменьшается с повышением температу¬
ры и при некоторой температуре, называе¬
мой критической температурой упорядоче¬
ния, или точкой Курнакова, становится
равной нулю. Путем нагрева стали выше
критической температуры упорядочения и
последующего быстрого охлаждения мож¬
но разрушить сверхструктуру и восстано¬
вить свойства неупорядоченного твердого
раствора. Наклеп также постепенно сни¬
мает, а при больших степенях обжатия раз¬
рушает сверхструктуру.Образование сверхструктуры в системе
твердых растворов сопровождается измене¬
нием ряда свойств. Наиболее сильно изме¬
няется удельное электросопротивление, да¬
вая резко выраженный минимум при стехио-
метрической концентрации. Температурный1 По современным воззрениям, нельзя гово¬
рить о полностью статистическом расположении
атомов компонентов и в твердых растворах. В
зависимости от химической природы взаимодей¬
ствующих атомов в твердом растворе существу¬
ет избирательное соседство атомов, т. е. попя-
док в их расположении (дальний или ближний),
частным случаем которого является, по-видимому
и /(-состояние.коэффициент сопротивления дает при этом
обычно максимум. В ферромагнитных, а
следовательно, и в железных сплавах обра¬
зование сверхструктуры сильно повышает
магнитное насыщение и особенно магнито-
стрикцию. В соответствии с этим сверх¬
структура приводит, как правило, и к повы¬
шению (часто весьма большому) коэрци¬
тивной силы.Из характеристик механических свойств
стали при образовании сверхструктуры зна¬
чительно повышаются твердость и предел
прочности и резко падают пластичность и
вязкость. Это обстоятельство препятствует
самостоятельному использованию повышен¬
ной прочности сверхструктурных фаз в
конструкционной стали. Однако сверхструк¬
туры, как и химические соединения, могут
быть использованы как упрочняющие фа¬
зы при закалке и отпуске стали, хотя сле¬
дует считаться со значительным падением
пластичности и вязкости стали.Поэтому сверхструктуры используются в
основном в сталях и сплавах со специаль¬
ными свойствами: сплавах с высокой маг-
нитострикцией, высококоэрцитивных сплавах
для специальных постоянных магнитов
и т. п. В ряде других случаев сверхструк¬
туры вредны, и для предотвращения их об¬
разования необходимо принимать меры.
Примерами могут служить: магнитномягкие
сплавы, от которых требуется низкая коэр¬
цитивная сила, некоторые сорта конструкци¬
онной стали и др. Высказывалось предполо¬
жение, что образование сверхструктур леги¬
рующими элементами в граничном слое ау-
стенитного (бывшего аустенитного) зерна
является одной из причин обратимой хруп¬
кости при отпуске конструкционной улуч¬
шаемой стали определенных составов.3.	ХИМИЧЕСКИЕ СОЕДИНЕНИЯ
С ПРЕОБЛАДАЮЩЕЙ
МЕТАЛЛИЧЕСКОЙ СВЯЗЬЮК образующимся в легированной стали
химическим соединениям относятся интер¬
металлические фазы или металлические
соединения, карбиды, нитриды, окислы,
сульфиды, а также фосфиды, бориды,
гидриды и др. Химические соединения
образуются в тех случаях, когда не
выполняются условия, необходимые и до¬
статочные для образования твердых рас¬
творов. Из всех факторов, обусловленных в
конечном счете положением взаимодейству¬
ющих элементов в периодической системе
Д. И. Менделеева, для образования химиче¬
ских соединений, а также-для их строения и
свойств основную роль играет вид химиче¬
ской связи, вернее количественное соотно¬
шение разных видов связи. В зависимости
от этого соотношения химическое соедине¬
ние может иметь либо постоянный состав,
либо переменный с большим или меньшим
интервалом однородности, будет обладать
в той или иной степени металлическими
свойствами или не обладать таковыми.
566СТРОЕНИЕ СТАЛИВ легированной стали преобладают химиче¬
ские соединения переменного' состава, обла¬
дающие в той или иной степени металличе¬
скими свойствами.К химическим соединениям в легирован¬
ной стали, в которых преобладает метал¬
лическая связь, относятся: карбиды, нитри¬
ды, бор иды, гидриды, интер металлические
фазы или металлические соединения. Из
них наиболее важны карбидные фазы.
В конструкционных сталях изменение сте¬
пени дисперсности карбидов и когерент¬
ной связи их решетки с решеткой матрицы
(a-фазы) в зависимости от условий терми¬
ческой обработки — наиболее эффективное
средство повышения и регулирования проч¬
ности. В инструментальных сталях карбиды
увеличивают стойкость против износа,
уменьшают рост зерна при температуре на¬
грева для закалки, усиливают устойчивость
структуры против отпуска, сообщают вто¬
ричную твердость (в быстрорежущей и
штамповой стали). В жаропрочных сталях
карбиды служат упрочняющими фазами.
В магнитных сталях карбиды повышают
коэрцитивную силу. В других случаях, на¬
пример в нержавеющих и кислотостойких
сталях, карбиды играют отрицательную
роль, понижая стойкость против общей кор¬
розии и при определенном расположении
(по границам зерен) вызывая межкристал-
литную коррозию. Важное значение в ста¬
ли имеют и нитриды, которые препятству¬
ют укрупнению зерна при нагреве и игра¬
ют роль упрочняющих фаз и др. При со¬
держании в стали повышенного количества
азота образуются карбонитридные фазы.Большое количество карбидов, нитридов,
гидридов обычно относят к особой группе
фаз внедрения, под которыми понимают
химические соединения переменного соста¬
ва, образуемые металлами переходных
групп, имеющими очень малые атомные ра¬
диусы, с водородом, углеродом, азотом,
причем атомы неметаллов внедрены в ме¬
таллическую решетку. Для фаз внедрения
.характерно то, что металлические атомы в
них образуют простую решетку (но отлич¬
ную по типу от решетки чистого металла),
чаще всего гранецентрированную кубиче¬
скую или гексагональную компактную. При
этом, исходя из геометрических соображе-
ний, считают, что внедренные атомы неме¬
талла помещаются либо в октаэдрических,
либо в тетраэдрических порах (пустотах).
Поэтому критерием возможности образова¬
ния фазы внедрения считают отношение
атомного радиуса неметалла к атомномурадиусу металла: —^ <0,59. Если°м	А\1>0,59, то образование фазы внедрения счи¬
тают невозможным, и соединение имеет
сложную решетку.По этому признаку только карбиды желе¬
за (БезС с орторомбической решеткой), мар¬
ганца (Мп3С с орторомбической решеткой)
и хрома (СГ7С3 с тригональной и Сг2зСб сосложной кубической решеткой) не являются
фазами внедрения. Остальные карбиды
(WC, W2C, МоС, Мо2С, VC, NbC, TiC, ZrC,
HfC, TaC, ThC, UC) и большинство нитри¬
дов считают фазами внедрения. Однако в
последнее время показано, что фазами внед¬
рения не являются также карбиды WC и
МоС, нитриды MoN и TaN, хотя у них- 'МВ действительности вообще выделение
этих фаз в самостоятельную группу «фаз
внедрения» недостаточно оправдывается ни
по условиям их образования, ни по их ос¬
новным свойствам. Об этом свидетельству¬
ют также отмеченные исключения для мо¬
нокарбидов вольфрама и молибдена и не¬
которых нитридов. Кроме того, величина
атомного радиуса углерода или азота в со¬
ответственных соединениях («эффективный»
радиус) может значительно отличаться от
его исходной величины. Лучше, по-видимо¬
му, рассматривать эти фазы как соединения
переменного состава типа структур вычита¬
ния (карбиды имеют область гомогенности
в сторону дефицита углерода).Наиболее важным для природы и свойств
карбидных и нитридных фаз, обладающих
металлическими свойствами, является то,
что они образуются только на основе пере¬
ходных металлов, что оказывает большое
влияние на межатомные связи. Из-за недо¬
строенной электронной rf-оболочки атомы
этих металлов обладают повышенной спо¬
собностью присоединять к себе электроны
от атомов взаимодействующих с ними угле¬
рода или азота. Можно полагать, что в кар¬
бидных и нитридных фазах между атомами
неметалла и металла возникают ковалент¬
ные связи. Одновременно металл присоеди¬
няет от неметалла электрон, о чем свиде¬
тельствует уменьшение в большинстве кар¬
бидов ато-много радиуса углерода по срав¬
нению с его исходным значением. Результа¬
том этого сложного межатомного взаимо¬
действия является, по-видимому, изменение
свободной энергии при образовании карби¬
дов и увеличение прочности межатомной
связи у карбидов по сравнению с соответ¬
ственными металлами. Об этом свидетель¬
ствует, например, больший модуль упруго¬
сти, а частично — и более высокая темпера¬
тура плавления тугоплавких карбидов, чем
образующих их металлов. В свою очередь
большая прочность межатомной связи в их
решетке определяет .наиболее важные свой¬
ства карбидов —их твердость и стойкость.Высокая твердость карбидов обусловли¬
вает большую износостойкость высоколеги¬
рованных инструментальных сталей — вы¬
сокохромистой, высокованадиевой быстро¬
режущей и др. Кроме большой прочности
межатомной связи, важной причиной высо
кой твердости карбидов можно, по-видимо
му, считать наличие в них значительной до¬
ли ковалентной связи, которая, по своей
природе, оказывает большое сопротивление
пластической деформации. Абсолютное зна¬
ФАЗЫ ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ567чение твердости карбидов сильно зависит
от содержания в них углерода. Этим мож¬
но, по кранйей мере частично, объяснить
значительные расхождения значений твер¬
дости, приводимых для карбидов разными
авторами.От стойкости карбидов зависят: темпера¬
тура их диссоциации при нагреве стали для
термической обработки я соответственно их
влияние на критические точки и на рост
зерна аустенита; условия их выделения и
коагуляциии при отпуске закаленной стали;
устойчивость и продукты разложения пере¬
охлажденного аустенита и др. Об относи¬
тельной стойкости карбидов (изолирован¬
ных), вообще говоря, можно судить по из¬
менению свободной энергии при их образо¬
вании. Однако следует иметь в виду, что
стойкость изолированных карбидов еще не
определяет процесса карбидообразования и
стойкости карбидных фаз в стали, где
может сказываться ряд дополнительных
факторов.Первый из таких факторов — наличие
железа. Поэтому следует ожидать, что ве¬
роятность образования переходными метал¬
лами карбидов в стали тем больше, чем
больше разность атомных радиусов и мень¬
ше разность ионизационных потенциалов
данного элемента и железа, так как в этом
случае энергия межатомного взаимодейст¬
вия при растворении элемента в железе
меньше, чем при образовании ими карби¬
дов. Так, карбиды никеля и кобальта, ко¬
торые в изолированном виде существуют,
хотя и обладают малой стойкостью, в стали
не наблюдаются. Самостоятельные карбиды
марганца в стали не встречаются, и основ¬
ное количество его растворено в железе.
Значительное количество хрома (но меньшее,
чем марганца), присутствующего в стали,
также не участвует в образовании карбида,
а растворяется в железе. Наличие железной
основной массы сказывается и в том, что
некоторые элементы, например вольфрам,
молибден, в стали образуют сложные кар¬
биды: Fe4W2C — Fe3W3C; Fe4Mo2C —
Fe3Mo3C (M6C); Fe2iW2C6—Fe2iMo2Ce (М23Сб)
и др.Второй дополнительный фактор — это ко¬
личество содержащегося в стали углерода,
вернее отношение количества карбидообра¬
зующего элемента к количеству углерода в
атомных процентах. С увеличением этого
отношения изменяется состав карбида п
сторону обогащения его легирующим эле-
ментом и соответственно его стойкость. Так,
в сплавах Fe-Cr-C с увеличением атомного
отношения С г: С последовательно обра¬
зуются карбиды типа (Fe, Сг)3С, Сг?С3 и
Сг23Сб, а в сплавах Fe-W-C с увеличением
атомного отношения W : С — карбиды типа
(Fe,W)3C; M23C6(Fe2iW2C) и M6C(Fe4W2C—
Fe3W3C).Третий фактор заключается в том, что
карбиды могут растворять разные, в том
числе некарбидообразующие, металлы и
растворяться друг в друге по принципу
замещения. В ограниченном количестве кар¬бидные фазы растворяют все металлы, а
также неметаллы — азот, кислород. Так,
двойные карбиды вольфрама и молибдена
ограниченно растворяют никель и кобальт,
атомы которых замещают атомы железа, а
также хром и ванадий, замещающие атомы
вольфрама. В карбиде железа часть атомов
углерода обычно замещена некоторым ко¬
личеством атомов азота и кислорода.
Оксикарбидные фазы были найдены среди
карбидных фаз ванадия.Применительно к легированной стали
большой интерес представляет раствори¬
мость различных элементов в карбиде же¬
леза. Приблизительно можно считать, что
при комнатной температуре в карбиде же¬
леза растворяется 18—20% Сг; 1—2% W и
Мо; 0,4—0,5% V; 0,15—0,25% Ti, сотые до¬
ли процента других встречающихся в стали
легирующих элементов. Кремний, алюми¬
ний, медь и фосфор практически не раство¬
ряются в карбиде железа. Марганец рас¬
творяется в нем в неограниченном коли¬
честве.Большинство карбидов друг в друге так¬
же образуют ограниченные твердые раство¬
ры. Неограниченной взаимной раствори¬
мостью обладают карбидные фазы TiC—VC;
TiC—ZrC; NbC—ZrC; NbC—TaC; TiC—
NbC; TiC—TaC и другие с гран сцентриро¬
ванной кубической решеткой. Непрерывный
ряд твердых растворов образуют также
карбиды железа и марганца. В случае
ограниченной взаимной растворимости кар¬
бидных фаз при ускоренном или быстром
охлаждении стали могут быть зафиксиро¬
ваны неравновесные и промежуточные фа¬
зы.Как правило, растворенные в карбиде
элементы, образующие более стойкие кар¬
биды, чем металл, составляющий его осно¬
ву, повышают его стойкость, а элементы,
образующие менее стойкие карбиды, чем
данный, или вовсе не образующие их, по¬
нижают ее. Так, в высоковольфрамовой
стали (быстрорежущей, штамповой и др.)
ванадий, растворяясь в двойном карбиде
вольфрама, повышает его стойкость. Карбид
железа в легированной стали вследствие
растворения в нем карбидообразующих
элементов диссоциирует при более высокой
температуре, чем в углеродистой стали. На¬
оборот, растворение железа в карбиде хро¬
ма понижает температуру его диссоциации.
Следует, однако, иметь в виду, что в слож¬
ных твердых растворах карбидов влияние
растворенных элементов на их стойкость
может быть даже обратным ожидаемому в
результате межатомного взаимодействия
растворенных элементов между собой.Приблизительно можно расположить кар¬
бидообразующие элементы в следующий
ряд в порядке возрастающей стойкости кар¬
бидов, образуемых ими в стали: Fe, Мп,
Сг, Mo, W, V, Та, Nb, Hf, Zr, Ti. По склон¬
ности к образованию в стали карбидов
вольфрам уступает молибдену.Важнейшую роль среди химических сое¬
динений с преобладающей металлической
568СТРОЕНИЕ СТАЛИсвязью в легированной стали играют интер¬
металлические фазы или металлические сое¬
динения. Такие фазы образуют либо желе¬
зо с рядом металлических легирующих эле¬
ментов, либо легирующие элементы друг с
другом. Все интерметаллические фазы име¬
ют большую или меньшую область одно¬
родности на диаграмме состояний и могут
образовывать твердые растворы.Примером металлических соединений в
легированной стали могут служить: Fe7W6,
Fe7Mo6, Fe7W3, Fe7Mo3, Fe2Mo, Fe3Nb2,
Fe3Zr2, Fe3Ti, Ni3Al, NiAl, CoW, CoMo,
Ni3Ti и другие двойные фазы. В стали, ле¬
гированной несколькими элементами, обра¬
зуются также тройные и более сложные
интерметаллические фазы. Большую группу
металлических соединений составляют так
называемые a-фазы, первоначально обнару¬
женные в сплавах Fe-Сг (соединение FeCr),
а позднее— в других двойных системах
(Fe—V, Со—V, Со—Сг, Ni—V и др.) и
в ряде тройных систем. Физическая приро¬
да и кристаллическое строение сг-фаз, в
частности FeCr, еще точно не установлены.
Экспериментально была найдена весьма
сложная решетка тетрагонального типа с
большим числом атомов на элементарную
ячейку. Сигма-фаза характеризуется очень
высокой твердостью, высоким удельным
электросопротивлением и очень низкой точ¬
кой Кюри, так что при комнатной темпера¬
туре она неферромагнитна. Для нее харак¬
терна также очень малая скорость образо¬
вания.Металлические соединения используются
для получения эффекта дисперсионного
твердения в малоуглеродистых железных
сплавах, но наиболее широко — в аустенит-
ных жаропрочных сталях, жаропрочных
сплавах на никелевой и никелекобальтовой
основах. Весьма эффективна в этом отно¬
шении сложная упрочняющая фаза а'*, об-
разуящаяся в сталях и сплавах (в частно¬
сти, жаропрочных), содержащих одновре¬
менно никель, хром, титан и алюминий, ко¬
торые входят и в состав этой фазы. В не¬
которых случаях эффект дисперсионного
твердения при выделении металлического
соединения используется попутно, напри*
мер в быстрорежущей и высоковольфрамо-
вой штамповой стали.В ряде случаев металлические соединения
играют и отрицательную роль. При дли¬
тельном нагреве закаленных с высокой тем¬
пературы сталей в интервале 550—800°, а
иногда и выше (у жаропрочных сталей это
может происходить в процессе длительной
работы при таких температурах) то или
иное металлическое соединение выпадает
из твердого раствора. Это может вызвать
сильное понижение пластичности и ударной
вязкости, сопровождающееся межкристал-
лическим изломом, особенно при неблаго¬
приятном расположении выделяющихся фаз
по границам зерен. Наиболее сильно удар¬*	В ряде работ эту фазу обозначаютная вязкость стали после длительного на¬
грева выше 550—600° понижается при об¬
разовании ст-фазы. Сопротивление стали
ползучести при длительном действии на¬
грузки под влиянием ст-фазы также пони¬
жается. Поэтому сг-фаза особенно нежела¬
тельна в жаропрочных сталях, предназна¬
ченных для длительного срока службы.Если элемент,участвующий в интерметал¬
лической фазе, является карбидообразую¬
щим (а таких элементов большинство), то
при наличии в сплаве углерода термодина¬
мически более вероятно образование карби¬
да соответственного элемента. Поэтому в
стали с повышенным содержанием углеро¬
да металлическое соединение образуется
при содержании элемента сверх того его
количества, которое необходимо для связы¬
вания углерода в карбидах.Стойкость металлических соединений, оп¬
ределяемая прочностью осуществляемой в
них химической связи, в первом приближе¬
нии увеличивается с увеличением относи¬
тельного различия атомных радиусов обра¬
зующих их металлов. Образование твердых
растворов металлических соединений меж¬
ду собой, а также с различными содержа¬
щимися в стали металлами изменяет их
стойкость, а следовательно, и условия рас¬
творения в основной массе при нагревании,
обратного выделения из раствора и коагуля¬
ции при отпуске стали. Это позволяет пу¬
тем дополнительного легирования стали оп¬
ределенными элементами в известной степе¬
ни регулировать стойкость металлических
соединений.4.	НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИЕ ФАЗЫОкислы, силикаты, сульфиды, образуемые
в стали железом и легирующими элемента¬
ми, либо вовсе не обладают металлически¬
ми свойствами, либо обладают ими в очень
слабой степени. Некоторые из этих соеди¬
нений являются фазами переменного соста¬
ва. Примерами могут служить фазы: FeS,
вюститная фаза FeO, окислы титана и др.Участие переходных металлов в окислах
и сульфидах вносит свою особенность, за¬
ключающуюся в том, что атом переходного
металла обладает более широкими возмож¬
ностями связи, чем одна только ионная
связь. Так, в сульфидах проявляется боль¬
шая склонность к образованию значительно¬
го количества ковалентных или металличе¬
ских связей. Поэтому термическая стойкость
многих окислов и сульфидов не подчиняет¬
ся закономерности, согласно которой она у
ионных соединений должна быть тем боль¬
ше, чем больше валентность атомов и чем
меньше сумма радиусов аниона и катиона.Чаще всего неметаллические фазы имеют
сложный состав (а следовательно, также
строение и свойства), зависящий от химиче¬
ского состава стали, условий ведения про¬
цессов ее выплавки, раскисления, выпуска и
разливки. Ю. Т. Лукашевич-Дуванова, М. И.
Виноград и другие исследователи классифи¬
ФАЗЫ ЛЕГИРОВАННОЙ СТАЛИ569цируют неметаллические фазы, встречаю¬
щиеся в стали в реальных условиях ее изго¬
товления, следующим образом: окислы
(Рез04 переменного состава, AI2O3, S1O2,
ТЮ2 с примесями, Zr02 с примесями, V2O3,
Сг303, 4MnO. Si02 и др.); силикаты и стек¬
ла сложного состава; алюминаты типа шпи¬
нелей (А120з . MgO, А120з • FeO и др.);
хроматы (СГ2О3. FeO . А1203. МпО и др.);
сульфиды и их твердые растворы [MnS,
(Мп, Fe) S, (Мп, Fe) S . FeO . МпО, (Мп,
Fe, Сг, Mo)S и др.]. Возможно также рас¬
творение некоторых сульфидов в карбидах.
Часто в стали встречаются неметаллические
фазы случайного происхождения (из футе¬
ровки печи и ковша, из центровых и кана¬
лов при сифонной разливке, из шихтовых
материалов и т. п.).Легирующие элементы оказывают сущест¬
венное влияние на состав, строение, стой¬
кость, форму и распределение неметалли¬
ческих фаз в стали. Так, в автоматной ста¬
ли марганец (в перлитной) или молибден (в
аустенитной) делают сульфиды более туго¬
плавкими и способствуют расположению их
не в виде сетки по границам зерен, а в бо¬
лее благоприятной форме разорванных це¬
почек или разрозненных точечных включе¬
ний, тем самым устраняя или уменьшая
красноломкость. Аналогичное положитель¬
ное блияние на сульфиды оказывают каль¬
ций, магний, алюминий, титан, цирконий,
редкие элементы. Наоборот, низкоплавкие
сульфиды никеля, кобальта и других метал¬
лов обычно располагаются в виде сетки по
границам зерен, способствуя возникнове¬
нию красноломкости.Влияние неметаллических фаз на свойст¬
ва стали определяется не столько их соста¬
вом, сколько их количеством, распределени¬
ем, величиной и формой в изделии.Распределение неметаллических фаз в из¬
делии, изготовляемом из поковки или про¬
ката, определяется в основном их распре¬
делением в исходном слитке. Однако иссле¬
дования последнего времени, подтверждае¬
мые заводской практикой, показывают, что
распределение, величину и форму неметал¬
лических фаз, особенно сульфидов, можно
изменять путем высокотемпературного на¬
грева с определенной продолжительностьювыдержки и последующего охлаждения с
определенной скоростью. Для сульфидов
это основано на повышающейся с темпера¬
турой растворимости серы в ужелезе> что
делает возможным растворение, диффузию
и коагуляцию сульфидов в твердой стали.
Возможность коагуляции окислов в твер¬
дой стали еще недостаточно ясна.Изменение величины и особенно формы
неметаллических фаз в процессе пластиче¬
ского деформирования слитка определяется
их пластичностью. Рядом наблюдений уста¬
новлено, что окислы и шпинели, а также
часть силикатов и алюмосиликатов не изме¬
няют своих размеров и формы при дефор¬
мировании слитка. Сложные алюмосилика¬
ты, содержащие окислы магния, окись каль¬
ция и некоторое количество окиси железа,
а также закись железа, содержащая МпО
и Si02, полупластичны. Сульфиды, а также
некоторые силикаты с высоким содержани¬
ем FeO и МпО пластичны. Силикаты при¬
обретают достаточную пластичность при тем
более высокой температуре, чем больше в
них содержится Si02.Непластичные неметаллические фазы спо¬
собствуют возникновению волосовин и дру¬
гих дефектов уже при деформировании
слитка. Пластичные и полупластичные фазы,
даже при незначительном их вытягивании
в процессе деформирования слитка, усили¬
вают анизотропность свойств стали, глав¬
ным образом ее пластичности и вязкости.Неметаллические фазы вызывают и общее
ухудшение свойств стали различного назна¬
чения. В конструкционной стали они зна¬
чительно понижают пластичность (глав¬
ным образом относительное сужение),
ударную вязкость, усталостную прочность.
Неметаллические фазы в стали ухудшают
ее коррозионную стойкость, износостойкость,
магнитные свойства (магнитномягких спла¬
вов); влияют (обычно уменьшают) на ус¬
тойчивость аустенита и прокаливаемость
стали. Фазы типа окислов, шпинелей, сили¬
катов ухудшают обрабатываемость стали
резанием, а также стойкость режущего ин¬
струмента, если они содержатся в инстру¬
ментальной стали. Таким образом, неметал¬
лические фазы почти во всех случаях яв¬
ляются вредными включениями в стали.ЛИТЕРАТУРА1.	Я. С. Уманский, Б. Н. Ф и н к е л ь-
штейн, М. Е. Б л а и т е р, С. Т. К и ш к и н,Н.	С. Ф а с т о в, С. С. Горелик. Физические
основы металловедения, Металлургиздат, 1955.2.	А. П. Гуляев. Термическая обработка
стали, Машгиз, 1960.3.	И. Е. К о н т о р о в и ч. Термическая об¬
работка стали, Металлургиздат,. 1950.4.	М. М. Штейнберг Сб. Тепмическая об¬
работка металлов, Машгиз, 1950; Сталь, 1952, № 3;
Проблемы металловедения и термической обра¬
ботки, Машгиз, 1956.5.	С. 3. Б о к ш т е й н. Структура и механиче¬
ские свойства легированной стали. Металлургиз¬
дат, 1954.6.	Г. В. Самсонов и Я. С. Уманский.Твердые соединения тугоплавких металлов. Ме¬
таллургиздат, 1957.7.	И. И. Корнилов. Железны сплавы,I,	Изд.-во АН СССР, 1951.8.	В. А. Делле. Легированная конструкци¬
онная сталь, Металлургиздат, 1953.9.	Ю. А. Геллер. Инструментальная сталь.
Металлургиздат, 1955.10.	Ю. Т. Л у к а ш е в и ч-Д у в а н о в а. Шла¬
ковые включения в железе и стали, Металлург¬
издат, 1952.II.	М. И. Виноград. Неметаллические
включения в шарикоподшипникоЕОй' стали, Me*
таллургиздат, 1954.12.	В. С. М е с ь к и и. Основы легирования
стали, Металлургиздат, 1959.
Раздел IIIТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИГЛАВА 30ПОЛИМОРФНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯПолиморфные превращения претерпе¬
вают многие элементы: Мп, Fe, Se, Ро,
Сг, Со, Са, S, Li, Na, Cs, Sr, Sc, La, Tl, C,
Sn, Ti, Zr, Hf, U, Pu, P, Ni (?).Эти превращения являются обратимыми
фазовыми превращениями в одпокомпо¬
нентно й системе и должны происходить
при определенных температурах. Однако
при нагреве и охлаждении с конечными
скоростями полиморфные превращения в
металлах происходят при разных темпера¬
турах, причем перегрев относительно кри¬
тической точки обычно всегда меньше пе¬
реохлаждения. Гистерезис между темпера¬
турами превращения оказывается тем боль¬
шим, чем меньше скорость перестройки
кристаллических решеток. Эта скорость ча¬
сто определяется положением критической
точки на температурной шкале, причем
чем ниже точка равновесия высокотемпера¬
турной и низкотемпературной модифика¬
ций, тем больше гистерезис превращения.
В>ел)ичина гистерезиса находится также в
прямой зависимости и от скорости нагрева
или охлаждения.(Полиморфные (превращения .металлов
происходят в результате возникновения и
роста зародышей новой фазы в твердой,
анизотропной среде.Поэтому в процессе полиморфного пре¬
вращения атомы, располагающиеся на со¬
прикасающихся гранях исходной и новой
фаз, занимают сходственные положения
(принцип структурного и размерного соот¬
ветствия, выдвинутый С. Т. Конобеевским
и П. Д. Данковым).Механизм полиморфного превращения
металлов можно представить таким обра¬
зом: в условиях, определяющих термоди¬
намическую устойчивость новой фазы, бла¬
годаря флуктуациям энергии или плотно¬
сти (концентрации) образуется устойчивый
зародыш с новой кристаллической решет¬
кой. Изменение порядка расположения ато¬
мов при образовании новой фазы проис¬
ходит путем закономерного их перемеще¬
ния в решетке исходной фазы (принцип
структурного и размерного соответствия),
при котором достигается минимум поверх¬ностной (граничной) энергии при данном
объеме превращенного вещества. Послед¬
нее связано с тем, что атомы перемещают¬
ся по кратчайшим путям (этим, очевидно,
объясняется большая скорость полиморф¬
ных превращений) 1 и на расстояния, не
превышающие межатомных для двух со¬
седних (атомов. Все это приводит к сохра¬
нению (или очень малому изменению) в
новой фазе исходной конфигурации атомов.В дальнейшем участки новой фазы рас¬
тут в результате постепенного перемеще¬
ния в нее атомов из исходной фазы. Это
определяет постепенный плавный переход
структуры одной фазы в структуру другой
без образования поверхностей раздела и
закономерную ориентировку кристаллов
новой фазы по отношению к исходным кри¬
сталлам.Так, например, .при полиморфном пре¬
вращении Y-Fe-HX-Fe перестройка идет
таким образом, что оказываются взаимно¬
параллельными плоскости (lll)v-Fe и
(llO)a-Fe ,а также направления [110] Тж=Ре
и (111]а=ре. В кобальте и таллии при пе¬
рестройке 0-кубической гран ецентри ров ан-
ной решетки в a-гексагональную компакт¬
ную в таких же. положениях оказываются
плоскости (111) ^ и (001 )а , а также на¬
правления [ПО]^ и [П0]аПри полиморфном превращении титана
и циркония, когда кубическая объемноцен-
трированная решетка 3-фазы переходит в
гексагональную компактную решетку а-фа-
зы, соблюдается условие: (001) р || (110) aи [1Ю]р И [1.11] а.Вследствие законом ерн о й крист а л л огр а •
фи ческой ориентировки при полиморфном*	Большая скорость превращения относится
не ко всему объему, а к превращению в отдель¬
ных участках. Как правило, превращение во
всем объеме развивается последовательно и
поэтому объемная, или микроскопическая, ско¬
рость превращения, определяемая размерами и
числом участков новой фазы, образующихся в
единицу времени, в ряде случаев может быть
небольшой, хотя скорость образования самих
участков очень велика.
ПОЛИМОРФНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ571Таблица 1Кристаллическая структура
металлических и некоторых неметаллических элементов(по А. А. Бочвару)Постоянные решеток даны в килоиксах (1 kX = 1. 00202 10 ® см)Постоян¬Груп¬ТипПостоян¬Груп¬ТипнаянаяпаЭлементструктурырешеткиkXпаЭлементструктурырешеткиkXLil0. ц. к.3,50(!Геке. |3,75NaО. Ц. к4,28La36,04КО Ц. К.5,331о. ц. к.5,28Rb0. ц. к.5,62А1о. ц к.4,04ICs0. Ц. К.6,05IIIGaРомбическая	4.59InТетрагональная4,91Сиг. Ц. К.3,61Agг. Ц К.4,08I[Геке,
г. ц. к.3,45Аиг. Ц. К.4,07Т115,513,872,28BeГеке3.58Алмазная кубиче¬3,563,20скаяMgaг. Ц. К.5,205,563,98СSiГрафитовая гекса¬
гональнаяАлмазная2,466,785,42Ca?7Г екс.
о. ц. к.6,52GeIfe5,646,46IIaг. ц. к.6,074,31Sn jI?Тетрагональная5,823,18Sr •PГ екс.7,05Pbо. ц. к.4,94* Y-a2о. ц. к.
с. ц. к.4,845,01IVBa-f2.95IaГеке.Ti14,721Г екс.2,661' Pг. ц. к.3,32Zn4,94r3,22IaГеке.Cd2,97Zr15,125,61iI- Pг. ц. к.3,61HgРомбоэдрическая—1\ “Геке.3,20H,lI5,074,53^ Pг. ц. к.Iг. ц. к.Thо. ц. к.5,07Sc {3,30Геке.15,23III\As3,66V5,81VSb ■Ромбоэдрическая—Bi
572ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИПродолжение табл. iГруппаЭлементТипструктурыПостоян¬наярешеткикХГруп¬паЭлементТип"структурыПостоян¬наярешеткикХVVIVIIVIIIVNbТаг. ц. к.
г. ц. к.г. ц. к.SeТеРо{;СгМоWМоноклиннаягексагональнаяГеке.Куб.Ромбоэдрическаяг. ц. к.
о. ц. к.
Геке,
г. ц. к.
г. ц, к.ТсReСложные кубиче¬
ские4Тетрагональнаягранецентриро-ваннаяГеке.FeСоNi!г. ц. к.
о. ц. к.о. ц. к.Геке,
о. ц. к.Геке.3,033.293.304,455,913,352,873,143.163,773,532,863,563,542.504.07
3,52
2.494.08VIIЛкСкXянт<RuRhPdOsIrPtThPaUNpPuГеке.о. ц. к.
о. ц к.Геке.о. ц. к.
о. ц. к.о. ц. к.ТетрагональнаяОрторомбич ескаяСложная тетра¬
гональнаяг. ц. к.Орторомбическая
Тетрагональная
г. ц. к.Сложнаяо. ц. к.Т етрагональная
о. ц. к.2,704,273,803,882,734,313,833,925,073,933,243,523,524.634,704,493.641 При температуре жидкого азота— г. ц. к.*	По-видимому, у р_-'Ва гексагональная, у f - Ва кубическая гранецентрированная.*	Большая частьизученных лантанидов имеет гексагональную и кубическую гранецентри-
рованную решетки.4	У а-Мп 58 атомов в элементарной ячейке, у р - Мп 20 атомов в элементарной ячейке.
ПОЛИМОРФНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ573превращении новая фаза в ряде случаев
■приобретает вид вытянутых (ориентиро¬
ванных) пластин1 или игл. Исходя из
■игольчатого характера образований новой
фазы, полиморфные превращения часто от¬
носят к числу мартенситных. Общее между
этими превращениями — кристаллогеометри¬
ческие соотношения, приводящие к образо¬
ванию ориентированных частиц новой фа¬
зы, а также кинетика превращения, идущая
без изменения состава и, как правило, с
•большой скоростью в отдельных участках.
Однако следует иметь в виду принципиаль¬
ное термодинамическое отличие полиморф¬
ного превращения, идущего с образованием
стабильных фаз, от мартенситного превра¬
щения, в результате которого образуется
метастабильная фаза.Закономерность кристаллогр афической
ориентировки исходной и новой фаз приво¬
дит в ряде случаев (например, при поли¬
морфном превращении чистого металла в
отсутствие побочных явлений) к так назы¬
ваемой «кристаллографической обратимо¬
сти»: образовавшиеся при нагреве моно¬
кристалла закономерно ориентиро1ванные
зерна новой фазы при последующем охла¬
ждении претерпевают обратное превраще¬
ние, сохраняя ту же ориентировку; при
рентгеноструктурных исследованиях такой
конгломерат зерен ведет себя как монокри¬
сталл.|При полиморфном превращении происхо¬
дит изменение микроструктуры металла,
связанное с образованием зерен новой фа¬
зы, отличающихся по форме и размерам
от зерен исходной, — фазовая перекристал¬
лизация. Количество (размеры) зерен но¬
вой фазы определяется числом и 'скоростью
роста ее зародышей. В общем случае чис¬
ло зародышей и скорость их роста зависят
от температуры нагрева или охлаждения
относительно температуры полиморфного
превращения (критической точки) и от
присутствия нерастворимых примесей, об¬
легчающих образование центров кристал¬
лизации.Кристаллогеометрические и Кинетические
■особенности полиморфных превращений,
•связанные со взаимной атомной ориенти¬
ровкой и переходом одной структуры в
другую без образования поверхностей раз¬
дела, предопределяют обычно большое
число и бурный рост центров новой фазы.
Это означает, что в результате превраще¬
ния будет образовываться множество очень
мелких зерен новой фазы. Такое изменение
микроструктуры при полиморфном превра¬
щении используется в ряде практических
случаев термической обработки.Выше было показано, что закономерная
кристаллографическая ориентировка новой
-фазы по отношению к исходной определя¬
ет ее игольчатый (или /пластинчатый) ха¬1 В сплавах Т1-1п процесс аллотропического
превращения при нагреве приводит к образова¬
нию пластинок новой фазы, которые наращива¬
ются одна на другую.рактер. Однако во многих промышленных
металлах и сплавах (в том числе и на ос¬
нове железа) полиморфные превращения
сзязаны с образованием фаз, резко разли¬
чающихся по удельным объемам; в этих
случаях превращения будут сопровождать¬
ся значительным фазовым наклепом. Так
как полиморфные превращения обычно
происходят при нагреве, то одновременно
с фазовым наклепом идет рекристаллиза--
ция обработки, в результате которой обра¬
зуются мелкие равноосные зерна новой
фазы, потерявшей игольчатый характер, а
вместе с ним в значительной степени и кри¬
сталлографическую ориентировку по отно-1700
1600
1500^ moo§ 1300I\1200I	110011000700600500Рис. 1. Кривая нагрева чисто¬
го железашению к исходной фазе. Если продолжать
нагрев до температур, лежащих значитель¬
но выше критической точки, то наступает
процесс собирательной рекристаллизации, в
результате которого зерна новой фазы
укрупняются.В результате полиморфного превращения
при переходе вещества из одного кристал¬
лического состояния в другое скачкообраз¬
но изменяются все его свойства: тепловые,
объемные, магнитные, химические, механи¬
ческие и др. Скачок в изменении свойств
при полиморфных превращениях использу
ется для экспериментального изучения
этих процессов.На рис. 1 приведена кривая нагрева чи¬
стого железа.Если металл (или какое-нибудь другое
вещество) может существовать в двух раз¬
личных 'кристаллических модификациях, то
при данных условиях температуры и дав¬
ления более устойчива та фаза, кристалли¬
ческое отроение которой будет определять
более низкий уровень свободной энергии.Такой .кристаллической модификацией не
обязательно будет решетка с самой плот¬
ной упаковкой атомов; необходимо учиты¬
вать взаимодействие атомов (ионов) в ре¬
шетке— величину сил притяжения и сил
оггталкивания, меняющихся в зависимости
от расстояния между атомами (ионами).Время
574ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИПереход одной модификации в другую
осуществляется при такой температуре Г,
когда разность свободных энергий (AF)
равна нулю.Тепловой эффект полиморфного превра¬
щения L вследствие сравнительно малых
объемных изменений можно отнести поч¬
ти целиком за счет изменения внутренней
энергии (Д£); тогда, принимая S =
dF= — — (см. выше), имеем:
d Т-т[Щl	= ae = af-td (A F)
dTЕсли схематично изобразить изменение
свободной энергии каждой из кристалличе¬
ских модификаций в з-ависимоети от темпе-Изменение свободной энергии dF при из¬
менении температуры от Т до Т + dT рав¬
но:dF = dE~ TdS — SdTdF = CpdT■SdT =—SdT rгде 5 — энтропия при температуре Т\ при
этой температуре величина свободной энер¬
гии F составляет:тSdT500-0 02 0 +0,020,04 0,06 0,08 0,10 0,12
AF
RTРис. 2. Изменение разности свободных
энергий 7 -Fe и a-Fe (Д F = F'[—Fa) взависимости от температуры (Зинер)рагуры, то места пересечения криво и с ор¬
динатой AF = О будут отвечать критиче¬
ским точкам; для случая железа такая схе¬
ма приведена на рис. 2.Можно показать, что сущность измене¬
ний свободной энергии в зависимости or
температуры в первую очередь обусловле¬
на изменением теплоемкости. Пусть проис¬
ходит нагрев кристаллического тела, имею¬
щего удельную теплоемкость СР1, с уве¬
личением температуры на dT. Поглощен¬
ная теплота dQ = Ср dT по первому зако¬
ну термодинамикиdQ — dE =■ Ср dT.При повышении температуры тела уве¬
личивается также энтропия:ds =яж =Т Т '-1 Предполагаем течение процесса при посто¬
янном давлении; величиной pv пренебрегаем.Как уже было показано, при 0° К свобод¬
ная энергия F0 равна внутренней энергииЕ0.Поскольку энтропия S равнаs = l^T~'тоо	оОтсюда следует, что свободная энергия
уменьшается с увеличением температуры;
чем больше удельная теплоемкость, тем ин¬
тенсивнее уменьшается свободная энергия-
при повышении температуры.Если из д-чух кристаллических модифи¬
каций (а и |3) модификация а имеет мень¬
шую внутреннюю энергию Е0 и меньшую-
удельную теплоемкость, то, естественно,
при относительно низких температурах
эта модификация стабильна.Однако при нагреве на достаточно высо¬
кие температуры вследствие более интен¬
сивного падения свободной энергии за счет
большей теплоемкости устойчивой может
оказаться Р-модификация.Известно, что при увеличении темпера¬
туры амплитуда колебаний атомов (ионов)
в решетке 'увеличивается, а частота внача¬
ле почти не меняется.При сравнительно высоких температурах
наблюдается небольшое уменьшение часто¬
ты колебаний атомов, так как при значи¬
тельном увеличении расстояния между
атомами несколько уменьшаются силы свя¬
зи между ними.Энергия, поглощенная металлом при на¬
греве, расходуется на совершение процес¬
сов, ведущих к разного рода раз-упорядо¬
ченности, следствием которых является по¬
вышение энтропии. При этом наиболее ха¬
рактерна р аз у по р я дО'ченн ость в результате
тепловых колебаний, составляющих почти
всю удельную теплоемкость.С повышением температуры увеличивает¬
ся :амплитуда колебаний, уменьшаются
силы связи в решетке и соотв'етственно ча¬
стота колебаний. Таким образом, чем мень¬
ше силы связи в решетке, тем больше ам¬
плитуда колебаний атомов (и меньше их
частота) и тем больше удельная теплоем¬
кость соответствующей кристаллической
модификации гири повышении температуры.
ПОЛИМОРФНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ575Если кристаллическая модификация а
имеет более высокий уровень сил связи в
решетке, чем модификация (3, т'° о-фаз а
оказывается более стабильной при низких
температурах. С повышением температуры
(З-ф-аза, характеризуемая более низким
уровнем сил связи в решетке, окажется
стабильнее a-фазы, так как свободная
энергия 0-фазы будет ниже; наклон кри¬
вой F = f(T) для p-фазы будет больше,
чем для а-фазы.Зинер [1] высказал соображение, что в
большинстве случаев при низких темпера¬
турах из двух возможных кубических ре¬
шеток — объемноцентрированной и гране-
центрированной — стабильна вторая, как
обладающая большими силами связи.
В объемноцентрированной решетке колеба¬
ния атомов решетки, особенно в плос¬
кости (П0)> будут происходить с низ¬
кими частотами, что определяет повышен¬
ные амплитуды и пониженные значения
сил связи. Последнее подтверждается так¬
же и тем, что модуль упругости в направ¬
лении [110] по плоскости (110) в объемно¬
центрированной .кубической решетке так¬
же очень Mia л.Низкие частоты колебаний .атомов в о-бъ-
емноцентрированной 'решетке определяют
большую теплоемкость и, следовательно,
большую энтропию колебаний и резкое па¬
дение свободной энергии при увеличении
температуры. Поэтому при .-повышенных
температурах стабильной оказывается объ¬
ем ноцентрированна я решетка, заменяющая
гр.анецентриров а иную.Эти предположения послужили основа¬
нием Барретту (2] подробнее изучить пове¬
дение некоторых металлов, имеющих объ¬
емной ентрированную кубическую решетку.
Оказалось, что литий, который при обыч¬
ных температурах (20°) имеет объемно -
центрированную решетку, при примерно
—203° приобретает гранецентрированную
кристаллическую решетку. Резкое охлаж¬
дение из температурной области существо¬
вания о'бъемнощбнтрированной кубической
решетки до температур, лежащих ниже
критической точки, вызывает в литии мар-
теноитное превращение, и новая фаза име¬
ет .гексагональную плотноуп а кованную ре¬
шетку1.Соображения Зинера, касающиеся упру¬
гого 'сопротивления (модуля упругости) в
объемноцентрированной кубической решет¬
ке, а также подробное исследование [3] во¬
проса о возникающих напряжениях и воз¬
можной деформации в процессе превраще¬
ния показывают, что в этом случае можно
с достаточной строгостью применить прин¬
цип JIe-Шателье. В случае полиморфных
превращений кобальта и олова действи
тельно наблюдается ускорение превраще¬
ния, идущего с увеличением объема, при
приложении внешнего сжимающего уси¬
лия; известно также ускоряющее действиеобжатия на превращение у-^а в аусте-
нитных сталях.Важное значение -имеют случаи полимор¬
физма, когда существуют два температур¬
ных интервала устойчивости одной кри¬
сталлической модификации, разделенные
(температурным интервалом устойчивости
другой модификации. К таким особым слу¬
чаям относится и полиморфизм железа.
Изменение удельной теплоемкости железа
[4] в зависимости от температуры показано
на рис. 3.Обработка экспериментальных данных
по определению 'удельной теплоемкости
железа 1 показала, что переход a-Fe в y-Fe200 400 600 800 10001200140016001800
Температура'нагрева, °нРис. 3. Атомная теплоемкость железа
(по Остину]при 910° связан с большей удельной теп¬
лоемкостью гранецентрированной решеткии,	следовательно, с относительно меньшей
частотой тепловых колебаний атомов в
этой решетке (меньшей характеристиче¬
ской температурой Дебая).Однако, помимо удельной теплоемкости,
связанной с тепловыми колебаниями ато¬
мов, следует учитывать также составляю¬
щую теплоемкости, связанную с повышени¬
ем энергии электронов при нагреве тела.
Эта электронная удельная теплоемкость
для железа достигает значительной вели¬
чины в связи с особенностью строения
электронных оболочек металлов переход¬
ных групп. Если сравнить электронные
удельные теплоемкости для решеток a-Fe
и Y-Fe, то окажется, что уже при темпера¬
туре немного выше 300° электронная
удельная теплоемкость для a-Fe становит¬
ся больше, чем для y-Fe. При сравнитель¬
но невысоких температурах нагрева глав¬
ное значение имеет атомная удельная теп¬
лоемкость; при достижении высоких темпе¬
ратур следует учитывать электронную
удельную теплоемкость, которая, возрастая
в a-Fe до больших значений, предопреде¬
ляет при температурах выше 1392° переход
y-Fe в a-Fe.*♦Таким образом, полиморфные превраще¬
ния— перестройка одной решетки в дру-			1 Железо имет высокую удельную теплоем-1 Впоследствии аналогичные результаты были кость, острый пик теплоемкости связан с поте-
получены и при исследовании натрия.	рей магнитных свойств.
576ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИГук> __ ювязаны с изменением состояния
атомов при изменении температуры.В этой -связи следует остановиться на
предположениях, что полиморфизм всегда
связан с присутствием небольших коли¬
честв примесей и в абсолютно чистых эле¬
ментах не существует. В частности, пред¬
полагают, что существование y-Fe опреде¬
ляется действием примесей, и устойчивой
при всех температурах до расплавления
ф:аз*ой является a-Fe. Главным аргументом
в пользу этого представления является то,
что при превращениях и-+у и
происходит поглощение тепла.Характер полиморфных превращений —
эндотермический при нагреве и экозтерми-железа от примесей подтвердили протекание
полиморфных превращений при примерно тех
же температурах. Образцы из весьма чи¬
стого железа нагревали в вакууме
(Ю-5 мм рт. ст.) на 1450—1500° и выдер¬
живали 1 час. При тщательном микроско-3,70
<4 3,68
$3,66
I 3WI 3,00
^2,98
g 2,96
| 2,94
«2,52
§-2,90
^ 2,88
2,861Г111111f1 ■"оС-т11	L11769 911	1390 1536температура, °СРис. 5. Зависимость параметров кристалличе¬
ской решетки железа от температуры
(по Н. Т. Гудцову)взТемператураРис. 4. Изменение теплосодержа¬
ния железа в зависимости от тем¬
пературы (схема)ческий при охлаждении — объясняется из¬
вести ы м п р ав!и л ом Jl>e - Ш ател ь е — В ант -
Гоффа.Теплосодержание а- и 6-модификаций
железа растет с температурой практически
одинаковым образом, тогда как для
теплосодержание изменяется с температу¬
рой по иному закону (рис. 4). Последнее
связано с разной удельной теплоемкостью
фаз, имеющих различную кристаллическую
решетку, и, кроме того, объясняет разную
величину тепловых эффектов при различ¬
ных температурах. То обстоятельство, что
разные кристаллические решетки будут
определять и различную температурную
зависимость свойств, подтверждается и при
изучении объемных изменений (рис. 5 и
6). Эти изменения также оказались завися¬
щими от температуры превращения вслед¬
ствие различных коэффициентов термиче¬
ского расширения а- и Y-фаз.Для доказательства несостоятельности
соображений, связывающих полиморфизм
с обязательным воздействием примесей, не
требуется оперировать с абсолютно чистым
металлом. Термодинамическое рассмотре¬
ние вопроса показывает, что полиморфизм
есть свойство, присущее данному элемен¬
ту, связанное с особенностями электронно¬
го строения его атомов и с изменением
атомного состояния при нагреве или охла¬
ждении.Следует подчеркнуть, что и эксперимен¬
тальные работы [5] по специальной очистке&X2,52,01151<о1,010,550У////се ■1\г у,600 800 W00 1200 1*00 1600
Температура нагревалоРис. 6. Изменение длины образца же¬
леза в зависимости от температуры
(С. С. Штейнберг)пическом и электрюнноскопическом -анали¬
зе в исследованных образцах не было об¬
наружено включений. Критические точки
определяли итрецизионным диф ферер енци-
альным термическим методом и они оказа¬
лись равными, °С:Точка Кюри
Точка Л3
Точка Л4
Точка плавления769
911
1392
. 1536Малые количества примесей в техниче¬
ски чистых металлах могут оказать влия¬
ние на величину критических температур
только при их скоплении в тех областях
кристаллической решетки, которые облада¬
ют дислокационным строением (образова¬
ние «атмосфер»).Дислокации, определяющие особенности
строения реальных кристаллов, оказывают
влияние на протекание полиморфного пре-
ПОЛИМОРФНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ577вращения, связанного с .перестройкой кри¬
сталлической решетки. Скорее .всего, дис¬
локации способствуют превращению, соз¬
давая флуктуации энергии, которые .могут
стать зародышами новой фазы. Тогда в
тех кристаллах, в которых каким-то обра¬
зом могло быть уменьшено коли¬
чество дислокаций, полиморфные
превращения были бы затруднены,
что вызвало бы смещение крити¬
ческой точки к более высоким
температурам. Действительно, ь
особых «нитевидных» кристаллах
(или «усах») железа, отличающих¬
ся пониженным числом дислока¬
ций (или почти отсутствием их),
полиморфное превращение
происходит при 1100°, что почти
на 200° выше, чем в обычных кри¬
сталлах железа [6].Хотя примеси и не являются
причиной полиморфизма, они ока¬
зывают существенное влияние на
характер протекания полиморф¬
ных превращений, в частности в
железе, если они находятся в
твердом растворе.Такие элементы могут по-разно¬
му влиять на температуры поли¬
морфных превращений и соответ¬
ственно расширять или сужать
область существования уФазы
(твердых растворов, построенных
по решетке ужелеза) на диаграм¬
мах состояния железо — легирую¬
щий элемент. Поэтому элементы,
образующие с железом твердые
растворы, ' могут быть разделены
на две группы:I	группа — элементы, расши¬
ряющие область Y-твердых раство¬
ров на основе железа, т. е. повы¬
шающие точку А4 и понижающие
точку Л3, причем в тем большей
степени, чем выше содержание
легирующего элемента. На рис. 7, а
изображен случай неограниченного
расширения области гомогенного утвеРД°*
го раствора; такие диаграммы состояния
наблюдаются для систем Fe—Ni, Fe—Mn,
Fe—Co1, Fe—Rb, Fe—Rh, Fe—Pd, Fe—Ir,
Fe—Os, Fe—Pt.В тех ^случаях, когда при увеличении со¬
держания легирующего элемента образу¬
ются новые фазы, наблюдается диаграмма
с расширенной, но ограниченной уоблас-
тью (рис. 7, б); элементы, образующие
с железом сплавы, для которых справедли¬
ва такая диаграмма: С, N, Си, Та, Zn, Аи,
Re, В.II	группа — элементы, сужающие об¬
ласть у твердых растворов на основе же¬
леза, т. е. понижающие точку Л4 и повы¬шающие точку Л3. Ив данном случае вли¬
яние элемента .на перемещение критических
точек А4 и Аъ по полю диаграммы усили¬
вается по мере увеличения его концентра¬
ции; при некотором значении последней
температуры точек А4 и Аъ могут сравнять-Схелгабинарная система
железо - никель1800ОСтоЪ>1Ш!1{^1200
|'1000
18001У%600*\\ __ .200OLhV-—7КIV\Чч<х ’N4 v\СодержаниеСхема0 10 20 30 W 50 60 70 80 90 100
Содержание никеля, %%бинарная система
железо - углеродСодержаниеоск■—-N\\7—f—1/\/\ыГ —1г3.10 20 30 со
fp-C. Г.Рис. 7. Типичные схемы диаграмм состояния железо —
легирующий элемент с расширенной 7*областьюг
а — с неограниченной; б — с ограниченнойся — произойдет замыкание усласти на
диаграмме.Замкнутая уобласть может быть огра¬
ничена линией непрерывного равновесия
между твердыми растворами у и а (рис.
8, а); сплавы такого типа железо образует
с Be, Al, Si, Р, Ti, V, Сг2, As; Мо; Sn;
Sb, W, Ge. В другом случае суженная и
замкнутая уобласть может быть ограниче¬
на гетерогенной областью в связи с появ¬
лением интерметаллических новых фаз в
процессе легирования; такая диаграмма
изображена на рис. 8, б, и она справедлива
для сплавов железа с Nb, Та, Zr, Се.Замечено, что в случае полной раствори¬
мости элементы, имеющие кристаллическую-1 Кобальт при сравнительно небольших	его
содержаниях повышает А4 и Аз, а при	бо¬
лее высоких закономерно повышает Л4 и	сни¬
жает А3.8 Хром при сравнительно небольших его со¬держаниях понижает и .4з, а лишь при ~ 8е/®н. более закономерно понижает А4 и повышает Аэ.37	Металловедение (справочник), т. I
578ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЯ ОБРАБОТКИрешетку, изоморфную решетке y-Fe, отно¬
сятся к I группе, тогда как к II группе при¬
надлежат элементы с кристаллической ре¬
шеткой, изоморфной решетке а-железа.Еще в работах Осмонда [7] была сдела¬
на попытка связать влияние легирующих
элементов на полиморфизм железа и в пер¬
вую очередь на положение точки Л3, с со-Схема18001600ПОО^ 1200оинарная система
железо-хромг)ftуОССодертаниеСхемаО 10 20 30 ЬО 50 60 70 80 90 100
Содержание хрома. %бинарная система
железо -танталжелеза не только с соотношением атомных
радиусов, но и с положением элемента в
периодической системе (рис. 9). Можно от¬
метить, что нерастворимые в железе эле¬
менты находятся у вершин пиков, элемен¬
ты, дающие сплавы с суженной у*областью,
расположены, как правило, на нисходящих
ветвях кривых, а элементы, дающие спла¬
вы с расширенной у-областью,—на восхо¬
дящих ветвях.Шлехтвег [9] рассмотрел вопрос о влия¬
нии элементов на полиморфизм железа с
учетом электронного строения изолирован¬
ных атомов элементов.Причину влияния элементов на поли¬
морфизм железа следует искать в характе¬
ре заполнения зон Бриллюэна, определяю¬
щих критическую электронную концентра¬
цию. Когда эта концентрация становится
большой, происходит перестройка решетки
в более плотную гранецентрированную: по¬
ка электронная концентрация невелика —Содержание тантала. %Рис. 8. Типичная схема диаграмм состояния же¬
лезо — легирующий элемент с суженной т -об¬
ластью:а — с ограниченной линией непрерывного равно¬
весия между 7* и a-твердыми растворами; б —
с ограниченной гетерогенной областью, в связи с
появлением новых фазПорядковый номер 6 периодической системеРис. 9. Влияние легирующих элементов на
превращения железа в твердом состоянии в
зависимости от их атомного радиуса (Вефер)отношением атомных объемов элементов и
железа.В дальнейшем Вефер [81 сформулировал
следующие положения: 1) атомы элемен¬
тов, имеющие значительно большие радиу¬
сы по сравнению с атомным радиусом же¬
леза, в последнем нерастворимы и поэтому
не влияют на температуры превращений;2)	атомы элементов имеющие относительно
большие радиусы, однако сопоставимые с
радиусом железа, дают сплавы с суженной
у-областью; 3) атомы элементов, имею¬
щие малые радиусы, близкие к железу,
дают сплавы с расширенной у-областью.Вефер предпринял попытку связать влия¬
ние легирующих элементов на полиморфизмсохраняется объемноцентрированная куби¬
ческая решетка.Если обозначить теплоту растворения ле¬
гирующего элемента А в ужелезе через
Qa т , а в a-Fe через QA а , то разностьAQA =®Аа — ®А-( будет отрицательнойв случае образования твердых растворов
с элементами, сужающими у-область, и по¬
ложительной для элементов, расширяющих
у-область [10, И]. Величина AQA может
быть определена экспериментально; если к
тому же известна одна точка на фазовой
границе, то всю линию фазового раздела
можно рассчитать. На рис. 10 показан та¬
кой случай для построения участка диа-
ПОЛИМОРФНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ579,грамма Fe — W; видно хорошее совпаде¬
ние расчетных и экспериментальных кри¬
вых. Следует иметь в виду, что величину
ДО А можно вычислить, если известно по¬
ложение линий фазового раздела на диа¬
грамме состояния.Рис. 10. Учас¬
ток диаграм-
состоянияFe —W:	— эксперимен¬
тальные;
расчетные дан¬
ные по тепло-
там растворе¬
ния; точка А
по (Я а)макс
(по Ольсену)11200
%1100
1 тоРис« 11, Изме¬
нение свобод¬
ной энергии
a-Fe и т -Fe
при постоян¬
ной темпера¬
туре в зави¬
симости от
концентрации
легирующего
элемента'Концентрациякак это показано на рис. 11; температура в
этом случае — постоянная.Равновесные концентрации ха и xv ха¬
рактеризующие предельное содержание эле¬
мента на линиях фазового равновесия, оп¬
ределяются по общей касательно; междукасательной и линиями F„ = f(x) и Fy =
а	т— f(x) будет устойчивой двухфазная сб-37*ласть, в которой при достаточно медленном
прохождении ее может произойти расслое^
ние.Схематическое изменение свободно#
энергии фаз при разных температурах в
сплавах железа с легирующими элемента¬
ми, дающими открытую уобласть, приведе¬
но на рис. 12. Числовые значения1 получены0,5 1,0 15 2J0 2,5
Содертание
больсррама, % (ат.)Рассматривая устойчивость твердых рас¬
творов на основе а- или у-решеток: железа,
по их свободной энергии, надо иметь в ви*
ду, что при легировании (особенно отно¬
сительно малыми количествами элементов)
свободная энергия железа понижается в
различной степени применительно к у или
а-модификации.Если при введении какого-нибудь леги¬
рующего элемента суживается уобласть, то
это означает, что данный элемент резко
уменьшает свободную энергию а-железа
(Fa) в интервале температур Л3— Л4, тог¬
да как свободная энергия у-железа (F^
снижается в меньшей степени. Тогда кри¬
вые изменения свободной энергии твердых
растворов на основе а- или урешеток же¬
леза будут меняться в зависимости от кон¬
центраций лепрующего элемента—так,/Jj < Т Й 4T = fl,т<я.т«я,Fe'FeКонцентрацияРис. 12. Изменение (при различной температу.
ре) свободной энергии a -Fe и т -Fe, а также
расплава в зависимости от концентрации леги.
рующего элемента, расширяющего ? -область.Зинером для чистого железа (см. рис. 2);
при введении легирующего элемента форма
кривой не изменяется, она смещается впра¬
во (если элемент суживает у-область) или
влево (если уобласть расширена).Влияние легирующих элементов на поли¬
морфные превращения в стали следует рас¬
сматривать с учетом положения не только
точки Л3, но и точки А и а также темпера¬
турного интервала А\—Л3. Для стали, со¬
держащей 0,3% С, влияние легирующих
элементов на точки Ас3, ЛсьЛг^и S, подан¬
ным И. С. Гаева [12], приведено на рис. 13.
По степени влияния на положение _точки
Асъ стали с 0,3% С все элементы распола¬
гаются в том же порядке, в каком они
влияют на точку Лс3 железа. Таким обра¬
зом, температура окончания aу-превра-
щения в стали при нагреве определяется
полиморфизмом легированного твердого
раствора. Влияние углерода, присутствую¬
щего в стали, следует рассматривать с точ¬
ки зрения расширения уобласти; таким об¬
разом, при наличии углерода увеличивается
предельное количество элемента, суживаю-;
щего у-область.Влияние элементов на положение точки;
Л Ci и интервал Ас\—Ас3 разнообразно:
580ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИтак, кремний, хром и кобальт повышают
Аси сохраняя почти неизменным интервал
Асх—Ас3. Вольфрам, фосфор, молибден,
алю-миний повышают точку Ас\ и одновре-10Q0t 900|' 800
ЙС,
I 700IS 600
*500600/Si1///Cr/LrЧWСоXZщго-'vLu-IjFahfjVVA7.L)иNr-NiЧfinг i в в ю к п 16 ieСодержание элемента, %точку S, что определяет количество перли¬
та в структуре стали. Кроме того, И. С. Га¬
ев полагает, что легирующие элементы в
многокомпонентной стали влияют незави-1100WOO| 900
Лс9
§ ООО.Г% 700
йе600500РЯ1 Si МоWi ■WСГPTinУ1/SiJ1Ar^fkMOwCrPaCoNiMn0,0%СOt3%C2 4 6 8 10 12 14 16
Содержание элементов.,%Ве2СПС %С3 2rC Nbc0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12
Содержание элемента, %Содержа/ ие элемента, %Рис. 13. Влияние легирующих . элементов'
на положение критических (И.- С. Гаев):7	— положение точки Аа; б — положение
точки Acs; \в — положение точки Ап;
г — положение точки Sменно расширяют интервал Ас{— Асг.
Медь и сера практически не влияют на по¬
ложение точки Ас\ и интервал Ас\— Ас3.
Точка Ас\ также практически неизменна
при легировании титаном, ванадием, бе¬
риллием, цирконием, однако при этом уве¬
личивается интервал Асх—Ас3 (что связа¬
но с -влиянием этих элементов на положение
точки Ас3). Углерод почти не изменяет по¬
ложения точки Ас 1, но уменьшает интервал
Ас\—Ас3\ марганец и никель снижают Асх
и почти не изменяют интервала Асх—Ас3;
азот понижает точку Acx и уменьшает ин¬
тервал Ас\—Ас3.И. Г. Гаев высказывает предположение,
что легирующие элементы влияют на поло¬
жение точки Ас\ независимо от их влияния
на точку Ас3. Скорее всего влияние леги¬
рующих элементов на положение точки
Ас\ следует связывать с их влиянием насимо один от другого на положение точки
Ас\, что открывает возможность для рас¬
четного определения значения Ас\ б легиро¬
ванной стали. Такой расчет был проведен
автором и показал сравнительно удовлет¬
ворительную сходимость с эксперименталь¬
ными результатами.Определенный интерес представляет
графический анализ линий положения то¬
чек А3 и А4 при увеличении содержания
легирующего элемента. Это направление
развивалось в нашей стране Н: Т. Гудцо-
вым и В. Н. Свечниковым. Поиски графиче¬
ской закономерности в построении линий
фазового равновесия на диаграмме желе¬
зо — легирующий элемент были предпри¬
няты указанными учеными для установле¬
ния математической зависимости в измене¬
нии кристаллического строения при легиро¬
вании стали, а также с возможностью рас¬
ПОЛИМОРФНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ581четного определения линий фазового рав¬
новесия на диаграммах по формулам, опи¬
сывающим вид кривых. Высказано пред¬
положение, что точки Л3 и А4 лежат на од¬
ной кривой; эта кривая в общем случае яв-сия в системах железо — легирующий эле¬
мент описываются уравнениями гиперболы,
н>а основе этих представлений предложил
уточнить форму линии GS на диаграмме
железо — углерод считая ее вогнутой (рис.НООЛа1300Рис. 14. Положе- 1200
ние линии фазово-
го равновесия ^ 1100
7<-а на диаграм- Ъ
мах состояния {g.
железо— легирую-
щий	элемент ^5	10Содержание железа, % (am.)ляется кривой 2-го порядка; оси симмет¬
рии кривых могут быть непараллельны оси
концентраций; может быть установлена не¬
которая связь между параметрами кривых
и атомным объемом элементов (рис. 14).
Для наглядной интерпретации кривых фа¬
зового равновесия, как кривых 2-го поряд¬
ка, в верхнем правом углу (рис. 14) при¬
ведена схема, на которой кривые условно
экстраполируются в область отрицательных
концентраций. Проведен расчет уравнения
кривых фазового равновесия у/у+а для
случая замкнутой уобласти системы Fe —
Si с учетом равновесных концентраций эле¬
мента в у- и a-твердых растворах, измене¬
ния свободной энергии при переходе одного
моля железа из а- в у-фазу и поглощения
тепла при аналогичном переходе одного
моля легирующего элемента. Эти расчетц
аналогичны тем, которые выполнены 3еге-
ром или Ольсеном, например для системы
Fe — W. Предполагается, что если тепло¬
вой эффект при переходе одного моля ле¬
гирующего элемента из а- в y-фазу не за¬
висит от температуры, то кривая фазового
равновесия является параболой; если этот
эффект зависит от температуры (что более
вероятно), то кривая — гипербола.В общем случае расположение кривых
(являющихся кривыми 2-го порядка) зави¬
сит от природы легирующего элемента. Не¬
которые аномалии и, в частности, наличие
минимума на кривой фазового равновесия
(например, в системе Fe — Сг) объясняют¬
ся отклонением рассматриваемых твердых
размеров от идеальных.Н.	Т. Гудцов, еще очень давно высказав¬
ший мысль, что кривые фазового равнове-Рис. 15. Участок диаграммы со¬
стояния желёзо — углерод по
Н. 1. Гудцову.15); замыкание гиперболы в этом случае
лежит в мнимой области отрицательных
концентраций.
582ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИАнализируя диаграмму состояния желе¬
зо— хром, Н. Т. Гудцов считал, что ось
кривой, ограничивающей у‘°бласть, не сов¬
падает с направлением оси температур и
пересекает ось концентраций при ~ 50%
(ат.) хрома. Делается предположение, что
на поле диаграммы, по другую сторону оси
кривой, должна быть другая, встречная
ветвь гиперболы, ограничивающая область
сплавов, отличающихся по своему кристал¬
лическому строению от a-области. Таким
образом, Н. Т. Гудцов считает, что области
a-фаз закономерно должны встречаться во
всех системах сплавов с суженной у-об-ластью. Он даже предлагал отнести обра¬
зование cr-фаз к явлениям концентрацион¬
ного (конституционного) полиморфизма,
зависящего от состава сплава. Действи¬
тельно, области ст-фаз найдены для боль¬
шого числа двойных и тройных систем, од¬
нако для обоснования причин их образова¬
ния более правдоподобным представляется
объяснение Блума и Гранта, рассматриваю¬
щих ст-фазу как электронное соединение
металлов переходной группы. В таких сое¬
динениях концентрация электронов на каж¬
дый атом строго определенная (равна ~7).ЛИТЕРАТУРА1.	Z е п е г. Phys. Rev., v. 71, 1947, p. 846.2.	С. S. Barret t. Phys. Rev., v. 72, 1047,
p. 245; American Mineralogist v. 33, 1948, p. 749;
Trans. AIMME, v, 175, 1948, p. 579.3.	E. S. Machlin, S. Wenig. Acta Metal-
lurgica, v. 1, 1953, № 5.4 F. S e i t z-M odern. Theory of Solid, Me
Crow-HiU, 1942.5.	Ch. J. Boulanger. Revue de Metallurgie,53, 1956, № 4, p. 311.6.	G. W. Seers. Gardon Conference, 1955,
July; E. Bain. Journal of the Iron and Steel
Institute, 1955, p. 181.7.	F. Osmond. Comptes Rendus, v. 110,
1890, p. 346.8.	F. Wever. Archiv fur das Eisenhtlttenwe-
sen, Bd. 19, 1947, S. 97.9.	M. Schlechtweg. Techn. Mitt. Krupp,
Forschungsberichf, Bd. 3, 1940, S. 45; Zeitschrift
fur Metallkunde, Bd. 32, 1940, S. 18.10.	W. О e 1 s e n, F. Wever. Archiv ftir das
Eisenhiittenwesen, Bd. 19, 1948, S. 97; Stahl und
Eisen, Bd. 69, 1949, S. 468.11.	C. Zener. Trans. AIMME, Bd. 167, 1946,S.	513.12.	И. С. Гаев. Труды научно-технического об¬
щества черной металлургии, т. VI, Металлургиз¬
дат, 1955.ГЛАВА 31ТЕОРИЯ ДИФФУЗИИДиффузией называют самопроиз¬
вольное выравнивание концентрации в рас¬
творе; сам о диффузией — выравни¬
вание изотопного состава.Оба процесса определяются элементарны¬
ми, беспорядочными блужданиями пере¬
мешивающихся частиц. Природа этих блуж"
даний может быть различной. В случае
диффузии в газах размер элементарного
блуждания определяется величиной пути
свободного пробега, в случае турбулент¬
ной диффузии — величиной среднего пути
перемешивания, в случае поверхностной
диффузии—расстоянием между адсорбци¬
онными центрами.Блуждания, определяющие, диффузию в
твердом теле в отличие от газа и жидко¬
стей, несовпадают с основными видами
теплового движения (см. ниже).Коэффициент диффузии D, характеризую¬
щий подвижность атомов, определяется че¬
рез величину среднего блуждания А и вре¬
мени т, затрачиваемого на это блуждание;тКоэффициент р зависит от координаци¬
онного числа атомной конфигурации.Как показывает опыт и как это следу¬
ет из излагаемых ниже теорий, температур¬
ная зависимость коэффициента диффузии
определяется следующим уравнением:_ ЕD = D0 е RTгде D0—лредэкспонентный фактор; Е —
энергия активации, указывающая, в какой
мере коэффициент диффузии зависит от
температуры.Выравнивание концентрации во времени
определяется диффузионным уравнением— D— + — D —
дх дх ду дуд дС дС
дг дг дхЭдесь х, у, z — координаты, % — время, С—
концентрация. Если коэффициент диффу-
ТЕОРИЯ ДИФФУЗИИ583зии не зависит от времени, уравнение при¬
обретает более простой вид:
дС~ ~дГгдеА = ■а2д2а*дх*ду*дг2Решение этих уравнений позволяет для
заданных начальных и краевых условий
найти зависимость концентрации от време¬
ни и координат.Приведем два наиболее часто встречаю¬
щихся решения.Если на границе, полубесконечного тела
сохраняется постоянная концентрация С0, ia
в начальный момент концентрация во всем
теле была равна нулю, то решение запи¬
шется следующим образом:]'-*hrkгЬгде Ф — функция Крампа;С = С0Ф(г);v:И'X9dx.Если на поверхность полубесконечного
тела в начальный момент (т = 0) нанесено
количество q диффундирующего вещества,
то для больших времен (средний луть
диффузии существенно превышает толщи¬
ну нанесенного слоя)С =A D-j/tzDxКоэффициент диффузии непосредственно
связан с подвижностью атомов. Действи¬
тельно, по определению vt = ut ui —
подвижность атома, vt — его скорость.Сила fi, действующая на -атом, опреде¬
ляется градиентом парциальной свободной
энергии (Fi):f.— &Lll 		-ч •дхДля разбавленного раствора
= ? (T) + kT In Ctи, следовательно,
fi =kTdCjCidxЗдесь К =— —постоянная Больцмана.Учитывая связь потока диффузии Я/ с vt
я D/, получимоткудаDt = kT щ.гими, в которых большую роль играет под¬
вижность частиц (электролиз, электродиф¬
фузия).Оценив приближенно подвижность по
формуле Стокса, получим формулу Эйн¬
штейна для диффузии в жидкостях:kT1 ~ 67П)Г* ’где rj—вязкость среды; Г/—радиус диф¬
фундирующей частицы.Все приведенные формулы относятся
к разбавленным растворам.При описании диффузии в реальных рас¬
творах используют различные приближе¬
ния.Бирченал и Мэл без особых оснований
заменили в выражении для потока диффу¬
зии градиент концентрации градиентом ак¬
тивности, полагаяdfl;
dXi 'активностьHi^Diгде ai—термодинамическая
компонента.Даркен и другие принимают
Р' = 9(Т)+кТ InаьПриближение Бирченала и Мэла дает
для диффузии в случае образования твер¬
дого раствора внедрениягде Di — коэффициент диффузии в реаль¬
ном растворе; D 0* —коэффициент, не за¬
висящий от концентрации и определяемыйа/подвижностью компонента;	- —wкоэффициент активности компонента.Для коэффициента D взаимной диффу¬
зии в растворах замещения Бирченал и
Мэл из соображения симметрии полагаютD = D<>Ti Т2 1+N,XX 1 + N.гдетовdin У:дЫ2N\ и N2 — молярные доля ком-понен-Приближение Даркена приводит к сле¬
дующему выражению для коэффициента
диффузии:Dt = щ kT1 +din Ti
a in Ci}■Это приближенное уравнение устанавли¬
вает связь диффузионных процессов с дру-Сравнение обоих приближений с опытом
не приводит к отчетливым результатам [7].Правильный путь решения задачи диф¬
фузии в реальных системах дает термоди¬
намика необратимых процессов. Так назы¬
ваемые термодинамические уравнения дви¬
жения описывают линейную связь потоков
всех компонентов раствора (включая в а-
584ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИкансии) с соответствующими градиентами
парциальных свободных энергий. Недио-
гональные члены, передающие зависимость
потока данного компонента от «чужих»
градиентов, в соответствии с принципом
микроскопической обратимости должны
быть симметричны.Ле Клер в своем обзоре приводит урав¬
нение Шуттлевортса для коэффициента са-
модиффузии (Da)у полученное на основе
термодинамики необратимых процессов:D-~{D-+~w: (СЛЗдесь |х — модуль сдвига; I — деформация
сдвига; v — объем, в котором происходила
деформация.д AFИсходя ;ИЗ соотношения AS = ——о	Ти опытных данных, по температурной зави¬
симости модуля сдвига можно расчитать
А). Величину 12и можно найти ш значения
энергии активации. Эти расчеты с успехом
были выполнены для ряда растворов внед¬
рения. Чтобы применить аналогичные сооб-сдесь Сь С2, С3 и Са — соответственно кон¬
центрации активных, неактивных компонен¬
тов первого компонента, неактивных второ¬
го, вакансий и суммарная концентрация
первого компонента.При равенстве нулю недиогональных чле¬
нов L2з и L\2 уравнение Шуттлевортса пе¬
реходит в уравнение Даркена.Однако в последнее время в литературе
подчеркивается важность недиогональных
членов.Теория переходного состояния дает сле¬
дующее общее выражение для среднего
времени блуждания:1	kT Р*т а h Ргде а — число эквивалентных путей пере¬
мещения атомов; h — потоянная Планка;
Р* и Р — функций распределения системы
в активированном и основном состояниях.Однако, так как в переходном состоя¬
нии выделена степень свободы по пути ре¬
акции, целесообразно сделать то же для ос¬
новного состояния. Тогда, приняв
Р* kTA F = -RT 1п-hV ’получим (Верт и Зинер):
ASаяD = pad*Ve Re RTЗдесь A F, А Я, AS — свободная энергия,
теплосодержание и энтропия активации.
Нетрудно показать, что АН являетсяd InD АН
энергией активации процесса*dTТогдаRT*asD0 = pad*Ve RТаким образом, определение предэкспо-
нентного фактора сводиггся к выяснению
энтропии активации.Приняв, что работа AF заключается в
увеличении упругой энергии, получимAF =ражения к растворам замещения, необхо¬
димо рассмотреть механизм процесса.Уже указывалось, что блуждания, приво¬
дящие к диффузии в твердом теле, не сов¬
падают с основным видом теплового дви¬
жения. Рассмотрим четыре следующих ос¬
новных типа механизма диффузии в раство¬
ре замещения: 1) циклический; 2) обменный;3)	вакансий; 4) междоузлий.По циклическому механизму блуждание
совершается в результате перемещения
(циклического вращения) некоторой сово¬
купности атомов. Такое вращение требует
малой дополнительной энергии, но имеет и
малую априорную вероятность. Обменный
механизм является частным случаем цикли¬
ческого (размер «цикла» равен 2) и заклю¬
чается в обмене соседних атомов. При ва¬
кантном механизме блуждание совершается
в результате обмена атома с вакансией.
При механизме междоузлий атом переходит
из состояния равновесия в положение меж¬
ду узлами, а з,атем происходит обмен с ва¬
кансией или с атомом, находящимся в узле.
Последние три механизма были впервые
введены Френкелем.Определяя, по какому именно типу меха¬
низма идет диффузия, следует учитывать
ряд факторов. Прежде всего — наличие или
отсутствие эффекта Киркендаля, что позво
ляет отбросить два из перечисленных типов.
Наблюдение Киркендаля — Смигельскаса
заключалось в следующем. Вдоль боковых
граней образца (3-латуни, содержащей 30%
Zn, помещали молибденовые проволочки,
после чего грани покрывали толстым слоем
меди. После диффузионного отжига нахо¬
дящиеся на противоположных гранях ряды
проволочек приближались друг к другу,
причем расстояние между проволоками
уменьшалось прямо пропорционально Y т
Это указывало на диффузионный характер
процесса. Было установлено, что эффект не
зависит от способа нанесения «метки» (про¬
волочка, отпечаток и т. д.), мало зависит
от размера зерен и не зависит от состояния
внешней поверхности образца и наличия
паровой фазы. Эффект наблюдался для
большого числа пар металлов с гранецент-
рированной решеткой, в металлах с объем-
ТЕОРИЯ ДИФФУЗИИ585ноцентрированнои решеткой он, по-види¬
мому, отсутствует.Значение эффекта Киркендаля для по¬
строения теории диффузии в твердых телах
очень велико, так как он доказывает нали¬
чие при диффузии явлений типа течения.
Такое течение, увлекающее макроскопиче¬
ские -метки, может возникнуть из-за разно¬
сти скоростей диффузии компонентов ра¬
створа. В частности, диффузия из латуни
цинка, обладающего большей подвижно¬
стью, чем медь, не может быть скомпенси¬
рована поступлением атомов меди. Разница
скоростей диффузии компонентов может
быть скомпенсирована сжатием одной фаВы
(латуни) и растяжением другой (меди).
Ниже мы остановимся на более подробном
анализе эффекта Киркендаля и явлений,
ему сопутствующих. Для установления ме¬
ханизма процесса диффузии существенно,
что эффект Киркендаля доказывает различ¬
ную скорость перемещения компонентов.Первые два из перечисленных выше ме¬
ханизмов (циклический и обменный) преду¬
сматривают одновременное .перемещение
компонентов с одинаковой скоростью и,
следовательно, противоречат эффекту Кир¬
кендаля.Таким образом, эти механизмы диффу¬
зии могут иметь место в металлах с объ-
емноцентрированными. решетками, в кото¬
рых не наблюдается эффекта Киркендаля,
в то время как в случае гранецентрирован-
ных решеток должен действовать механизм
вакансий или перемещений по междоузли¬
ям. Для более детального уяснения вопро¬
са о механизме следует сравнить результа¬
ты априорных расчетов энергий активации
и предэкспонентного фактора с опытными
значениями.Ряд расчетов на основе современных
представлений о природе металлической
связи сделан для энергии активации само¬
диффузии меди. Опытное значение этой ве¬
личины близко к 50 ккал/моль; между тем
расчет для обменного механизма дал
240 ккал/моль, а для механизма движения
по междоузлиям с последующим обменом
с атомом, находящимся в узле,
250 ккал/моль. Наименьшее значение энер¬
гии активации при циклическом механизме
отвечает кольцу, включающему четыре ато¬
ма и равно 30 ккал/моль. Только расчет
для механизма вакансий дал близкие к
опытному значения (64 ккал/моль). Таким
образом, наиболее вероятным для гране-
центрированных (сравнительно плотноупа-
кованных) решеток оказывается механизм
вакансий.Аналогичные результаты дает оценка D0.
Опытные данные о величине D0 для процес¬
са 'гетеродиффузии в решетках замещения
колеблются в пределах от 10“9 до 10 см2/сек,
а для самодиффузии— только от 10-1 до
10 см2/сек. Многочисленные попытки свя¬
зать D0 с различными физическими харак¬
теристиками (частота колебаний, период
решетки, фактор ангармоничности колеба¬
ний, энергия активаций и т. п.) не привелик успеху, который, однако, был достигнут
при рассмотрении энтропии переходного
состояния. Для -механизма вакансий сле¬
дуетLSt + A S2D0 = d.We Rгде ASi и AS2 — изменение энтропии соот¬
ветственно при образовании вакансии и при
переходе атома в активированное состоя¬
ние, отвечающее перескоку в соседнюю ва¬
кансию.Если принять (см. выше) для решетки
твердого раствора внедрения, что энергия
активации перехода пропорциональна уп¬
ругой энергии, а энергия образования ва¬
кансии — теплоте испарения, то можно
придти к адекватному описанию предэкспо¬
нентного фактора и для металлов с гране-
центрированной решеткой. Коэффиицент D0
самодиффузии в объемноцентрированных
решетках (например, a-Fe и W) хорошо
описывается на основе представлений о
циклическом механизме диффузии с коль¬
цом, состоящим из четырех атомов.Для изменения энтропии (и, следователь¬
но, для D0) при третьем механизме диффу¬
зии (вакансий) Шокли и Никс, а также
Зинер получилиAS-0,65Здесь |х0 — величина в выражении для тем¬
пературной зависимости модуля сдвига
д и.I1	— Ию 4-Штрих означает дифференцирование по
температуре.Отметим, что в литературе, кроме ука¬
занных, приводится большое число уравне¬
ний для Do.По Френкелюd*V
Do = ~по Поляни и Вигнеру2	d2VE
НТпо Лаигмюру и Дэшмануd*EDq =	NhГерцрикен и Дегтяр связали, в соответ¬
ствии с теорией переходного состояния, Do
и энтропию активированного состояния AS:
ASEd* 1
°~е Nh 2,72Однако только связь с температурной
зависимостью модуля сдвига позволила
правильно оценить порядок величины D0.Для гранецентрированных решеток меха¬
низм диффузии по вакансиям доказывается
рядом специально поставленных наблюде¬
586ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИний. В быстроохлажденном (закаленном)
сплаве удается зафиксировать избыточную,
относящуюся к более высокой температуре
концентрацию вакансий. Экспрессные ме¬
тоды позволяли не только измерить в бы¬
строохлажденном (закаленном) сплаве по¬
вышенное (значение коэффициента диффу¬
зии, но и по кинетике установления равно¬
весной концентрации вакансий доказать,
что в изученной системе (сплав Zn с Ag)
40% энергии активации процесса падает на
энергию образования вакансий, а 60% — на
переход атома из узла в соседнюю вакан¬
сию.Как будет показано, влияние, различных
факторов (деформации, нейтронного облу¬
чения и др.) на диффузионные процессы для
плотных упаковок также удовлетворитель¬
но описывается при привлечении механиз¬
ма вакансий. Это относится и к эффекту
Киркендаля и связанным с ним явлениям.
Формальное описание эффекта Киркендаля
было дано Даркеном. Из условия несжима¬
емости следует наличие течения со ско¬
ростьюdNxv=(Dl-D2)-^-где Ni — молярная доля первого компо¬
нента; D\ и D2 — коэффициенты диффузии
компонентов бинарного сплава, определяе¬
мые подвижностью их атомов.Эффективный коэффициент гетеродиффу¬
зии D выводится с учетом того, что поток
П\ определяется как собственно диффузи¬
онным процессом, так и этим течениемdN±n1 = — D- 1дх 'отсюдаd = d1n2 + d2n1.Таким образом из определения D (по
диффузионным измерениям) и v (по изме¬
рению сближения проволочек в эффекте
Киркендаля) можно вычислить парциаль¬
ные коэффициенты D\ и D2. В разбавлен¬
ном растворе D~D\ и в этом случае до¬
статочны только диффузионные измерения.Рассматривая реальные системы, необхо¬
димо учитывать зависимость коэффициента
термодинамической активности от состава.В соответствии с вышеприведенным по¬
лучаем/ д In Tfi'
D-(*Di+tfA)(l+^dN-, [ д In Ti’-(^-ад-агО + аЙСравнение этих уравнений с эксперимен¬
тальными данными о диффузии в системе
Ag — Au показало их приближенность и
неточность такого описания задачи термо¬
динамики необратимых процессов (в част¬
ности, игнорирование влияния на поток
градиента вакансий).Приведенные формулы предполагают, что
в процессе диффузии не образуется пори¬
стость и образец остается неизменным по
сечению. В действительности оба эгги пред¬
положения не выполняются. Многочислен¬
ными измерениями доказано интенсивное
образование пор вблизи границы раздела
и наличие составляющей скорости течения,
перпендикулярной к пути диффузии. Эта
составляющая приводит, в частности, к бу¬
горкам вблизи границы раздела на фазе с
меньшей подвижностью и к впадинам на
другой фазе.Образование пор при гетеродиффузии
имеет существенное значение в связи с жа¬
ропрочностью и исследовалось в ряде работ.
В частности,. Пннес и Гегузин, а также Рез¬
ник и Зайгль экспериментально нашли кри¬
тическую величину избыточной (по сравне¬
нию с равновесной) концентрации вакансий,
при которой начинается образование пор.Для этого в образце латуни, подвергав¬
шемся отжигу в вакууме, микроскопически
определяли глубину области, содержащей
поры. Диффузионный поток, возмещающий
испаряющийся цинк, вызывает при этом из-
за разности парциальных коэффициентов
диффузии цинка и меди избыток вакансий.Отношение избыточной концентрации ва¬
кансий к их равновесной концентрации (R)
можно рассчитать по формулеR = -Nt дN0 дх(DZn — DCv)dN.Znдхгде N — число узлов в едином объеме;
N0 — равновесная концентрация вакансий;
т — время жизни вакансии.Баллуффи, Резник и Зайгл, пользуясь
методом, -принятым Мак Лином для описа¬
ния процесса образования пор при ползуче¬
сти, оценили на основе теории дислокаций
величины т и R. В технических образцах
латуни образование пор начинается при ма¬
лых значениях R (с 0,05). Между тем, со¬
гласно теории, для начала этого процесса
требуются значительно большие критиче¬
ские значения R (порядка сотен). Было сде¬
лано предположение, что зародышами для
образования пор служат гетерогенные
включения, в частности включения кислоро
да. Это подтвердилось испытаниями на спе¬
циально тщательно очищенных образцах
латуни: образование пор начиналось при
значениях R порядка 100. Отметим, что на
таких очищенных образцах латуни образо¬
вание межкристаллиггных трещин при высо¬
котемпературной ползучести наблюдалось
также при значительно больших деформа¬
циях, чем иа образцах технически чистой
латуни.Для объяснения макроскопического тече¬
ния, наблюдаемого при эффекте Киркенда
ля, следует, по-видимому, привлечь молеку
лярное толкование.Наиболее правдоподобное толкование да¬
но Зейтцем на основе теории дислокаций.
ТЕОРИЯ ДИФФУЗИИ587Механизм процесса подобен механизму
роста кристалла, ранее предложенному
Франком.Напомним, что сложная дислокация с ли¬
нейной и винтовыми составляющими может
привести к неограниченному росту кристал¬
ла (спиралеобразное перемещение ступень¬
ки на поверхности) или к неограниченному
стоку вакансий.Следует указать, что эффект Киркендаля
и соответствующие ему явления могут воз
пикать не только из-за различия в парци
альных коэффициентах диффузии, но и из
за особенностей взаимодействия компонен
тов в фазах (термодина^мических свойств)
Эффект Киркендаля доказан, в частности
для случая реактивной диффузии (Соцков
Жуховицкий). При диффузионном отжиге
насыщенного а-раствора меди в серебре на
границе с медью атомы серебра могут быть
приняты медью, однако поступление взамен
их атомов меди приведет к пересыщению
сь-раствора. При этом, как и в описанном
классическом случае проявления эффекта
Киркендаля, имеет место неравенство диф¬
фузионных потоков компонентов и в резуль¬
тате одна из фаз (а-раствор) оказывается
растянутой (избыточная концентрация ва¬
кансий), а другая сжатой (недостаток ва¬
кансий). В отличие от обычного эффекта
Киркендаля в рассматриваемом случае те¬
чение всегда идет в сторону исчезающей
фазы. В данной системе, как и в (3-латуни,
на границе с медью метка двигается в сто¬
рону раствора. Наблюдаемые явления точ¬
но также сопровождаются образованием
пористости, что имеет существенное значе¬
ние для построения теории прочности по¬
крытий. Обычно покрытие представляет со¬
бой химическое соединение, компоненты ко¬
торого (один или несколько) могут диф¬
фундировать в основу. Так как фаза, как
правило, стремится сохранить состав, в ней
создается избыток вакансий, который мо¬
жет привести к трещинам вблизи границы
раздела.Диффузионная подвижность имеет реша¬
ющее значение в металловедении жаро¬
прочных сплавов. Важным является вопросо	связи между диффузионными характе¬
ристиками и подвижностью атомов. В ча¬
стности, особый интерес имеет вопрос об
изменении коэффициента самодиффузии ра¬
створителя в зависимости от состава, для
решения которого естественно рассмотреть
изменение диффузионных характеристик в
ряду чистых веществ. Известно (Штейгман,
Шокли и Никс) правило, согласно которо-
Ему = /(. Здесь X — теплота испарения
к *(сублимации), а К — постоянная, завися¬
щая от структуры решетки; для гранецент-
рированной решетки К = 0,67. Можно ука¬
зать на ряд других подобных эмпирических
и полуэмпирических соотношений. Так,
Брауне и Букгаков связали Е с температу¬
рой плавления (£ = 40 ГПл), Грюнейзен —
с коэффициентом расширения (£а=const),
а Ситоцкий — с молярным объемом V и ко-/Е хх(т=эффициентом всестороннего сжатия
= const).Однако пропорциональность между Е и
теплотой сублимации представляется наи¬
более естественной, поскольку теплота суб¬
лимации характеризует энергию связи в ре¬
шетки. Это соотношение родственно извест¬
ному соотношению Бренстеда, связывающе¬
му изменение энергии активации в некото¬
ром ряду с изменением теплоты реакции.В ряде работ Курдюмова и сотрудников
связь между энергией связи и энергией ак¬
тивации самодиффузии распространяется
также и на твердые растворы. Так, энергия
активации; диффузии кобальта, хрома и
вольфрама в железе оказалась больше
энергии активации самодиффузии в аусте-
ните. Грузин объясняет эти данные большей
энергией связи этих атомов с железом. Уве¬
личение подвижности атомов указанных
элементов при растворении углерода объяс¬
няется влиянием углерода на энергию свя¬
зи их с железом.Резкое уменьшение энергии активации
самодиффузии железа в железе и в спла¬
вах железо-никель при введении углерода
также обусловливается ослаблением силы
свя)зи. Изучение влияния легирования на
самодиффузию кобальта показало, что
«уже небольшие концентрации второго или
третьего компонента могут вызвать значи¬
тельные изменения в силах связи в решетке
сплавов».С этих же позиций объясняется повыше¬
ние энергии активации самодиффузии же¬
леза при добавлении хрома.Конечно, в неразбавленных растворах и
при сильных отклонениях от идеальных ра¬
створов энергия взаимодействия может иг¬
рать весьма существенную роль.Так, Шиняев и Нейман на примере систе¬
мы Fe — Мо показали, в частности, что
энергия активации резко повышается для
составов, соответствующих химическим сое¬
динениям.В ряде случаев, особенно при образова¬
нии химических соединений, изменение энер¬
гии связи резко сказывается на энергии
активации диффузионных процессов.Однако энергия активации значительно
более чувствительна к влиянию различных
факторов, чем энергия связи. Энергия свя¬
зи определяет положение основного состоя¬
ния. Энергия активации представляет раз¬
ницу энергий переходного и основного со¬
стояния, а переходное состояние весьма
чувствительно к изменениям структуры и
свойств. Поэтому характерным является от¬
сутствие прямой связи между изменением
энергии активации и термодинамическими
свойствами.Известно, что при плавлении энергия
твердого тела изменяется лишь на несколь¬
ко процентов, в то время как энергия ак¬
тивации резко падает.При растворении углерода в железе те¬
плота испарения железа практически ос¬
тается неизменной (Винтайкин), а энергия
588ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИактивации самодиффузии железа при этом
уменьшается почти в два раза (Грузин,
Бир чин ел и Мейл). Наиболее яркой иллю¬
страцией отсутствия прямой связи между
термодинамическими свойствами и диффу¬
зионными характеристиками является са-
модйффузия в разбавленных растворах.Гоффман и Тернбалл, Яницкая и Жухо-
вицкий, а также Зондер показали, что в
разбавленных растворах наблюдается зна¬
чительное снижение энергии активации са¬
модиффузии серебра. При этом естественно,
что термодинамические свойства раствори¬
теля в этих растворах в частности теплота
испарения, практически неизменны.Д ЕПоэтому отношение	для растворамеди в серебре равно 130 вместо 0,67, а
для раствора олова в серебре даже меняет
знак и составляет — 30, так как олово дает
отрицательные отклонения от закона при
уменьшении энергии самодиффузии серебра.Это означает, что во всех рассмотренных
случаях энергия активации существенно из¬
меняется при практически неизменном по¬
ложении нижнего уровня активационного
барьера.Механизм изменения энергии активации
с составом был рассмотрен Лазарусом и
Оверхаузером. Лазарус, изучая возмуще¬
ние, -вносимое ‘'атомом растворенного ве¬
щества из-за различия в электронной плот¬
ности (подобными вопросами занимались
также Финкельштейя и Ямщикова, а также
Герцрикен и Дехтяр), получил следующее
соотношение:D,=D“1	— 4Х + 4Х ехр(£)]•где Dj и D1° — коэффициенты самодиффузии
в растворителе (разбавленный раствор) и
в чистом растворителе; X — концентрация
растворенного вещества; АЕ = Е\ — Е\, Е\
и Е\ —энергии активации перехода в ва¬
кантные места атома растворителя вдали и
вблизи растворенного атома.Оверхаузер исходил из различия в объ¬
емах растворенного атома и растворителя
и учел возникающие вблизи растворенного
атома локальные напряжения.Таким образом, около каждого раство¬
ренного атома образуются области повы¬
шенной подвижности. Возникает вопрос о
правильном суммировании этих диффузион¬
ных сопротивлений с диффузионными сопро¬
тивлениями вне этих областей. Этот вопрос
обсуждался Жуховицким, Яницкой и Бок-
штейном и Гоффманом и Тернбаллом и
Гартом.Вообще вопрос о суммировании диффу¬
зионных сопротивлений имеет большое зна¬
чение для оценки диффузии в реальном те¬
ле. Далее будет рассмотрена диффузия по
границам. В этом случае области повышен¬
ной подвижности соединены последователь¬
но и от них происходит отсос в середину
зерна. При самодиффузии в райбавленномрастворе области повышенной подвижности
(их называют также пути коротких цирку¬
ляций) разъединены.Если эти области считать неподвижными,
то решение можно получить по аналогии с
задачей о диэлектрической постоянной ра¬
створа:D — D0 Di DqD -j- 2Dq D± -f- 2D0где D — эффективный коэффициент диффу¬
зии; D0 — коэффициент диффузии раствори¬
теля; D\ — коэффициент диффузии в обла¬
сти повышенной подвижности; р — объем¬
ная доля этих областей.При этом эффективная энергия актива¬
ции Е выражается через энергию активации
в растворителе £0ив областях повышенной
активности Е\ следующим образом:Е = Е0 — 9р (Е0 — £j).U1Гарт, Тернбалл и Гоффман учли под¬
вижность областей и получили следующее
соотношение:D = (l — kX) D0 -hЗдесь D —коэффициент диффузии раст¬
воренного вещества; к — координационное
число; D\ — среднее число скачков атома
растворителя за время его пребывания в
первой координационной среде атома раст¬
воренного вещества; Р — число новых ато¬
мов растворителя, приходящих в соприкосно¬
вение с атомом примеси при одном его
скачке.Однако эта формула включает не подда¬
ющиеся измерению величины (сн) и не
описывает предельных случаев DK = 0 и
DT = ОО.Приняв некоторые приближения, Бела-
щенко предложил формулуD-D0= ЗрDDi -f- 2 D{++ Р(Dx-D*)2
D0 (Dx + 2D о)Таким образом, учет подвижности обла¬
стей приводит к появлению в уравнении
второго члеаа, относительная роль которогоопределяется величиной f ~ еoDqТак как в этом выражении фигурирует от-Diношение —, а не ~, то в ряде случаев
и-	L/q(например, как показывает расчет, для си¬
стемы Ag — Си) движением областей можно
пренебречь; для этого, в частности, следует
оценить D] по первому члену, а затем вели¬
чину f.
ТЕОРИЯ ДИФФУЗИИ589Влияние растворенного веществ/а на ско¬
рость самодиффузии в рамках теории пере¬
ходного состояния можно рассматривать как
изменение 'Свободной энергии этого состоя¬
ния в зависимости от состава. Соответству¬
ющие выражения были введены Фишером,
-а также Жуховицким, Крюковым и Яницкой
в кинепичегком варианте теории и Райком
на основе термодинамики необратимых про¬
цессов.В ряде работ рассмотрена зависимость
коэффициента гетеродиффузии от природы
раствора. Зейт считает, что подвижность тем
больше (и Е тем меньше), чем сильнее
растворенное вещество отличается от раст¬
ворителя, в частности чем больше разница
их молярных объемов. Дехтяр нашел
симбатность между Е и параметром запол¬
нения d оболочки в сплавах переходных
элементов.Букгаков предположил, что вблизи темпе¬
ратуры плавления растворителя коэффици-
-енты диффузии зсех растворенных веществ
близки, и получил следующую формулу:Е — Ер Е2	d*VRTu:ЕлеRTnRTГрузин подтвердил эту формулу для диф¬
фузии кобальта, никеля и хрома в железе.Теория гетеродиффузии много сложнее,
чем самодиффузии. Основное положение
предыдущих выводов — независимость
блужданий—оказывается недействительным
для нее, так как вакансии легче образуются
вблизи гетероатома. Отмеченную раньше
.■малую величину предэкопонентного члена в
случае гетеродиффузии можно объяснить
ролью пограничной диффузии. Так как по¬
граничная диффузия вносит тем большие
искажения, чем ниже температура, то наи¬
более точную информацию о диффузионных
характеристиках можно получить, проводя
опыты при высоких температурах, вблизи
температуры плавления.Поэтому Дайне, в развитие приведенного
соотношения Букгакова, показал, что само-
диффузия и гетеродиффузия в разбавленных
растворах описываются соотношением. Яо Е
In ■		a2VRTnЭкспоненциальная связь D0 и Е была эк¬
спериментально доказана для ряда случаев
(Грузин, Дехтяр, и др.).Весьма малые значения D0 отвечают от¬
рицательным значениям Д 5, которые могут
быть связаны только с пограничной диффу¬
зией или другими путями коротких цирку¬
ляций, эффектом Киркендаля и т. п.Для очень разбавленных растворов, где
эффект Киркендаля отсутствует, были по¬
лучены положительные значения энтропии
активации. Это показывает исключительную
важность тщательности очи:тки изучаемых
объектов. Лазарус справедливо отмечает,
что большое число опубликованных изме¬
рений диффузионных характеристик труднотолковать из-за недостаточной чистоты объ¬
ектов исследования 1.Новик рекомендует получать характери¬
стики объемной гетеродиффузии из фор¬
мулы0,	5 5 £Е(t)'D = d2VeRTподобной приведенной выше для самодиф-
/ Р- \фузии [здесь j отнисится к чистомурастворителю]. Из одного значения D (при
возможно высокой температуре) можно вы¬
числить Е, а потом D0.Диффузию, сопровождающуюся фазовыми
превращениями, называют реактивной. Она
характеризуется скачками на кривых кон¬
центрация— глубина проникновения, отве¬
чающими двухфазным областям.Скорость диффузии, сопровождающейся
фазовыми превращениями, может опреде¬
ляться скоростью самих фазовых превра¬
щений (кинетическая стадия) или скоростью
диффузии (диффузионная стадия). При до¬
статочно больших временах из-за увеличения
пути диффузии контролирующим процессом
всегда будет диффузия.Вагнер рассмотрел реактивную диффузию
для случая конгломерата двух фаз, грани¬
чащих с одной из фаз. Он показал, что пе¬
ремещение ординаты плоскости раздела фаз
s во времени (т) описывается уравнениемs = 2у V&t-
Величина у определяется из уравненияCs ~ СП1
СШ ~С0= У к ехр (т2) Т erf (у),где Cs — концентрация компонента в гомо¬
генной фазе; Сп—начальная концентрация
в двухфазной области; Сш— равновесная
концентрация первого компонента в а-фазе.Параболическая зависимость между тол¬
щиной диффузионного слоя и временем была
получена Френкелем и Сергеевым, а также
Тамманом и Робол для случая образования
и роста новых фаз. Как показали Букгаков,
а также Самсонов, Цетин и др., эта зако¬
номерность имеет хорошее опытное под¬
тверждение.В ряде случаев, когда насыщение вторым
компонентам происходит из газообразной
или жидкой фазы, параболическая зависи¬
мость может нарушиться (Афонский, Блан-
тер и Беседин, Минкевич и др.). Чаще всего
это свидетельствует о том, что диффузия в
этих случаях не является контролирующим
процессом.Механизм pocrai и исчезновения фаз при
реактивной диффузии, по-видимому, близок
к механизму Франка, предложившего дис--1 Недостаточная чистота исследованных ма¬
териалов делает большое число эксперименталь¬
ных данных по изучению гетеродиффузии вооб¬
ще недостоверным. Прим. ред.
590ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИлсжацион-нсе толкование роста кристалла
фазы из пара; в данном случае решающую
роль играют винтовые дислокации, выходя¬
щие на поверхности раздела с пересыщен¬
ными пограничными слоями.При реактивной диффузии в растворах,
содержащих металлоиды (например, при
росте окисной пленки), процесс может пре¬
имущественно происходить в результате пе¬
ремещения лишь одного из компонентов в
зависимости от их различных характеристик
(Архаров, Андриевский, Мищенко и др.).В ряде исследований было показано, что
скорость самодиффузии и диффузии сущест¬
венно возрастает под влиянием напряжений
и деформаций.Коген показал, что деформация сжатием
приводит к значительному возрастанию
коэффициента самодиффузии железа. (Сле¬
дует, однако, отметить, что впоследствии он
обнаружил методическую ошибку и это су¬
щественно уменьшило величину эффекта).
Толкование полученных результатов дано
Когеном с точки зрения теории дислокаций.
Пересечения дислокаций при пластическом
течении приводят к образованию вакансий.
Если принять, чго возрастание избыточной
концентрации вакансий dN + пропорцио¬
нально деформации dx, то легко написать
уравнение, определяющее зависимость этой
величины от времени т*NdN+ = kdx —	dx.х1Второй член уравнения описывает исчез¬
новение избытка вакансий со временем;
т1 — среднее время жизни вакансии.Так как время релаксаций (равное т1) ма¬
ло, вскоре устанавливается стационарное
состояние, при котором dN+= 0 и
dxN+ = ke' —.dxПоскольку коэффициент диффузии про¬
порционален концентрации вакансий, то^	( kx' dx \D— D 11 +	.\ No dx IЗдесь № и D0 равновесная концентрация ва¬
кансий и коэффициент диффузии при отсут¬
ствии пластического течения. Следователь¬
но, коэффициент диффузии D определяется
dxскоростью деформации ~т~ •
dПроведенные Бокштейном, Гудковой,
Кишкиным и Жуховицким измерения скоро¬
сти самодиффузии железа и диффузии оло¬
ва в никелевых сплавах в условиях воздей¬
ствия на образцы растягивающих усилий
показали, что при постоянной скорости де¬
формации коэффициент диффузии растет со
временем в противоречии с формулированной
схемой процесса. Кроме того, величина из¬
менения коэффициента диффузии оказы¬
вается близкой к полученной в результате
предварительной деформации.Эти обстоятельства позволили авторам
считать, что воздействие пластического те¬
чения на скорость диффузии определяется
необратимыми изменениями строения в ре¬
зультате деформации: измельчением блоков,,
видоизменением границ и т. п., которые и
приводят к увеличению диффузионной под¬
вижности.В ряде работ обсуждалась возможность
влияния напряжения на подвижность ато¬
мов. С точки зрения теории переходного
состояния изменения энергии активации А Е
определяются изменением объема AV при
образовании одного переходного состоянияАЕ = — PAV угде Р — напряжение.Нетрудно показать, что эффект может
достигнуть измеримой величины только в
случае существенной (в десятки раз) кон¬
центрации напряжений.Бокштейн, Кишкин, Мальцев и Жуховиц-
кий изучили изменение диффузионной под¬
вижности в условиях параллельно протекаю¬
щих процессов фазовых превращений. Опыт
показал, что полиморфное превращение
a-Fe^v-Fe практически не влияет на ко¬
эффициент самодиффузии железа, в то вре¬
мя как перлитное превращение существенно
(в 10 раз) увеличивает его.Это объясняется тем, что а^у- превра¬
щение совершается по сдвиговому механиз¬
му, тогда как перлитное превращение сопро¬
вождается образованием и ростом зароды¬
шей, т. е. является диффузионным.Воздействие радиоактивных излучений на
сплавы вызывает образование вакансий и
внедренных атомов, что должно привести к
увеличению коэффициента диффузии. Одна¬
ко при высоких температурах происходит
быстрое устранение (залечивание) этих на¬
рушений строения, а при низких — возника¬
ют трудности с измерением коэффициента
диффузии. В результате эффект может на¬
блюдаться лишь в узком интервале темпе¬
ратур; Ломер, например, считает, что для
меди этот интервал лежит между 330 и
550°.Джонс и Мартин, проводя диффузионный
отжиг во время облучения,не обнаружили
влияния облучения протонами на коэффи¬
циент самодиффузии серебра.Реальное твердое тело является весьма
неоднородным. Поэтому полное описание
диффузионного процесса требует учета раз¬
личных диффузионных сопротивлений.
Прежде всего следует указать на диффузию
по границам зерен, которая, как и любые
пути коротких циркуляций, особенно сильно
проявляется при низкой температуре и при¬
водит к излому кривой lnD—Раздельноенаблюдение пограничной и объемной диф¬
фузии стало возможным при применении
радиографического метода.В ряде работ (Бокштейн, Кишкин и Мо¬
роз) исследованы количественные характе¬
ристики пограничной диффузии и самодиф-
ТЕОРИЯ ДИФФУЗИИ591фузии, влияние на нее легирующих элемен¬
тов, размеров зерен, структуры решетки
и т. п.Фишер дал теорию одновременного про¬
текания пограничной и объемной диффузии
на основе следующих представлений. Гра¬
ница между зернами моделируется как щель
(ширины б); естественно, что диффузия по
границам зерен проходит значительно быст¬
рее, чем в их объеме. При этом Фишер пре¬
небрегает: а) вертикальной составляющей
объемной диффузии, считая, что в зерно
компонент проникает лишь в результате
«отсоса» от границ; б) градиентом концен¬
трации поперек границ из-за малости 6.Тогда решение задачи имеет следующий
вид:	_уУ 2erfc-Xi2т У* *где Со — постоянная концентрация на гра¬
нице; С — на расстоянии у от поверхности
образца и х от границы (щели);х	у	Dz*1 = — ; У1=	» Т1 = ■(£Гь**/,Уг (0 = тт!7
ЗдесьТ = 0.649’(^),У« = 0,Ю?* (ffi)в ,q и |х — постоянные, зависящие от С.При этом было показано, что если энер¬
гия активации пограничной диффузии мень¬
ше половины энергии активации объемной,
глубина проникновения уменьшается с тем¬
пературой, т. е. имеет место кажущаяся от¬
рицательная энергия активации процесса.Бокштейн, Светлов и Магидсон предло¬
жили модель процесса для случая малых
зерен или блоков. Они рассмотрели поли¬
кристалл как некую упаковку зерен-шаров
и -ввели, как это делается в теории массо-
передачи концентрацию внутри шара ад,
концентрацию на его поверхности и. Тогда
уравнения можно записать следующим об¬
разом:— D'd2w 2 dwdr*--1' ~Г "аГ-=£>iд2иdw-±D
дх2 В дгПриближенное решение для малых х при¬
вело к следующему уравнению:и	, / * 0,/4--1-0.816 уD — коэффициент объемной; D\ — погра¬
ничной диффузии.Уипл впоследствии учел вертикальную со¬
ставляющую объемной диффузии; однако
предложенное им решение не вполне прием¬
лемо.Борисов и Голиков дали математический
анализ задачи о соотношении пограничной
и объемной диффузии и предложили ряд по¬
лезных приближений.В частности, для глубины проникновения
У\ концентрации С выведена формулаw2'Ц уr0 fVDx 4Dz«о V*\ ~ Г I г0— гЗдесь у— коэффициент распределения ком¬
понента между границей и объемом зерна;
г0 — радиус зерна; и0 — концентрация на
границе; 6 — ширина пограничной зоны.Ачтер и Смолуховский изучили влияние
на величину D\ степени разориентировки
соседних зерен. Было показано, что преи¬
мущественная диффузия по границам про¬
исходит лишь в том случае, если угол раз-
ориентировки составляет 20—70°. В ряде
рабог делались попытки толковать эти ре¬
зультаты с точки зрения различных моделей
строения границ зерен.Отметим, что дислокации и их скопления
на границах блоков, так называемых суб¬
границах, также являются линейными путя¬
ми коротких циркуляций (Гарт) и поэтому
объемная диффузия в реальном кристалле
в свою очередь является сложным процес¬
сом, в котором должны быть свои «потоки
проникновения» и последующие «отсосы»ЛИТЕРАТУРА1.	В. 3. Бугаков. Диффузия
и сплавах. Гостехтеориздат, 1949.2.	Я. С, У м а н с к и й, Б. Н. Ф и н к е л ь-
штейн, М. Е. Блантер и др. Физическое
металловедение. Металлургиздат, 1955.3.	JI е Клер. Успехи физики металлов. Ме¬
таллургиздат, 1956.4.	Le С 1 а е г е. Diffussion in Metals, I. Prog¬
ress in Metal Physics. London.5.	Б э p p e p. Диффузия в твердых
Гостеориздат, 1948.6.	Я. Е. Г е г у з и н. Успехи физики, XI.
вып. 2, 1957.7« W, Jos U Diffusion in eoltds, liquids, ga¬
ses New York, 1952.8.	В. 3 а й т. Диффузия в металлах. Изд.-во
иностр. лит., 1958.9.	С. 3. Бокштейн, С. Т. Кишкин,
Л. М. Мороз. Исследование строения метал¬
лов методом радиоактивных изотопов, Оборон-
гиз, 1959.10.	С. Д. Герцрикен и И. Я. Д е х т я р.
Диффузия в металлах и сплавах в твердой фа¬
зе. Госфизматиздат, 1960.
592ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИГЛАВА 32ОБРАЗОВАНИЕ АУСТЕНИТА ПРИ НАГРЕВЕ СТАЛИИзучение процессов образования аустени¬
та при нагреве было начато Д. К. Черновым
[1], открывшим критические точки стали.Исходная структура является важнейшим
фактором, определяющим не только кинети¬
ку превращений, но и — в известной степе¬
ни — положение критических точек. Наи¬
больший практический интерес представля-Рис. I. Распреде¬
ление углерода в
процессе превра¬
щения П А при
температуре Tiют превращения при двухфазной исходной
структуре перлита и сорбита. Термодина¬
мическое равновесие в системе Fe — С для
этого случая определяется диаграммой со¬
стояния. В соответствии с диаграммой обра¬
зование аустенита начинается по достиже¬
нии точки А\.Зародыши с решеткой *у-железа непрерыв¬
но возникают и исчезают в феррите в ре¬
зультате самопроизвольной перестройки ре¬
шетки из-за энергетических флуктуаций.
Однако феррит -может находиться в равно¬
весии только с аустенитом, состав которого
соответствует линии GS; поэтому для прев¬
ращения в -.районе температуры Ах устой¬
чивым зародышем, т. е. зародышем, рост
которого -сопровождается уменьшением сво¬
бодной энергии, может быть лишь зародыш
с 0,8% С.Вероятность образования такого зароды¬
ша в результате самопроизвольного пере¬
распределения углерода, растворенного в
феррите, ничтожно мала по сравнению с
вероятностью его образования яа поверхно¬
сти раздела с цементитом, в котором кон¬
центрация углерода в 300 раз выше, чем в
феррите. Соседство с таким богатым источ¬
ником углерода ставит пограничные заро¬
дыши 'у-фазы в преимущественные условия
и обеспечивает исключительное их разви¬
тие до критических размеров и далее. По¬
этому механизм превращения перлита в
аустенит вблизи точки А\ сводится к появ¬
лению зародышей аустенита. с 0,8% С на
границе цементита и феррита и последую¬
щему их диффузионному росту.В процессе изотермической выдержки при
температуре Ть несколько превышающей Аъ
аустенит, питаясь углеродом за счет раство¬
ряющихся цемвнтигных пластинок, погло¬
щает феррита у ю пластину. В соответствии
с диаграммой состояния концентрация уг¬
лерода на поверхности раздела ЩА со¬
ставляет С2, а на поверхности А/Ф — С\(рис. 1, 2). Скорость продвижения фронта
аустенита определяется скоростью диффу¬
зии углерода в аустените £, т. е. при данной
температуре — коэффициентом диффузии D иградиентом концентрации	. где *—хпройденный путь. В момент исчезновения
феррита х = А, где 2Д — меж пластиночное
расстояние в перлите. Чем меньше Д (чем
тоньше перлит), тем больше соответственно
средняя скорость распространения аустени¬
та. Поэтому с измельчением исходного пер¬
лита (сорбита) скорость образования аусте¬
нита должна расти не пропорционально —,а более круто.Точка термодинамического равновесия А\
соответствует такому 'состоянию, когда св-о
бодные энергии аустенита и перлита рав¬
ны, и превращение вообще не может идти.
Всякое превращение, идущее с конечной
скоростью — изотермически или неизотер¬
мически— идет выше точки А{. Тогда в мо¬
мент исчезновения -феррита встречаются
два фронта аустенита с концентрацией Ci,
т. е. ниже средней концентрации углерода.
Следовательно, в этот момент аустенит
всегда еще неоднороден.Распеределение углерода в аустените в
процессе превращения определяется диффе-Рис. 2. Положение
гочек Ci и Сг на
диаграмме Fe—Среициальным уравнением диффузии. Вычи¬
слив с его помощью суммарное содержание
углерода в аустените в момент исчезнове¬
ния феррита, можно показать, что при лю¬
бых режимах нагрева перлита цементит еще1 Скорость растворения карбидов в аустени-
те, как и вообще скорость реактивной диффу¬
зии, зависит от коэффициентов диффузии и тер¬
модинамических активностей углерода в обеих
фазах. Судя по появлению высокоуглеродистого
мартенсита при высоких скоростях нагрева пер.
лита (см. ниже), в углеродистой стали лимити¬
рующим процессом является диффузия углерода
в аустените (что подразумевается и в дальней¬
шем изложении). Для труднорастворимых леги¬
рованных карбидов такое допущение может
оказаться неприемлемым. К сожалению, нельзя
указать границы его применимости, так как со¬
вершенно отсутствуют данные о границах раст¬
воримости и коэффициентах диффузии углерода
в карбидах.
ОБРАЗОВАНИЕ АУСТЕНИТА ПРИ НАГРЕВЕ СТАЛИ593сохраняется некоторое время щосле пол¬
ного исчезновения ферритных пластинок.В соответствии со сказанным, в превра¬
щении П-+А можно выделить три этапа: 1—
распространение аустенита на все феррит-
ные промежутки; II—растворение остаточ¬
ного цементита; III — вьшавнивание кон¬
центрации аустенита по углероду.Для практических целей важна сравни¬
тельная продолжительность отдельных эта¬
пов и особенно завершающего III этапа.Выравнивание концентраций на этом эта¬
пе затухает по экспоненте. Обычно считают(ifраз больше, чем время превраще¬
ния перлита (так как с увеличением пути
диффузии пропорционально падает и гра¬
диент концентрации).В общем случае путь I определяется ве¬
личиной зерна феррита и количеством фер¬
рита в стали. Так, при примерно равной ве¬
личине зерна в стали с 0,76% С было изме¬
рено среднее 1=3 мк [2], в стали с 0,41%
С —5,1 мк, а в стали с 0,24% С — 8,7 мк.процесс окончившимся, когда перепад кон¬
центраций становится меньше заданной ве¬
личины 6 с. Оценка по упрощенным расчет¬
ным схемам диффузии [21] дает, например,
для изотермического образования аустенита
в стали У8 при 800°, 6С = 0,04% (т. е. ау-
стенит считается однородным при колеба¬
ниях содержания углерода на ± 0,02% С от
среднего) и 2Д = 1,2 мк (грубый перлит);
t\ = 0,038 сек; t2 = 0,023 сек; = 0,024 сек,
т. е. все три этапа имеют примерно равную
продолжительность.При наличии структурно свободного
феррита фронт превращения продвигается
не только в межпластино'чные промежутки
перлита, но и в прилегающие зерна свобод¬
ного феррита. Однако поскольку диаметр
зерна Dz > Д, то за время полного превра¬
щения перлита фронт аустенита практиче¬
ски не продвигается в ферритное зерно. Мо¬
жно считать поэтому, что .превращение фер-
ритнопо зерна начинается после завершения
превращения в перлите. Изотермическое
превращение феррита в аустенит состоит из
двух последовательных стадий — сначала
диффузионный фронт превращения дохо¬
дит до середины ферритного зерна, а сво¬
бодный феррит исчезает, а затем происхо¬
дит выравнивание по содержанию углерода
бывших ферритных и перлитных зерен. Дли¬
тельность обеих стадий также лимити¬
руется скоростью диффузии углерода в ау-
стените. Если средний путь фронта превра-/ 3щения /«-у,то по аналогии с соответст¬
вующими оценками для перлита можно по¬
лагать, что время превращения примерно в38	Металловедение (справочник) т. IТогда, если для изотермического превра¬
щения перлита при 800°*л = *1 + *2 + h = 0,085 сек.,то для полного превращения доэвтектоидной
стали при 800° t п + ф = 2,1 сек. при 0,76% С
и 5,4 сек. при 0,41% С 1. В соответствии с
диаграммой состояния превращение вообще
не доходит до конца, если температура изо¬
термы лежит ниже Аг.Описанная последовательность превраще¬
ний обобщена на рис. 3 в схематической диа¬
грамме изотермического образования аусте¬
нита в доэвтектоидной стали. Диаграмма
относится к исходным структурам феррит +
+ перлит. Превращение начинается сразу
по достижении точки А\ *. Линии U 2, 3
относятся к превращениям в перлите: 1 —
соответствует исчезновению ферритных про¬
межутков, 2 — исчезновению цементита, 3 —1 Более точный расчет даст еще большее
время превращения, так как в этом случае в
отличие от превращения П->А, концентрация
углерода в исходном аустените падает уже на
первой стадии. Экспериментально построенные
диаграммы [3, 4, 231 дают обычно много боль¬
шее время изотермического превращения, так
как значительную часть времени занимает прог¬
рев образца до температуры изотермы (если
только не приняты специальные меры, скорость
нагрева быстро падает по мере приближения
к этой температуре).*	Теоретически возможен также инкубацион¬
ный период — время до образования первого за¬
родыша аустенита, однако экспериментально
он не обнаружен. Отмечаемый рядом авторов,
строивших изотермические диаграммы при наг¬
реве в ваннах, «инкубационный период» ГЗ, 41 в
действительности представляет, по-видимому,
время прогрева образца, так как он намного
сокращается при предварительном подогреве
ниже Аи	,\й
594ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИгомогенизации аустенита в бывшем перлит*
ном зерне. В отличие от превращений при
охлаждении, при нагреве одновременно ра¬
стет как число центров, так и скорость ро¬
ста, поэтому с увеличением перегрева кри¬
вые монотонно приближаются к оси темпе¬
ратур. Линия 4 отвечает исчезновению сво¬
бодного феррита (4' — прекращению роста
аустенита при температурах ниже Л3), и
линия 5—гомогенизации аустенита во всем
объеме стали. Для линий гомогенизации 3 и
5 требуется задать предельную величину
остаточной неоднородности 6С.Впервые подобная диаграмма была пост¬
роена для стали У8 И. Л. Миркиным и
М. Е. Блантером [3] с нанесением линий /,
2, 3 и промежуточных линий, соответствую¬
щих определенному проценту ау:тенита.
Недавно были построены [4] диаграммы для
нормализованных сталей с 0,15; 0,34; 0,66%
С с нанесением также линии 4.Количество аустенита А при изотермиче¬
ском превращении П-+А меняется во вре¬
мени по законуА = 1~е !	(1)где t — время; т и q—постоянные [4].Кинетические кривые для доэвтектоидных
сталей имеют резкий перелом, соответству¬
ющий переходу от превращения в перлите к
превращению свободного феррита. Обе ста¬
дии 'следуют уравнению (1), но константа
q при смене одного процесса другим резко
изменяется (падает) [4].В легированных сталях превращение П-+А
связано с весьма длительным процессом пе¬
рераспределения легирующих элементов К
Распределение элементов между карбидами
и ферритом в перлите резко неравномерно
и зависит от состава стали я исходной тер¬
мической обработки (отжиг, улучшение, нор¬
мализация) 2. Карбидообразующие элемен¬
ты находятся преимущественно в карбидах,
некарбидообразующие — в феррите. Так,
цементит в стали 7X3 после отпуска 650°1	час содержит 15% Сг [6]. При этом в фер¬
рите будет соответственно всего 1,7% Сг.
Коэффициент диффузии хрома в аустените
с 0,8% С при 800° D = 2* 10-12 см2/сек [7],
т. е. на четыре порядка ниже, чем для уг¬
лерода. Поэтому перераспределение хрома
начинается практически после окончания
образования аустенита.1 Превращение П + Ф	представляетменьший интерес, так как в высоколегирован¬
ных сталях свободный феррит обычно отсутст¬
вует. а в низколегированных сталях исходная
неоднородность распределения легирующих эле¬
ментов мало существенна.*	Поскольку для достижения равновесного
распределения легирующих элементов зачастую
требуется многочасовой высокий отпуск Г51, то
точку диаграммы А\ экспериментально опреде¬
ляют, по сути дела, для исходно неравновесных
структур. Поэтому положение не только Асх, но
и точки равновесия А\ будет меняться в зависи¬
мости от режимов предшествующей обработки, и
это обстоятельство надо учитывать при опреде¬
лении критических точек стали.Если считать аустенит однородным, когда
колебания концентрации хрома находятся в
пределах ± 0,05% Сг, то для этой стали с
перлитом 2Д = 1 »2 мк, при 800° оценочный
расчет [21] дает общее время гомогенизации
по хрому, превышающее 15 мин. Из этого
примера ясно, что даже для среднелегиро¬
ванной стали исчезновение карбидов не сви¬
детельствует о равномерности распределе¬
ния легипующих элементов, для которого
требуются много большие выдержки. Более
того, аустенит, неоднородный по хрому, не
может быть однородным и по углероду, так
как при этом возник бы градиент активно¬
сти углерода, вызывающий восходящую
диффузию. Неоднородное распределение ле¬
гирующих элементов неизбежно поддержи¬
вает неоднородность по углероду, так что
процессы выравнивания идут параллельно.
Вследствие этого гомогенизация легирован¬
ного аустенита по углероду может замед¬
ляться в тысячи раз по сравнению с углеро¬
дистой сталью.Влияние легирования на диаграмму изо¬
термических превращений П^А системати¬
чески не изучалось. Карбидообразующие
элементы, такие, например, как Сг, W, Мо,
замедляют образование аустенита; графито¬
образующий никель его ускоряет 14, 22].Кинетика образования аустенита приоб¬
ретает значение решающего фактора тер¬
мической обработки, когда в производстве
используется нагрев с большой скоростью
внутренними источниками тепла (индукци¬
онный или контактный электронагрев).
При этом изотермические выдержки обычно
не делаются, и кинетика описывается диа¬
граммой, где степень превращения представ¬
лена как функция температуры при неко¬
торой постоянной скорости нагрева. При лю¬
бых методах нагрева скорость нагрева с
температурой меняется3; параметром, од¬
нозначно определяющим кинетику превра¬
щений, должна служить скорость нагрева в
интервале фазовых превращений рф-Вследствие недостатка времени вырав¬
нивание концентрации углерода в аусте¬
ните наступает при непрерывном нагреве
при температурах намного выше точки
равновесия. Неоднородность аустенита
после скоростного нагрева изменяет ки¬
нетику превращений при охлаждении и
структуру и свойства продуктов превра¬
щения.При непрерывном нагреве перлита име¬
ют место те же три этапа превращения,
что и при изотермическом превращении.
Чем больше скорость нагрева, тем при
более высокой температуре завершается
превращение перлита в аустенит и тем
ниже концентрация углерода в середине
бывшей ферритной пластинки в этот мо-8	Особенно резко скорость падает при индук¬
ционном нагреве в момент потери магнитных
свойств, т. е. при переходе через точку Кюри
или с исчезновением феррита. В связи с этим
рационально практическое деление индукцион¬
ного нагрева на два этапа Г81. Скорость на вто¬
ром этапе бывает в 5—25 раз меньше, чем на
первом.
ОБРАЗОВАНИЕ АУСТЕНИТА ПРИ НАГРЕВЕ СТАЛИ	595мент. (Так же и в доэвтектоидной стали
аустенит, образующийся в момент исчез¬
новения последних объемов феррита, бу¬
дет тем беднее углеродом, чем выше ско¬
рость нагрева.) 1Чем выше перегрев непревращенного
цементита, тем больше углерода в приле¬
гающем к нему аустените. Максимальная
концентрация определяется точкой линии
SE при температуре конца растворения.
Она не зависит прямо от содержания уг¬
лерода в стали, но определяется скорос¬
тью нагрева и дисперсностью исходной
структуры. На схеме рис. 5 верхняя кри¬
вая показывает изменение концентрации
в наиболее богатых, а нижняя — в наибо¬
лее бедных объемах аустенита пр.и нагре¬
ве с постоянной скоростью.В соответствии с диаграммой состояния
участки наиболее бедного аустенита об¬
разуются в конце I этапа, а наиболее бо¬
гатого—в конце II. На III этапе неоднород¬
ность сглаживается. (Выравнивание кон¬
центраций идет и на II этапе, но оно за¬
трагивает только бедные объемы, тогда
как максимальная концентрация еще рас¬
тет). При большей скорости нагрева (пун¬
ктир на рис. 5) увеличивается отклонение
от средней концентрации как в богатых,
так и в бедных объемах. Схема рис. 5
качественно подтверждается многими экс¬
периментами. На сохранение меж пласти¬
ночного феррита при значительных пере¬
гревах указывает, например, тот факт,
что при нагреве со скоростью 800° С/сек
эвтектоидной стали с (крупнопластинчатым
перлитом 'Обнаруживается магнитное ттрев-1 При весьма высоких скоростях нагрева воз¬
можно образование аустенита и по другому ме¬
ханизму. Сохранение свободного феррита до
высоких температур может привести к зарожде¬
нию аустенита в объеме сегрегаций углерода и
азота по границам блоков F201 (без подачи угле¬
рода извне), а при еще более высоких скорос¬
тях — также и к полиморфному превращению
Ф -> А. Область существования этих процессов
показана на рис. 4.U0Q300 j. |®МДиффузионное превращение+
превращение по границам
блоков мозаики + чисто
полиморфное превра¬
щение
cc-Fe -~j-Fe2 00(Диффузионное
f превращение + ■
превращение по
границам блоков
мозаикиМО	Область только дифГ^фузионных превращении jЫх.0J 0,2 0,3 0,U 0,5 0,6 чу 0.8
Содержание углерода,%Рис. 4, Области существо-вания различных
типов процесса образования аустенита при
нагреверащение феррита [9], т. е. ферритные плас¬
тан ки частично сохраняются на 50° выше
точки А\.На неоднородность мартенсита в зака¬
ленной с индукционного нагрева эвтекто-
идной стали указывалось еще в связи сРис. 5. Диапазон концентраций углерода в
аустените (заштрихован) в процессе пре¬
вращения П-+А при непрерывном нагреве
(схематически)получением структуры «псевдоперлита» с
высокой твердостью. Другой факт: на
рентгенограммах дублет от тетрагональ¬
ное™ мартенсита после закалки т. в. ч. не
разделяется и в тех случаях, когда после
обычной закалки имеет место отчетливое
разделение [11]. Прямое эксперименталь¬
ное доказательство дает анализ формы
линий рентгенограмм [10]. С ростом кон¬
центрации углерода тетрагональность мар¬
тенсита увеличивается, поэтому, в отли¬
чие от обычной закалки, на фотометри¬
ческую кривую линил (ПО) при неодно¬
родном мартенсите накладывается серия
подобных ей кривых разной высоты, сме¬
щенных в сторону меньших углов 0 (т. е.
большего содержания углерода), что соз¬
дает асимметричное размытие линии. По
величине размытия можно оценить содер¬
жание углерода в наиболее богатых объ¬
емах мартенсита. Так, в стали 20, зака¬
ленной с 840° при Уф = 130° С/сек, имеют¬
ся участки мартенсита с 1%>С, что соот¬
ветствует окончанию растворения перли¬
та не ниже 800°.В эвтектоидной стали содержание уг¬
лерода в отдельных объемах мартенсита
доходило до 1,95°/о, что соответствует со¬
хранению цементита до 1130° [11].В доэвтектоидных сталях возможна не¬
однородность мартенсита двух типов: тон¬
кая и грубая. Тонкая неоднородность име¬
ет место только в бывших перлитных зер¬
нах и обнаруживается по наличию в них
мартенсита за эвтектоидной концентрации
(что неизбежно связано с наличием там же
и обедненных областей). Концентрация уг¬
лерода при этом колеблется с периодом,
равным межпластиночному расстоянию ис¬
ходного перлита. Диапазон колебаний мо¬
жет доходить до 0—2,0% С. Грубая неод-38*
596ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИнородность—разница :в содержании углеро¬
да 'между бывшими .перлитными и феррит-
ньгм1и зернами. Для нее период равен вели¬
чине исходного зерна, а диапазон изме-Содержание углеродаРис. 6. Получение остаточного аустенита в углеро¬
дистых сталях:а — положение интервала мартенситного превра¬
щения в зависимости от содержания углерода в ис¬
ходном аустените [13]; б — количество остаточного
аустенита (%) в зависимости от содержания угле¬
рода в исходном аустените [13]; в — распределе¬
ние углерода в аустените при полном растворении
цементита, неоднородность аустенита способству¬
ет сохранению остаточного аустенита; г — рас¬
пределение углерода в аустените при неполном
растворении цементита после скоростного нагре¬
ва. % А сст после такого нагрева ниже, несмотря
на получение отдельных объемов, обогащенных
углеродомяяется от 0 до 0,8% С. Процесс насыще¬
ния углеродом бывших ферритных зерен
в сталях с 0,-2% С исследован методом
авторадиографии [12]. При зерне в 0,06—0,08 мм (балл 5 по ГОСТ) и скорости на¬
грева 30° С/сек грубая неоднородность ис¬
чезает лишь к 1250°.Неоднородность аустенита по углероду
и легирующим элементам, возникшая врезультате быстрого нагрева, сказывается
на превращениях при охлаждении.Во всех случаях такая неоднородность
расширяет интервал мартенситного прев¬
ращения в обе стороны — и вверх, и вниз
(в том числе и при неполном растворении
цементита). Поэтому, как показывают
схемы рис. 6, электронагрев углеродистой
стали может повышать и понижать коли¬
чество остаточного аустенита по сравне¬
нию с обычной закалкой. В случае в
(полное растворение цементита) непре-
вращенного аустенита (заштрихованная
часть) после электронагрева больше. В
случае г (неполное растворение), хотя
верхний .предел содержания углерода и не
снижается,, средняя концентрация смеще¬
на к меньшему содержанию углерода, и
количество непревращенного аустенита
может стать ниже, чем после обычной за¬
калки.Схема, подобная рис. 5, может быть
применена и при обсуждении влияния ле¬
гирующих элементов на количество оста¬
точного аустенита. После скоростного на¬
грева имеются не только обедненные, но
и обогащенные легирующими элементами
объемы аустенита (прилегающие к леги¬
рованным карбидам или занимающие их
место после окончания растворения). Про¬
цент остаточного аустенита зависит от их
количественного соотношения, конкретно
определяемого полнотой растворения кар¬
бидов и последующей гомогенизации.Разница объемов фаз, участвующих в
превращении, создает поле напряжений
вокруг каждого растущего зерна новой
фазы. При этом касательные напряжения
намного превышают предел текучести при
температуре превращения. Вызванная
объемным эффектом пластическая дефор¬
мация может иметь различные механиз¬
мы — сдвиговый «атермический» или ка¬
кой-либо из высокотемпературных (т. е.
нуждающихся в тепловой активации в
такой степени, что она лимитирует ско¬
рость процесса). Превращение у-+а при
медленном охлаждении сопровождается
пластической деформацией обоих типов:
на шлифе появляются семейства линий
скольжения в зернах a-фазы, а также
следы проскальзывания по границам зе¬
рен (по типу ползучести) [14].В процессе такого «фазового наклепа»
каждый элементарный объем претерпева¬
ет многократную пластическую деформа-
цию во многих направлениях, но каждый
раз на малую величину (менее 1%) [15].
Деформированное состояние отличается
поэтому от всех других видов пластичес¬
кой деформации чрезвычайно равномер¬
ным распределением деформации по объ¬
ему и между системами скольжения. Та¬
кое «рассредоточение» наклепа повышает
упрочнение и затрудняет полигонизацию и
рекристаллизацию.Наклепанный в результате фазового
превращения аустенит при дальнейшем
нагреве рекристаллизуется. На это ука¬
ОБРАЗОВАНИЕ АУСТЕНИТА ПРИ НАГРЕВЕ СТАЛИ597зывает обнаруженное металлографически[16]	и рентгенографически [17] дробление
зерна аустенита при температурах выше
Ас3, сопровождающееся исчезновением
внутренней текстуры (т. е. однотипной
ориентации группы a-зерен, образующих¬
ся при последующей закалке из одного
Y-зерна). Так, монокристалл мартенсита
стали 35ХГСА при нагреве со скоростью
60° С/час превращается в монокристалл
аустенита, а затем, выше 900—950°, в по¬
ликристалл [18]. Другой факт: при нагре¬
ве крупнозернистых образцов сталей
40ХС и 37XH3 образуется крупное зерно
аустенита, которое при последующем пе¬
регреве выше 1150° дробится настолько,
что вместо отдельных рефлексов на де-
баеграмме образуется сплошное кольцо[17].	В сплаве Fe+30% Ni, где аустенит
легко переохладить до 20е, его рекристалли¬
зация обнаруживается /измерениями твер¬
дости при 20°: а-*^-превращение заверша¬
ется около 500°, а после нагрева выше
1000° обнаруживается новый спад твердо¬
сти, соответствующий рекристаллизации по¬
сле фазового наклепа [16].Температурный интервал рекристалли¬
зации аустенита может лежать и ниже
точки Ai1. Его положение зависит от со¬
става и исходной структуры стали — не-1 В. Д. Садовский И61 полагает, что именно
точка рекристаллизации аустенита, а не точка
Асг была открыта Д. К. Черновым и обозначе¬
на как точка б.посредственно и через степень наклепа,
создаваемого фазовым превращением.Для углеродистых сталей с исходной
структурой мартенсита при нагреве со
скоростью 100° С/сек температура рекрис¬
таллизации снижается с ростом содержа¬
ния углерода:Содержание углеро¬
да, %	0,07 0,15 1,0
Трекр, °С 1160—1200 1000 900Определяемая температура рекристал¬
лизации, естественно, зависит от времени
выдержки, а при непрерывном нагреве —
от скорости нагрева. Так, в стали У8 при
нагреве с печью рекристаллизация прохо¬
дила уже при Аси при нагреве закален¬
ной стали со скоростью 100° С/сек—при
850°, а 1000° С/сек — при 930° [16].Температура рекристаллизации зависит
также от степени и механизма деформа¬
ции при фазовом наклепе. Так, при повы¬
шении скорости нагрева стали ШХ15 (с
исходной структурой мартенсита) со 180
до 1000° С/сек температура разрушения
внутренней текстуры не растет, а наобо¬
рот, падает с 1050 до 860°, что связано с
меньшей степенью наклепа при медленном
нагреве [16] (большая часть деформации
проходит по типу ползучести) 2.*	В этом случае, возможно, сказываете! к
отсутствие перераспределения хрома при отпус*
ке в процессе быстрого нагрева Г191, так как
тонкая неоднородность сплава по хрому дол¬
жна замедлять рекристаллизацию.ЛИТЕРАТУРА1.	Д. К. Чернов. «Критический обзор ста¬
тей гг. Лаврова и Калакуцкого о стали и сталь¬
ных орудиях и собственные Д. К. Чернова ис¬
следования по этому же предмету», Записка
ИРТО, 1868.2.	И. Н. К и д и н. Фазовые превращения при
ускоренном нагреве стали, Металлургиздат, 1957.3.	И. Л. М и р к и н, М. Е. Б л а н т е р. Ме¬
таллург, 1937, № 1.4.	Е. Schmidtmann, Н. Brandis. Аг-
chiv !йг das Eisenhtittenwesen, Bd. 30, 83, 1959,S. 83.5.	С. 3. Бокштейн. Структура и механи¬
ческие свойства легированной стали, Металлург¬
издат, 1954.6.	Е. 3. В и н т а й к и н, П. Л. Грузин,
Ю. А. Клячко, А. П. III от о в. Проблемы
металловедения и физики металлов, Металлург¬
издат, 1955.7.	П. Л. Грузин. Проблемы металловеде¬
ния и физики металлов, Металлургиздат, 1955.8.	И. Н. К и д и н, Сб. Московского институ¬
та стали, вып. 33, Металлургиздат, 1955.9.	Г. Ф. Головин, ЖТФ, т. 20, 1950, № 12.10.	И. Н. К и д и н. Физика металлов и метал¬
ловедение, т. 3, 1956, № 2.И. И. Н. К и д и н. Физика металлов и метал¬
ловедение, т. 3, 1956, № 3.12.	И. Н. К и д и н, Е. В. Астафьева. На-
учные доклады высшей школы, Металлургия,
т. 1, 1958.13.	Ю. А. Г е л л е р. Инструментальные стали,
Металлургиздат, 1955.14.	P. Lehr. Comptes rendus Acad. v. 244,1957, N° l.15.	И. H. К и д и н, М. А. Шт рем ель. На¬
учные доклады высшей школы, Металлургия, (2),
165, 1959.16.	В. Д. Садовский, К. А Малышев,
•Б. Г. Сазонов. Фазовые и структурные пре¬
вращения при нагреве стали, Металлургиздат,
1954.17.	А. К. Карская, Н. А. К о м п а н е й-
ц е в, Б. К. Соколов, В. Д. Садовский,
Физика металлов и металловедение, т. 9, 1960,
N°. 1.18.	В. Д. Садовский. Труды института
физики металлов УФАН СССР, т. 20, 1958,
стр. 303.19.	Н. Н. Л и п ч и н. Металловедение и тер¬
мическая обработка металлов, (II), 19, 1959.20.	И. Н. К и д и н. Механизм образования
аустенита при быстром нагреве. ДАН СССР,
т. 106, 1956, (6), 1019.21.	И. Н. К идин, М. А. Ш трем ель. Про¬
цессы образования аустенита, НТО Машпром,
1960.22.	В. А. Делле. Легированная конструкци¬
онная сталь, Металлургиздат, 1953.23.	Р. Ф. М е й л ь, У. К- X а г е л ь. Успехи
физики металлов. Металлургиздат, 1960.
598ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИГЛАВА 33ПРЕВРАЩЕНИЯ АУСТЕНИТА ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ1.	ОБЩИЕ СВЕДЕНИЯПри охлаждении стали, находящейся в
аустенитном состоянии, могут быть отме¬
чены три области превращения аустенита
(рис. 1).В верхнем районе температур наблюда¬
ется превращение аустенита в перлит.С увеличением степени переохлаждения
продолжительность инкубационного перио¬
да вначале уменьшается, достигает мини¬
мума, а затем возрастает (С-образная фор¬
ма диаграммы). В углеродистой стали ми¬
нимальная длительность инкубационного
периода наблюдается при 500—600°; аусте¬
нит эвтектоидной углеродистой стали, пере-2 3 5 10 20 30 5011,52 3 5 10 2030501 2 3 5 10 а
Секундь/	Минуты	ЧасыВреьяВремя, минРис. 1, Диаграмма (а) и кривые (б) изотермического превращенияаустенита стали 69X3Перлитное превращение начинается пос¬
ле некоторого «инкубационного» периода,
развивается вначале медленно и лишь пос¬
ле сравнительно длительной выдержки
приобретает большую скорость. Это пре¬
вращение при достаточной выдержке за¬
вершается полным распадом аустенита
(рис. 2).охлажденный до 250°, можно охлаждать
до мартенситной точки медленно. Наличие
инкубационного периода обеспечивает воз
можность переохлаждения аустенита.Мартенситное превращение, как извест¬
но, возникает почти мгновенно и разви¬
вается с огромной скоростью, когда тем¬
пература при охлаждении достигает точки
ПРЕВРАЩЕНИЯ АУСТЕНИТА ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ599Мн (начало мартенситного превращения).
Эта точка обычно не понижается с увели¬
чением скорости охлаждения. Превращение
останавливается, когда значительная доля
аустенита остается еще непревращенной.
С понижением температуры степень мар¬
тенситного превращения увеличивается.
Степень превращения аустенита в мартен¬
сит определяется в основном температу¬
рой, до которой проводилось охлаждение,Рис. 2. Кривая изотермического распада
аустенита в перлитной областиа не продолжительностью выдержки. Повы¬
шение скорости охлаждения ниже мар-
тенситной точки увеличивает количество
образующегося мартенсита и, следователь¬
но, уменьшает количество остаточного
аустенита.Выдержка при постоянной температуре
ниже Мн приводит к тому, что при даль¬
нейшем охлаждении в интервал^ несколь¬
ких десятков градусов превращение не
происходит (стабилизация аустенита).Исследования, проведенные Г. В. Курдю-
мовым [9], привели к анализу закономер¬
ностей мартенситного превращения на ос¬
нове представлений физики твердого те¬
ла, выяснению природы мартенсита и по¬
строению современной теории мартенсит-
ных превращений. Эти исследования при¬
вели и к обнаружению новых экспери¬
ментальных данных о кинетике мартенсит-
ных превращений КПри легировании стали карбидообразую¬
щими элементами на диаграмме изотерми¬
ческого превращения аустенита между
областями перлитного и мартенситного пре¬
вращений четко обособляется средняя (про¬
межуточная) область. Эта область, как по¬
казывают исследования [2], выявляется
также при легировании никелем, кре*мнием,
алюминием, медью. Превращение аустенита
в средней области, как и перлитное превра¬
щение, характеризуется наличием инкуба¬
ционного периода и подобной же зависи¬
мостью времени инкубационного периода
от переохлаждения. С другой стороны,
превращение аустенита в средней области,
как и мартенеитное, затухает при сохра¬
нении значительной доли непревращенного
аустенита (рис. 3). Степень превращенияПодробнее см. стр. 670.тем больше, чем ниже температура пре¬
вращения в средней области.При температурах выше или ниже тем¬
ператур промежуточного превращения с
течением времени может наблюдаться на¬
ложение этого превращения на перлитное
или на мартенеитное.Кинетика превращений аустенита изме¬
няется в зависимости от ряда факторов.
Наиболее важным является химический
состав стали.В углеродистых сталях при температурах
выше 550° наибольшей устойчивостью
обладает аустенит эвтектоидного соста¬
ва; скорость распада аустенита увеличи¬
вается с понижением содержания углерода
в доэвтектоидных сталях и повышением со¬
держания углерода в заэвтектоидных ста¬
лях. Ниже 550° скорость превращения
уменьшается с повышением содержания
углерода в стали.В доэвтектоидных сталях первой реак¬
цией в перлитной области является выде¬
ление избыточного феррита. При содержа¬
нии углерода больше 0,4% эта реакция
протекает лишь при температурах выше
максимума скорости превращения.Особой средней области на диаграммах
превращения аустенита в углеродистых
сталях не выявляется.Повышение содержания углерода в леги¬
рованных сталях оказывает сложное влия¬
ние на скорость превращения аустенита в
перлитной области. В средней области
устойчивость аустенита при этом заметно
повышается.Легирование молибденом и вольфрамом
значительно повышает устойчивость аусте¬
нита в перлитной области и сравнительноРис. 3. Кривая изотермического превраще¬
ния аустенита в промежуточной областимало изменяет ее в средней области. Так,
продолжительность распада аустенита при
580 600° при введении в эвтектоидную
сталь 0,8% Мо увеличивается примерно в3	* 104 раз. На скорость выделения доэвтек*
тоидного феррита молибден влияет значи¬
тельно меньше, чем на скорость перлитного
превращения. В стали с 0,4% С продолжи¬
тельность выдержки при 600°, отвечающая
выделению 5% феррита при содержании
молибдена 0,14; 0,35 и 0,6%, относится
соответственно как 1:2:4, а продолжи-
600ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИтельность начала перлитного превращения —
как 1 : 6 360.Хром заметно повышает устойчивость
аустенита и в перлитной (особенно заметно
при 600—450°) и в средней области.Никель повышает устойчивость аустени¬
та выше 600° При содержании 4—5% Ni
ниже этой температуры выявляются харак¬
терные особенности кинетики промежуточ¬
ного превращения.При совместном легировании хромом и
никелем наблюдается заметное повышение
устойчивости аустенита в перлитной обла¬
сти.С повышением содержания марганца
устойчивость аустенита повышается и в
перлитной, и в средней областях; средняя
область четко обособляется и а диаграмме
превращений аустенита.Легирование кремнием несколько повы¬
шает устойчивость аустенита в перлитной и
особенно в средней области. Кобальт в от¬
личие от других легирующих элементов по¬
вышает скорость превращения аустенита.Малые добавки бора (до 0,003—0,004%) заметно снижают скорость пре¬
вращения аустенита в среднеуглеродистых
сталях в интервале 650—400°. Это воздей¬
ствие, по-видимому, связано с сегрега¬
цией бора на границах аустенитных зерен.В работах различных исследователей
отмечаются значительные расхождения в
значениях оптимальной концентрации доба¬
вок бора. Это связано, прежде всего, с раз¬
личным усвоением добавок бора при вы¬
плавке стали. Кроме того, оптимальное
значение концентрации бора зависит от
температуры нагрева под закалку.Легирование элементами, образующими
трудно растворимые карбиды, приводит к
повышению устойчивости аустенита лишь
в том случае, если карбиды растворяются
в аустените при нагреве. В противном
случае присутствие нерастворенных карби¬
дов ускоряет превращение аустенита. Од¬
нако карбиды ванадия растворяются лишь
при нагреве выше 1100°, а карбиды тита¬
на, ниобия, циркония при еще более высо¬
ких температурах. В связи с этим устано¬
вилось представление о невозможности
использования элементов, образующих
трудно растворимые карбиды, для повыше¬
ния устойчивости аустенита и прокалива-
емости.В последнее время показано, что если
сталь с добавками титана, ванадия, ниобия
и подобных элементов дополнительно леги¬
ровать элементами с меньшей карбидо¬
образующей способностью, то можно до¬
биться более полного растворения карби¬
дов в аустените при нагреве до обычных
температур.Так, заметное повышение устойчивости
аустенита достигается при легировании ста¬
лей добавками титана, ванадия, циркония,
ниобия и 1,5—2,5% Мп [3].Важными факторами, влияющими на ки¬
нетику изотермического распада аустени¬
та в перлитной (верхней) области, яв¬ляются температура нагрева и величина
зерна аустенита. Устойчивость аустенита
в перлитной области повышается с увели¬
чением размеров аустенитного зерна, а
также по мере достижения более полного
растворения карбидов в аустените.2.	ПРЕВРАЩЕНИЕ АУСТЕНИТА
В ПЕРЛИТСамопроизвольный переход системы из
одного состояния в другое возможен лишь
в том случае, если он связан с уменьше¬
нием свободной энергии. Однако могут
быть разнообразные переходы, обусловлен¬
ные большими или меньшими изменения¬
ми свободной энергии, в результате чего
возникают стабильные и различные мета-
стабильные фазы.При очень малом переохлаждении ниже
температуры А\ аустенит может распа¬
даться на две фазы—феррит и графит. Од¬
нако образование графита чрезвычайно за¬
труднено, так как требует весьма значи¬
тельных флуктуаций концентрации углеро-Содержание углеродаРис. 4. Участок диаграммы состояния железо¬
углеродистых сплавов [12]да, |И поэтому при распаде аустенита обыч¬
но образуются феррит и цементит. Такому
переходу соответствует относительный ми¬
нимум свободной энергии.Понижение температуры превращения
(увеличение переохлаждения) приводит к
возрастанию дисперсности возникающей1
ферритно-цементитной смеси.При некотором переохлаждении аустенит
в равновесии с ферритом приобретает со¬
став г, а с цементитом — в. Различие кон¬
центраций на границах аустенита с ферри¬
том и цементитом (рис. 4) обусловливает
диффузию углерода, а в связи с этим даль¬
нейшее образование феррита и цементита
[4]. При сравнительно небольших переох¬
лаждениях возможно образование зерни¬
стого перлита; при более значительном пе¬
реохлаждении возникает пластиночный пер¬
лит.
ПРЕВРАЩЕНИЯ АУСТЕНИТА ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ601Перлит образуется в виде отдельных
«колоний», т. е. областей, внутри которых
ггластины феррита и цементита параллель¬
ны. Межпластиночное расстояние в перлите
уменьшается с увеличением переохлажде¬
ния (рис. 5).Перлит образуется при распаде аустени¬
та путем зарождения и постепенного роста.
До недавнего времени предполагалось, что
инициирующей, т. е. ведущей фазой в про¬
цессе перлитного превращения, являетсяцементита растут в продольном и в бо¬
ковом направлениях. Понижение содержа¬
ния углерода в близлежащих участках
аустенита после определенного роста пла¬
стины цементита в боковом направлении
приводит к возникновению зародыша фер¬
рита. Его пластины также растут <в про¬
дольном и боковом направлениях; повы¬
шение содержания углерода в смежных
участках аустенита приводит к образова¬
нию новой цементитной пластины. ТакимРис. Микроструктура перлита эвтектоидн'ой стали. Х1500 [51:
а - So ~ 19 ООО А; б - S. ~ 6000 А; в — Si - 2500 Ацементит. Однако новые экспериментальные
наблюдения показывают, что вопрос о при¬
роде инициирующей фазы нельзя считать
решенным [5].Если допустить, 'что ведущей фазой яв¬
ляется цементит, то картину зарождения
и роста перлита можно представить себе
следующим образом (рис. 6). Пластиныпутем образуются перлитные колонии. При
изменении ориентации цементитной пла¬
стины вследствие действия каких-либо фак¬
торов начинается образование новой пер¬
литной колонии.Скорости продольного и бокового роста
перлитных колоний существенно не разли¬
чаются. Механизм продольного роста пер¬
литных колоний хможет быть уяснен из
рис. 7. Поверхность БВГД представляетРис. 6. Схема зарождения и роста перлитных
колоний [5]Рис. 7. Схематическое изображение состава ау¬
стенита перед фронтом кристаллизации колонии
перлита [4]фронт кристаллизации перлита. Часть
аустенита, находящегося перед фронтом
кристаллизации, здесь срезана (в сечении
показан характер распределения концент¬
рации углерода перед фронтом превраще-Но8ьш зародыш
602ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИния). Вблизи ферритных пластин аустенит
обогащен углеродом, вблизи цементитных —
обеднен. Неоднородность концентраций
приводит к диффузионному перераспреде¬
лению углерода. Благодаря этому становит¬
ся возможным дальнейший рост феррит¬
ных и цементитных пластин [4].Распад аустенита в до- и заэвтектоидной
стали несколько усложняется. В интервале
Л3 — Л] или Аст— Аи а также несколько
ниже A j из аустенита вначале выделяетсяличного состава. Легирование никелем, мар¬
ганцем и молибденом увеличивает межпла-
стиночное расстояние, а легирование ко¬
бальтом уменьшает [5].Электрономикроскопические наблюдения
позволили установить, что троостит пред¬
ставляет собой весьма мелкопластиночный
перлит.Предполагается, что при эвтектоидном
распаде выигрыш свободной энергии заРис. 8. Логарифмическая зависимость межпластинчатого
расстояния от степени переохлаждения Тс—Т [5]Рис. 9. Скорость ро¬
ста (с. р.) эвтектоид-
ных зерен углероди¬
стой стали У8 в за¬
висимости от степени
переохлаждения по-
еле нагрева до 850°
[7]•феррит или цементит и лишь после опре¬
деленной выдержки начинается образова¬
ние перлита. Количество избыточной фазы
с увеличением переохлаждения уменьшает¬
ся, а по достижении [некоторого переох¬
лаждения образуется только эвтектоид .или,
точнее, квазиэвтектоад. Образование квази-
эвтектоидной структуры при повышенной
скорости охлаждения наблюдалось в ста¬
лях с содержанием от 0,6 до 1,4% С.Образование квазиэвтектоидных струк¬
тур определяется не столько схематическим
продолжением на диаграмме состояния
(см. рис. 4) линий ниже А\, сколько кинети¬
кой кристаллизации фаз [6].Количественная оценка дисперсности пер¬
лита выражается так называемым меж-
пл а станочным расстоянием (50), опреде¬
ляемым как сумма боковых размеров пла¬
стин феррита и цементита.Для полной характеристики дисперсности
перлита необходима кривая распределения
величины S0. Средние значения S0 не из¬
меняются при изменении величины аусте-
нитного зерна и степени неоднородности
аустенита.На р,ис. 8 приведена зависимость S0 от
степени переохлаждения для сталей раз-счет перехода аустенита в перлит должен
быть достаточным для создания поверхно¬
стей раздела между ферритом и цементи¬
том. Поэтому величина межпластиночного
расстояния обратно пропорциональна вели¬
чине переохлаждения. Исследования [5]
изменения свободной энергии при превра¬
щении аустенита в перлит в зависимости
от температуры превращения показали, что
легирование кобальтом приводит к возра¬
станию, а марганцем и молибденом к
уменьшению величины изменения свобод¬
ной энергии по сравнению с углеродистой
сталью. Эти данные находятся в соответ¬
ствии с характером влияния указанных
элементов на величину So-Различные фазовые превращения имеют
некоторые общие черты кинетики. Все они
начинаются с образования центров кри¬
сталлизации новой фазы. В дальнейшем эти
центры растут. Кинетика фазовых превра¬
щений поэтому определяется скоростью
зарождения центров кристаллизации и ско'
ростью их роста.Обычные термодинамические условия
равновесия определяют условия сосуще¬
ствования фаз, состоящих из большого чис¬
ла частиц и соприкасающихся по плоским
ПРЕВРАЩЕНИЯ АУСТЕНИТА ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ603поверхностям. Под «большими» при этом
понимают такие значения числа частиц
(атомов, молекул), при которых можно
пренебречь поверхностными эффектами по
сравнению с объемными.На 'начальной стадии фразовых превраще¬
ний переохлажденная фаза сосуществует
с небольшими участками (зародышами)Температура, °СРис. 10. Скорость зарождения
дентров (с. з. ц.) эвтектоидных
зерен углеродистой стали У8 в
зависимости от степени переох¬
лаждения после нагрева до 850°
[7]новой фазы с меньшей при данных термо¬
динамических условиях свободной энер¬
гией. Поверхность раздела фаз при этом
весьма велика и поверхностные эффекты
оказывают существенное влияние на кине¬
тику зарождения и роста новой фазы. Воз¬
никновение центров кристаллизации свя¬
зано с изменением свободной энергии си¬
стемы. При этом выигрыш в свободной
энергии, обусловленный переходом некото¬
рого объема исходной фазы в новую, дол¬
жен быть достаточным для покрытия за¬
трат, связанных с образованием поверхно¬
сти раздела между фазами.Именно поэтому фазовое превращение
при охлаждении начинается лишь при оп¬
ределенной величине переохлаждения, т. е.
'когда достаточно значительным оказывает¬
ся выигрыш в значении объемной свобод¬
ной энергии.Зависимость параметров кристаллиза¬
ции — скорости зарождения центров
(с. з. ц.) и скорости роста (с. р.) от пере¬
охлаждения при превращении аустенита в
перлит имеет вид, типичный для всех фа¬
зовых превращений [7] (рис. 9—10).Определение с. р. и с. з. ц. при распаде
аустенита основано на методике микроста-
тистических измерений. Скорость зарожде¬
ния центров при перлитном превращении
является структурно чувствительным пара¬
метром. Величина с. з. ц. растет с увели¬
чением времени выдержки; она может из¬
меняться от зерна к зерну, от одного мес¬
та поверхности зерен к другому в связис изменением энергии границ или взаимной
ориентации смежных зерен. В зависимости
от температуры нагрева в аустенитной об¬
ласти абсолютная величина и характер
зависимости с. з. ц. от переохлаждения
могут значительно изменяться. Наличие
концентрационных неоднородностей в
аустените вызывает увеличение с. з. ц. В
однородном аустените зародыши перлита
формируются главным образом на грани¬
цах зерен; при наличии неоднородности они
могут возникать и внутри зерен. Значитель¬
ная структурная чувствительность с. з. ц.
объясняет большие расхождения в резуль¬
татах измерений, произведенных различны¬
ми авторами.Скорость роста является структурно¬
нечувствительной характеристикой; при оп¬
ределенной температуре распада она по¬
стоянна во времени. Скорость роста прак¬
тически не зависит от величины аустенит-
Hoiro зерна и от температуры и времени вы¬
держки в аустенитной области, если эта
выдержка не приводит к изменению соста¬
ва аустенита.Значения с. р. (G) и с. з. ц. ♦ (N) при
перлитном превращении сильно изменяются
с изменением переохлаждения. Отношение
G/N уменьшается с понижением темпера¬
туры; в соответствии с этим изменяется
и морфология перлита. Вблизи Агх отноше¬
ние G/N велико, с. з. ц. еще относительно
невелика. Возникающие на границах аусте-
нитных зерен зародыши перлита поглощают
ряд таких зерен до того, как сталкиваются
с другим растущим зародышем. Наоборот,
вблизи максимума скорости превращения
отношение G/N заметно уменьшается, на
границах аустенитных зерен образуется
много зародышей, которые растут по на¬
правлению к центру, обычно в пределах
одного аустенитного зерна.Время полного распада аустенита т мож¬
но приближенно считать связанным с па¬
раметрами кристаллизации соотношениемАV~NG3где А — коэффициент пропорциональности.Образование центров кристаллизации
новой фазы оказывается возможным вслед¬
ствие флуктуационных процессов в систе¬
ме. Вероятность возникновения гетерофаз-
ной флуктуации_ _А_
kTW ~егде А — работа образования флуктуа¬
ции; k — постоянная Больцмана; Т — абсо¬
лютная температура.Рассматривая возникновение зародышей
как флуктуационный процесс, можно пред¬
ставить с. з. ц. (N) в виде:
604ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИгде А к—работа образования зародышей
критического размера.Рассматривая кинетику кристаллизации
в конденсированных системах, необходимо
учитывать, что с понижением температуры
процесс образования зародышей тормозит¬
ся снижением подвижности частиц, из ко¬
торых строится зародыш. Это учитываетсяk твведением множителя е	ВеличинаU — энергия активации, являющаяся ме¬
рой тех энергетических барьеров, которые
должны преодолеваться при атомных пе¬
ремещениях в процессе фазового превра¬
щения.Таким образом,А„ rUс. з. ц. = k2ekT kTНаложение двух множителей, величина
которых изменяется с температурой, при¬
водит к известной зависимости с. з. ц. от
переохлаждения (8) (рис. 11).Рис. 11. Параметры кристаллизации:
а — зависимость скорости зарождения
центров кристаллизации от переохлаж-
А— k Тдения; б — функция е	;в— функ¬ция е“~~ЛА _ работа образования
я Iзародышей; U — энергия активации;
k — постоянная Больцмана)Аналогичная зависимость выведена и
для с. р. Анализ этих зависимостей пока¬
зывает, что при малых переохлаждениях
с. з. ц. и с. р. определяются главным об¬
разом величиной работы образования за¬
родышей; ири достаточно больших — в ос¬
новном энергией активации превращения.
От соотношения этих величин зависит тем¬
пература максимума на кривых зависимо¬сти с. р. и с. з. ц. от степени переохлажде¬
ния.Растворимые и нерастворимые примеси
могут оказывать существенное влияние на
работу образования зародышей и энергию
активации, а следовательно, на с. з. ц. и
с. р. [8]. Принципиальные положения тео¬
рии кристаллизации жидкости с известным?
приближением можно распространить и на.
фазовые превращения в твердом состоянии.Следует, однако, иметь а виду, что пре¬
вращения в твердом состоянии происходят'
в упругой, анизотропной среде и во мно¬
гих случаях обнаруживается закономерная
кристаллогеометрическая связь между ис¬
ходными и конечными фазами. Кроме то¬
го, при этих превращениях система акку¬
мулирует упругую энергию, источниками
которой могут быть различия в удельных
объемах фаз и упругая деформация в с,в?.-
зи с сопряженностью фаз.Напряжения, возникающие при превра¬
щении, могут ускорять рост зародышей но¬
вой фазы. Накопление упругой энергии из¬
меняет энергетический баланс системы. В>
случае когерентности (сопряженности) фаз;
поверхностная энергия невелика, а упру¬
гая может быть значительной. Напротив.
при отсутствии когерентности возрастает
значение поверхностной энергии; роль уп¬
ругой энергии оказывается относительно
небольшой.При фазовых превращениях в твердом
состоянии важную роль играют границы?
зерен, внутризеренная структура и различ¬
ные дефекты кристаллического строения.
Подвижность атомов на границах зерен
выше, чем в объеме; химический состав на
границах зерен может существенно отли¬
чаться от состава в объеме.Из сказанного ясно, насколько сложным
является анализ превращений в твердом
состоянии на основе теории кристаллиза¬
ции.Если рассматривать только превращение'
аустенита в перлит, то можно считать, что
при относительно небольшом переохлажде¬
нии и сравнительно высокой подвижности
атомов, отсутствии когерентной связи
фаз, роль упругой энергии невелика. Зави¬
симость параметров кристаллизации от пе¬
реохлаждения в интервале малых пере¬
охлаждений определяется в этом случае
степенью отклонения от термодинамическо¬
го равновесия, а при более значительных
переохлаждениях — в основном подвиж¬
ностью атомов, энергией активации.Степень отклонения от термодинамиче¬
ского равновесия обусловливает также ве¬
личину межпластиночного расстояния (сле¬
довательно, эффективного расстояния диф¬
фузии при росте) и градиента концентра¬
ции при продвижении межфазовой границы.Б. Я. Любов [9] установил зависимость,
для с. p. (G) перлита:4rD
ПРЕВРАЩЕНИЯ АУСТЕНИТА ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ605где D — коэффициент диффузии; S0 — меж-
пластиночное расстояние в перлите; а—
функция температуры, выражающая сте¬
пень отклонения от термодинамического
равновесия.Измерения параметров кристаллизации
ггозволили найти некоторые особенности
влияния легирующих элементов на кине¬
тику перлитного превращения аустенита
:{10]. Легирование хромом значительно по¬
нижает величину параметров кристаллиза¬
ции (с. р. и с. з. ц.) по сравнению с эв-
тектоидной углеродистой сталью при более
или менее значительном переохлаждении.
Так, значение с. р. при величине пере¬
охлаждения А7’ = 90° для углеродистой эв-
тектоидной стали составляет порядка
1(Н мм)сек, а при легировании 3% Сг —
1СИ мм/сек. Максимум на кривых зави¬
симости с. р. и с. з. ц. от переохлаждения
^макс ) при легировании хромом смещает¬
ся к более высоким температурам и мень¬
шей величине переохлаждения (АГ). В уг¬
леродистой стали гМакс= 560°; А74 = 160°;
в хромистой стали t макс = 660—680°; АТ =
= 65—80°.Легирование молибденом оказывает
наиболее сильное влияние на пара¬
метры кристаллизации при перлитном
превращении. При введении 0,3—0,7%
Мо с. р. изменяется от 10-3—10-4 до
10-5— 10-6 мм/сек. Максимум с. р. наблю¬
дается в этом случае при АТ = 50еНа кривых зависимости с. р. и с. з. ц.
от концентрации молибдена при определен¬
ном переохлаждении наблюдается излом
при таком значении, которому соответству¬
ет появление в продуктах реакции вместо
цементита — карбида (Fe, Мо)23Се (5).Никель понижает величины скорости ро¬
ста и скорости зарождения центров глав¬
ным образом при относительно малом пе¬
реохлаждении, а кобальт несколько повы¬
шает эти значения.Причинами влияния легирующих элемен¬
тов на параметры кристаллизации при пер¬
литном превращении можно считать изме¬
нение межпластиночного расстояния в пер¬
лите и, следовательно, путей диффузии при
росте перлита, изменение скорости диффу¬
зии углерода в аустените, и, наконец, не¬
обходимость диффузионного перераспреде¬
ления легирующих элементов и др.Более определенные заключения о при¬
чинах влияния легирующих элементов на
кинетику перлитного превращения сделаны
на основании изучения процессов карбидо-
образования и кинетики полиморфного
превращения у -*■ а.3.	ПРОЦЕССЫ
КАРБИДООБРАЗОВАНИЯ
ПРИ ПРЕВРАЩЕНИИ АУСТЕНИТАПри высоких температурах изотермиче¬
ского распада (в перлитной области) со¬
держание легирующих карбидообразующих
элементов в карбидной фазе значительновыше среднего содержания их в стали. При
определенном количестве этих элементов
могут образовываться специальные карби¬
ды. С понижением температуры превраще¬
ния содержание легирующих элементов в
карбидной фазе понижается; образуется
обычно цементит с частичным замещением
атомов железа атомами этих элементов
(Fe, Ме)3С. Приведенные данные относят¬
ся к карбидным фазам после завершения
превращения 'аустенита.На начальных стадиях превращение ау¬
стенита может быть связано с образовани¬
ем карбидных фаз с различной степенью
метастабильности. Такие фазы возникают
в тех случаях, когда образование и рост
зародышей более стабильной фазы затруд¬
нены. Значительную скорость этого процес¬
са могут обусловить уменьшение работы
образования зародышей вследствие струк¬
турного соответствия фаз, или большая
близость в химических составах метаста-
бильной (по сравнению оо стабильной) и
исходной фаз.Однако, учитывая возможное влияние
указанных кинетических факторов, следу¬
ет иметь в виду, что необходимым усло¬
вием образования фаз является уменьше¬
ние свободной энергии системы. Поэтому
образование тех или иных карбидных фаз
определяется и термодинамическими и ки¬
нетическими факторами. Анализ показыва¬
ет, а экспериментальные исследования под¬
тверждают, что в определенной области
температур, ниже точки равновесия при
распаде аустенита, непосредственно возни¬
кают специальные карбиды [10, 11].В сталях, содержащих 0,5—0,7% С и бо¬
лее 0,5% молибдена, уже на начальных
стадиях распада аустенита в перлитной
области при 700—600° образуется кар¬
бид с гранецентрированной решеткой —
(Fe, Мо)2зСб с 3—5% молибдена; в сред¬
ней (промежуточной) области, ниже 570°,
превращение аустенита связано с образова¬
нием цементита (Fe, Мо)зС, в котором со¬
держание молибдена равно среднему его
содержанию в стали [10, И]. Согласую¬
щиеся с этим данные получены в рабо¬
те [16].Аналогичные изменения в периоде кар¬
бидной фазы отмечаются и в стали, леги¬
рованной вольфрамом [11].В сталях, легированных ванадием (0,5%
и более, при распаде аустенита в перлит¬
ной области уже на начальной стадии об¬
разуется карбид VC [11, 12, 16]. В проме¬
жуточной области превращений и в этих
сталях образуется цементит.В хромистых сталях на начальной ста-
дии распада аустенита в зависимости от
состава стали могут возникать различные
карбидные фазы: (Fe, Сг)7С3; (Сг, Fe)23Ce
и (Fe, Сг)3С [11, 13, 14, 15, 16, 40]. Спе¬
циальные карбиды возникают непосредст¬
венно из аустенита, и поэтому диффузия
хрома в аустените непосредственно на
фронте растущих перлитных узлов — не¬
обходимый процесс при превращении.
606ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИТаким образом, распад аустенита в пер¬
литной области уже «а начальных стади¬
ях происходит с образованием специаль¬
ных карбидов (при соответствующем со¬
держании легирующих элементов в стали)
или цементита, значительно обогащенного
карбидообразующими элементами.Указанное заключение не следует по¬
нимать в том смысле, что на начальной
стадии распада аустенита во всей перлит¬
ной области образуется лишь равновесная
карбидная фаза. Необходимо учитывать
наличие ряда переходных состояний с от¬
носительным при данных условиях, а не
абсолютным минимумом свободной энергии.
Так, в стали с 0,47% С и 16,2% Сг рав¬
новесной карбидной фазой является гра-
нецентрированный карбид (Сг, Fe)23C6- На¬
чальная стадия распада аустенита этой ста¬
ли связана в интервале 770—700° с обра¬
зованием (Сг, РеЬзСб, а при 650—600° с
образованием смеси (Сг, Fe)23Ce и
(Fe, СгЬСз.В стали с 0,4°/о С и 1,54% W равновес¬
ными карбидными фазами являются WC +
+ Fe3C. Однако на начальных стадиях
перлитного превращения из аустенита не¬
посредственно выделяется карбид типа
(Fe, W)23C6, который, по данным [37], пе¬
реходит в равновесную смесь WC + Fe3C
лишь после длительного отжига в течение
200—250 час. при 650°Содержание никеля и кобальта в^ кар¬
бидной фазе в процессе распада сталей, ле¬
гированных этими элементами, в перлит^
ной области при 520—600° изменяется сла¬
бо [17].Приведенные данные позволяют заклю¬
чить, что диффузионное перераспределение
легирующих карбидообразующих элемен¬
тов в аустените является органической
частью процесса распада аустенита. Вмес¬
те с тем во время процесса распада аусте¬
нита и после его завершения могут наблю¬
даться вторичные процессы перераспреде¬
ления легирующих элементов между фер¬
ритом и карбидами.4.	КИНЕТИКА ПОЛИМОРФНОГО
ПРЕВРАЩЕНИЯ ЖЕЛЕЗАВажным элементом процесса распада ау¬
стенита является полиморфное превраще¬
ние у-железа в железо а. [10, 11, 231. Это
обстоятельство в последние годы учитыва¬
ется во многих исследованиях [181.Классификация легирующих элементов по
их влиянию на превращение железа про¬
изводится по признаку образования опреде¬
ленного типа диаграмм состояния. Эта
классификация, однако, не может быть
признана достаточной, так как тип диа¬
граммы состояния указывает, главным об¬
разом, на возможность протекания поли¬
морфного превращения, но не дает, естест¬
венно, необходимых сведений о кинетике
превращения у->-а.Имеют распространение взгляды о чрез¬
вычайно большой скорости полиморфногопревращения железа. Вероятно, это объяс¬
няется неправильным представлением о*
якобы неизбежно большой скорости всех
процессов, протекающих в стали без изме¬
нения концентрации, и отождествлением'
этих процессов с мартенеитными.Полиэдрический характер структуры а-
железа свидетельствует о том, что превра¬
щение	при относительно высоких тем¬
пературах протекает путем образования
центров и их постепенного неупорядоченно¬
го роста.Исследование Бургерса, проведенное ме¬
тодом электронной эмиссии, позволило на¬
блюдать при специальных условиях опыта?*
постепенный ‘ рост кристаллов одной моди¬
фикации железа за счет другой при нагре¬
ве и охлаждении железа [19].В то же время, в ряде исследований по¬
казано, что при закалке практически без-
углеродистого легированного железа суще¬
ственно повышается твердость и возникаег
х^арактерная игольчатая микроструктура'Таким образом, можно было предпола¬
гать, что превращение у-*-а может проте¬
кать двумя способами: по нормальному ме¬
ханизму с неупорядоченным ростом, ха¬
рактерному, например, для перлитного пре¬
вращения, и по мартенситному механизму.Исследования кинетики полиморфного-
превращения железа показали:1.	В нелегированном техническом железе-
(содержание углерода 0,01—0,03%) пре¬
вращение	в некотором интервале-
температур ниже критической точки проте¬
кает с измеримой скоростью; так, при 700е
оно начинается лишь по истечении 7—8 сек.
и не заканчивается через 20 сек.Курдюмов и Перкас показали [24], что>
нелегированное железо (0,01% С; 0,05%
Мп; 0,02% Si; 0,008% Р; 0,03% S; 0,04°/с>
02; 0,009% N2; 0,004°/о Н2) можно зака¬
лить, если производить нагрев под закалку
до 1350° При этом твердость образцов
(20 X 10 X 1 мм) после закалки в 10%-
ном растворе NaOH в воде увеличивается-
с 80 до 190—210 Ну, а дублет Ка интерфе¬
ренционной линии (220) сливается в одну
широкую линию. Это свидетельствует о-
том, что при закалке с 1350° превращение
у->-а, по крайней мере, в подавляющей-
части объема происходит по мартенситно¬
му механизму. Необходимость такого вы¬
сокотемпературного нагрева под закалку'
объясняется тем, что способность у-фазы к-
переохлаждению в значительной мере за¬
висит от ее внутризеренной структуры и
степени ее совершенства. Нарушения, воз¬
никающие в зернах железа при превраще¬
ниях, устраняются лишь при нагреве до>
1200—1300°. При температурах ниже 1100е
эти нарушения вызывают аномально высо¬
кие значения коэффициентов самодиффу¬
зии [251. Устранение их при высоком нагре¬
ве снижает подвижность атомов и обеспе¬
чивает возможность закалки нелегирован¬
ного железа.
ПРЕВРАЩЕНИЯ АУСТЕНИТА ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ6072.	Легирование железа различными эле¬
ментами существенно изменяет кинетику
у a-превращения. Весьма значительное
понижение скорости полиморфного превра¬
щения установлено при легировании хро¬
мом, особенно при 650—500°, т. е. ниже
максимума скорости превращения. При
560° в сплаве железа с 8,5% Сг за 5—6
час. превращается лишь 5% у-фазы. С та¬
ким характером влияния хрома на кинети¬
ку уa-превращения согласуются данные,
указывающие на значительное увеличениевремя, мин.алибденом (вольфрамом), или хромом и ко¬
бальтом.В сплаве железа с 2°/о Ni и 7% Сг (рис.
12) превращение у-^а протекает очень
медленно. Даже, при 700—650° (максимум
скорости) 5% у-фазы превращается за не¬
сколько минут, при 525° то же количество
у-фазы превращается по истечении 21 часа.Влияние легирующих элементов на кине¬
тику полиморфного превращения опреде¬
ляется не смещением критических точек на
диаграмме состояния, а главным образом
изменением физических параметров —
энергии активации превращения и работы
образования зародышей [23]. Влияние не¬
скольких легирующих элементов неадди¬
тивно. Добавки молибдена не оказывают
сколько-нибудь заметного влияния на ско¬
рость превращения, однако при одновре¬
менном легировании хромом и никелем су¬
щественно понижают скорость у а-пре¬
вращения.3.	Полиморфное превращение железа в
интервале сравнительно высоких темпера¬
тур (от Acz до ~ 500°) имеет кинетику
неупорядоченного роста («нормальную» ки¬
нетику по терминологии Г. В. Курдюмова).
При значительном переохлаждении поли¬
морфное превращение приобретает мартен-
ситную кинетику (см. рис. 12, б). ПриВремя, мин.	Температура, °Сб вРис. 12. Аллотоопическое превращение в сплавеХ7Н2:
а — диаграмма изотермического превращения фазы; б — кривые изотермического
превращения г 'фазы; в — мартенситная криваяэнергии активации самодиффузии железа
при легировании хромом [261.Легирование никелем приводит к сущест¬
венному понижению скорости у-»-а-пре-
врашения при сравнительно малой величи¬
не переохлаждения. Так, при 660° за 30
сек. превращение у-^а в нелегированном
железе заканчивается, а в сплаве, железа с
2,3% Ni превращается лишь 35% у-фазы.Легирование кобальтом, напротив, повы¬
шает скорость у а-превращения.Особенно значительно понижается ско¬
рость полиморфного превращения у-»-а
при совместном легировании железа хро¬
мом и никелем или хромом, никелем и мо-«нормальном» превращении переход ато¬
мов через границу фаз не имеет строго за¬
кономерного направленного характера, нет
непрерывного перехода одной кристалличе¬
ской решетки в другую, отсутствуют соот¬
ветствие и порядок в расположении атомов
на границе. Для перехода атомов в новые
стабильные положения требуется значи¬
тельная энергия тепловых колебаний, срав¬
нимая с необходимой при рекристаллиза¬
ции.Основным в механизме ;мартенситнога
превращения является закономерность пе¬
ремещений атомов относительно друг дру¬
га, строгая направленность их перемеще¬
608ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИний, приводящая к макроскопическому пе¬
ремещению отдельных областей [1].Для протекания мартенситного превра¬
щения требуется большее переохлаждение,
так как необходим большой выигрыш сво¬
бодной энергии для покрытия затрат на
образование упругой связи .мартенситной
фазы с исходной.Признаки, указывающие на то, что поли¬
морфное превращение у-^а при низких
температурах является мартенситным, та¬
ковы:1)	превращение ниже определенной тем¬
пературы идет с очень большой скоростью,
без инкубационного периода;2)	при изотермических выдержках ниже
Мн превращение не завершается полным
переходом у -> а; степень превращения тем
больше, чем ниже температура;3)	превращение сопровождается образо¬
ванием характерного игольчатого рельефа
на полированной поверхности шлифа, что
свидетельствует о закономерности переме¬
щений атомов, приводящей к макроскопи¬
ческому смещению отдельных областей [111;4)	превращение вызывает значительное
размытие интерференций альфа-фазы, об¬
разование характерной игольчатой струк¬
туры и упрочнение.5.	ПРЕВРАЩЕНИЕ АУСТЕНИТА
В СРЕДНЕЙ ОБЛАСТИНекоторые закономерности
кинетикиКинетика превращений аустенита в сред¬
ней области имеет ряд особенностей.■Превращение при постоянной темпер,а туре
начинается после определенного времени —
инкубационного периода — и может быть
подавлено быстрым охлаждением; сущест¬
вует температурная зависимость продол¬
жительности инкубационного периода с ми¬
нимумом, температура которого зависит от
химического состава стали.Начавшись, превращение идет лишь до
определенного предела и прекращается при
сохранении некоторой части аустенита не-
превращенной. Степень превращения тем
больше, чем ниже температура. Темпера¬
турная зависимость степени превращения—
одна из важнейших характеристик превра¬
щения в средней области.Частичное превращение аустенита в
средней области приводит в большинстве
случаев к 'Понижению температуры мартен¬
ситной точки и к увеличению количества
остаточного аустенита в стали.При легировании, особенно карбидообра¬
зующими элементами верхняя и средняя
области превращений четко обособляются
на диаграмме, так как разделяются зоной
повышенной устойчивости аустенита.Эти особенности превращения аустенита
в средней области, так называемого проме¬
жуточного превращения, не являются уни
версальными и в зависимости от легирова¬ния могут проявляться в той или иной ме
ре.При легировании кремнием и хромом
(более 2%) незавершенность превращения6Рис. 13. Микроструктура продуктов превраще¬
ния при температурах верхней (а) и нижней
(б) части промежуточной области. X 500наблюдается при всех температурах сред¬
ней области.При легировании никелем, марганцем и
некоторыми другими элементами незавер¬
шенность превращения характерна лишь
для верхней части средней области, кото¬
рая при повышении содержания углерода
и легирующих элементов становится более
узкой [27].
ПРЕВРАЩЕНИЯ АУСТЕНИТА ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ609В углеродистых сталях не наблюдается
самоторможения превращения при постоян¬
ной температуре; средняя область не обо¬
собляется на диаграмме превращений.Промежуточное превращение в углероди¬
стой стали отмечается по скачку в измене¬
нии физических и механических свойств и
по характерной микроструктуре..При достаточно высоких температурах
средней области после завершения проме¬
жуточного превращения в некоторых слу¬
чаях может начаться перлитная реакция
оставшейся части аустенита. При наиболее
высоких температурах мартенситной обла¬
сти после завершения мартенситного пре¬
вращения может начаться промежуточное.
В некоторых высоколегированных хроми¬
стых и никелевых сталях после завершения
промежуточного превращения могут' идти
процессы раздельного образования и роста
ферритных и цементитных пластин.Скорость превращения аустенита и верх¬
няя температурная граница средней обла¬
сти наиболее сильно понижаются с увели¬
чением содержания углерода, затем мар¬
ганца, хрома и кремния. Легирование мо¬
либденом, вольфрамом и ванадием не ока¬
зывает заметного влияния на скорость про¬
межуточного превращения.Повышение температуры нагрева в ау7
стенитном состоянии, если оно не приводит
к изменению состава аустенита, например
в результате растворения карбидов, не вы¬
зывает изменений кинетики превращения.Микроструктура продуктов превращения
при температурах верхней части средней
области имеет «перистый» вид, но с пони¬
жением температуры приобретает все более
отчетливый игольчатый характер (рис. 13).Соответствующие структуры в иностран¬
ной литературе называются верхним и
нижним бейнитом, а превращение в сред¬
ней области — бейнитным. Иногда отмеча¬
ется образование, так называемого игольча¬
того феррита при наиболее высоких темпе¬
ратурах средней области (Х-составляющая
по Девенпорту, пробейнитный феррит по
Хультгрену).В течение последних 10—12 лет получе¬
ны важные .экспериментальные данные- о
составе и структуре продуктов превраще¬
ния и механизме образования отдельных
фаз в средней области.Элементарные реакции, структура
и состав продуктов превращения
аустенита в средней областиКак следует из данных, приведенных вы¬
ше, вне зависимости от типа равновесной
карбидной фазы для данного состава стали
в средней области превращений аустенита
образуется карбидная фаза, в большинстве
случаев цементит, с содержанием легирую¬
щих элементов, примерно равным среднему
составу стали. Превращение в этой области
не связано с перераспределением легирую-39	Металловедение (справочник), т. Iщих элементов, т. е. отсутствуют диффу¬
зионные перемещения.Металлографические наблюдения пока¬
зывают, что карбиды при превращении в
средней области могут зарождаться как в
аустените, так и в a-фазе. Последнее осо¬
бенно заметно при низких температурах
превращения.Рентгенографические и электронномикро-
скопические наблюдения показывают, что
кристаллы цементита, образующиеся при
температурах верхней части средней обла¬
сти более крупные, чем кристаллы карби¬
дов, образующихся при наиболее низких
температурах перлитной области. Если при
постоянной температуре образуются про¬
дукты промежуточного и перлитного пре¬
вращения, то первые более грубо диффе¬
ренцированы.Промежуточное превращение, как и пер¬
литное, связано с процессами перераспреде¬
ления углерода [27, 291, однако в процессе
промежуточного превращения в большин¬
стве случаев наблюдается изменение со¬
става аустенита.Рентгенографические измерения показы¬
вают изменения средней величины периода
кристаллической решетки остаточного ау¬
стенита, что обусловлено изменениями
средней концентрации углерода.В зависимости от исходного содержания
углерода и легирующих элементов, а так¬
же от температуры превращения экспери¬
ментально наблюдается различный харак¬
тер изменений величины периода решетки
аустенита [29].В стали с 0,54% и 3—3,5°/о Сг при про¬
межуточном превращении заметно увели¬
чивается период решетки аустенита, кото¬
рому соответствует повышение концентра¬
ции углерода до 0,8°/о. При содержании в
исходном аустените — 0,98% С период ре¬
шетки непревращенного (остаточного) ау¬
стенита в процессе превращения изменяется
слабо. В стали, содержащей 1,44% С и
3,5% Сг наблюдается заметное уменьше¬
ние средней концентрации углерода в не-
превращенном аустените примерно на0,4%, что связано с выделением карбид¬
ной фазы из аустенита.Аналогичные изменения наблюдаются и
в сталях, в состав которых введен мар¬
ганец.Максимально увеличивается период ре¬
шетки остаточного аустенита при введении
в среднеуглеродистые стали кремния, алю¬
миния или ванадия. Содержание углерода
в остаточном аустените этих сталей повы¬
шается в 2—3 раза, если исходная концен¬
трация углерода находилась в пределах0,3—0,6%.Если в стали содержится примерно 2%
Si, то повышение исходной концентрации
углерода с 0,4% до 1% не. отражается су¬
щественно на характере изменений перио¬
да решетки аустенита; при всех темпера-
Tvr>ax оррдней области отмечается увеличе¬
ние периода решетки 'остаточного аусте¬
нита.
610ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИВ сталях, легированных хромом и мар¬
ганцем, увеличение исходной концентрации
углерода от 0,3—0,4% до 1,2—1,4% обус¬
ловливает переход от обогащения остаточ¬
ного аустенита к выделению цементита.рования в такой последовательности (по
возрастанию) —кремний, марганец, хром,
никель.Отсутствие существенных изменений пе¬
риода решетки аустенита в сталях с 0,98%Бз:сэI3*CJ£&12 3 4 5
Время, час.&6203,6153,6103,6051600100с159550«о5110050/7U	5 10 15
В рем я, мин.20'иA-533,605зто3,5953,5903,58510 20 30 40
Время, час.3,5755 10 15 20
Время, мин.Рис. 14. Изменение периода решетки аустенита при промежуточном превращениив различных сталях:а— 1,39% С, 2.740/0 Мп, 300°; б — 0.59°/о С, 6% Ni, 500°; в — 0,48% С, 4,33% Мп, 270е;
г — С,59% С, 3,57% Сг, 300°; д -0,61% С, 2,33% Si, 300°Нижние кривые на всех рисунках — кинетика превращенияВ никелевой стали с 0,59% С и 6% Ni
при превращении аустенита в средней об¬
ласти (особенно при достаточно высоких
температурах), на определенной стадии за
первоначальным увеличением периода ре¬
шетки остаточного аустенита следует его
уменьшение в результате, выделения цемен¬
тита.Влияние легирующих элементов на изме¬
нения периода решетки аустенита при про¬
межуточном превращении иллюстрируется
рис/14.Возможность выделения карбидов из ау¬
стенита в средней области возрастает по
мере повышения исходной концентрации
углерода, а также в зависимости от леги-С и 3% Сг; 0,79% С и 2°/0 А1 и некоторых
других, по-видимому, связано с одновре¬
менным протеканием процессов обогащения
аустенита углеродом и выделения карби¬
дов из аустенита [301.На рис. 15 приведена схема, характери¬
зующая возможные случаи изменения кон¬
центрации углерода в аустените при изо¬
термическом промежуточном превращении.Если при- этом превращении происходит
обогащение остаточного аустенита углеро¬
дом, то степень этого обогащения (при
одинаковой доле превращенного аустенита)
тем выше, чем выше температура превра¬
щения (рис. 16).Рентгенографические и электронномикро-
ПРЕВРАЩЕНИЯ АУСТЕНИТА ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ611скопические исследования показывают, что
после частичного промежуточного превра¬
щения аустенит оказывается в значитель¬
ной степени неоднородным по концентрации
углерода; в среднеуглеродистых легирован¬
ных сталях вблизи продуктов промежуточ¬
ного превращения имеются участки весьма
устойчивого остаточного аустенита.ВремяРис. 15. Схема изменения периода решет¬
ки аустенита при промежуточном превра¬
щении в различных сталяхРис. 16. Зависимость периода ре¬
шетки остаточного., аустенита стали
100С2 от температуры изотермиче¬
ского превращения в промежуточ¬
ной области (длд.. 75% превраще¬
ния)Измерения, проведенные непосредствен¬
но в процессе превращения в средней об¬
ласти методом высокотемпературной рент¬
геносъемки, показали заметное увеличение
периода решетки аустенита и значительное
размытие интерференционных линий аусте¬
нита. Последнее, как показали специальные
опыты, связано с неравномерным распреде¬
лением углерода в аустените.Важные экспериментальные данные по¬
лучены в последние годы о структуре и
составе сс-фазы, возникающей при проме¬
жуточном превращении аустенита, и о ме¬
ханизме у-)-а перехода,39*Курдюмов и Перкас [281 для определение
кристаллической структуры a-фазы, обра¬
зующейся при промежуточном превращении
аустенита, исследовали монокристаллы из
сталей состава: 1% С и 1,42% Сг; 1,2% С
и 2,0% Мо после закалки с 1150—1200°
в изотермической ванне, имеющей темпера¬
туру 250—300°. Было установлено, что
a-фаза в результате такой обработки имеет
тетрагональную кристаллическую решетку
мартенсита с cja = 1,006—1,008. Такая ве¬
личина отношения соответствует содержа¬
нию углерода 0,12—0,17%.Следует отметить, что в этих сталях аль¬
фа-фаза после образования отпускалась
соответственно температуре изотермиче¬
ской выдержки.Трудность определения концентрации уг¬
лерода в a-фазе связана с тем, что при тем¬
пературе изотермической выдержки вслед за
образованием этой фазы немедленно начина¬
ются процессы отпуска. Поэтому были ис¬
следованы [29] стали состава: 0.2—0,24% С;
2% Si; 3%Мп; 1,8% Ni; 1,5-1,6% V, у ко¬
торых мартенсит не распадается при отпус¬
ке, по крайней мере до 400°, и четко выяв¬
ляется средняя область превращения аусте¬
нита.Рентгенографическим методом найдено*
что a-фаза, образующаяся при превращении
аустенита в средней области, имеет уже в
момент образования концентрацию углеро¬
да (0,15—0,17%) более низкую, чем среднее
его содержание в стали.Установлена кристаллогеометрическая
связь между a-фазой и аустенитом в про¬
дуктах промежуточного превращения [33].
Связь ориентировок этих фаз выражается
соотношениями(Ш)т I! (011).
(112)т || (01 О аВыше уже отмечалось, что у -*■ а-превра-
щение железа ниже ~500° имеет мартен-
ситную кинетику. Отмечено [2] совпадение
верхней температурной границы средней об¬
ласти с температурой необратимого мартен-
ситного превращения у->-а в безуглероди-
стых сплавах железо-марганец при соответ¬
ствующем содержании марганца. Это же
справедливо и для никелевых сталей. В све¬
те современных данных указанное совпаде¬
ние может быть истолковано так: при. наи¬
более высоких температурах средней обла¬
сти превращение аустенита происходит пу¬
тем пер ера определен,и я углерода и мар ген -
ситного превращения в участках аустенита,
практически не содержащих углерода.В работах [29, 32] показано, что превра¬
щение аустенита в средней области в леги¬
рованных ;и углеродистых сталях сопровож¬
дается образованием характерного рельефа
на полированной поверхности шлифа
(рис. 17).Перлитное превращение и выделение до-
эвтекгоидного феррита не ■сопровождается
возникновением такого рельефа. В процессе
612ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОМ ОБРАБОТКИизотермической выдержки при температу¬
рах средней области можно наблюдать рост
отдельных кристаллов в продольном и попе-разующаяся при промежуточном превраще¬
нии, когерентно связана с аустенитом, а пе¬
реход у а происходит путем упорядочен-Рис. 17. Поверхность образца стали 98X3 после нагрева до 1150° (в ат¬
мосфере аргона) и изотермической выдержки при 300° (а — д) и углеро¬
дистой стали с 1,6% С после изотермической выдержки при 350° 25 сек»(■в). >а — 300°, 8 мин.; б — 300°, 12 мин.-
д - 300°, 50речном направлениях, однако скорости роста
при этом значительно ниже, чем при мартен¬
сит-ном превращении. Возникновение релье¬
фа свидетельствует о том, что a-фаза, об-< 230:в — 300°, 22 мин.; г — 300°, 36 мин.;
мин.; е — 350°, 25 сек.ного закономерного перехода атомов, т. е.
по мартенситному механизму. Образование
рельефа характерно для всей средней обла¬
сти превращения аустенита.
ПРЕВРАЩЕНИЯ АУСТЕНИТА ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ613К теории промежуточного
превращенияВследствие некоторого сходства канетики
мартеноитного и (Промежуточного .превраще¬
ний аустенита высказывалось предположе¬
ние о том, что второе протекает через обра¬
зование мартенсита, который немедленно
распадается соответственно температуре от¬
пуска [41, 43].Другие исследователи истолковывали пре¬
вращение аустенита в средней области как
образование феррито-карбидной смеси из ау¬
стенита. Отличие промежуточного превраще¬
ния от перлитного связывали при этом с из¬
менением ведущей фазы. Предполагалось,
что перлитное превращение инициирует це¬
ментит, а промежуточное — феррит [2]. Воз¬
никновение средней области превращений
аустенита считали обусловленным также из¬
менением состава образующихся фаз [38].Экспериментальные данные, имеющиеся в
настоящее время, позволяют заключить, что
промежуточное превращение аустенита свя¬
зано с перераспределением углерода в аусте^
ните, образованием участков с пониженной
и повышенной концентрацией углерода. Воз¬
можность мартенситного превращения в
средней области реализуется в связи с ло¬
кальным понижением содержания углерода.
Сравнительно медленный рост кристаллов
a-фазы показывает, что мартен оитный пере¬
ход	в средней области лимитируется
скоростью отвода углерода от границ расту¬
щего кристалла. Участки аустенита, обога¬
щенные углеродом, могут быть очень устой¬
чивыми, а при некоторых условиях выделять
карбиды. Своеобразие микроструктуры и
свойств продуктов превращения, образую¬
щихся при различных температурах средней
области, объясняются, очевидно, особенно¬
стями процессов перераспределения углеро¬
да .в аустените и кар видообразования. При
наиболее высоких температурах средней об¬
ласти образуется a-фаза, практически не со¬
держащая углерода, который отводится в
остаточный аустенит. В этом случае наблю¬
дается структура так называемого «иголь¬
чатого феррита». При более низких темпера¬
турах .превращения образуется «перистая»
структура. При этом цементит может выде¬
ляться из обогащенного углеродом остаточ¬
ного аустенита и из частиц a-фазы при её
отпуске. С дальнейшим понижением темпе¬
ратуры превращения в a-фазе выделяется
все большее число частиц цементита.Структура стали .в результате промежу¬
точного превращения в общем случае со¬
стоит из мартенситной a-фазы, пересыщен¬
ной углеродом; остаточного аустенита с
концентрацией углерода, отличной от сред¬
ней; цементитных частиц, возникших в ре¬
зультате непосредственного выделения из
аустенита, а также в результате отпуска
a-фазы. При определенных условиях наря¬
ду с продуктами промежуточного превра¬
щения в структуре стали могут быть пер¬
лит и мартенсит. Самоторможение, а от¬
сюда и неполнота промежуточного превра¬щения .при постоянной температуре, связа¬
ны, по-видимому, с изменением состояния
аустенита. Промежуточное превращение
аустенита в стали является особым типом
превращения, заключающимся в сочетания
диффузионного (процесса (Перераспредели*
ния углерода с мартенситным превраще¬
нием. Подобные превращения наблюдаются
и в других системах, например в Си — Zn,
Ti — Сг и т. д.Наличие такого превращения является
специфической особенностью сплавов, содер¬
жащих элементы с резко различающейся ско¬
ростью диффузии, в частности стали (желе¬
зо и углерод). В стали .при 'понижении тем¬
пературы превращения аустенита достигае¬
тся область, в которой скорость диффузии
атомов железа или легирующих элементов
крайне мала, а скорость диффузии углерода
еще значительна. Это и приводит к появле¬
нию нового промежуточного механизма пре¬
вращения, при котором кооперативные, упо¬
рядоченные перемещения металлических ато¬
мов сочетаются с диффузионным перерас¬
пределением углерода в аустените [44].6. ПРИЧИНЫ влияния
ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ
НА КИНЕТИКУ ПРЕВРАЩЕНИИ
АУСТЕНИТАВлияние легирующих элементов на .кине¬
тику .перлитного превращения обычно свя¬
зывали с задержкой диффузионных про¬
цессов, в частности диффузии углерода в
аустените. Мейль -предположил, что это
влияние определяется необходимостью
диффузионного .перераспределения легирую¬
щих элементов в аустените. Поскольку ско¬
рость диффузии углерода в 104—105 раз
выше, чем скорость диффузии легирующих
элементов в аустените, то последняя мо¬
жет лимитировать распад аустенита [34].Зинер [39] предположил, что влияние ле¬
гирующих элементов на скорость роста пер¬
лита связано 'С их воздействием на величи¬
ну межпл ас тин очного расстояния в перли¬
те. Однако сопоставление соответствующих
опытных данных не подтверждает этого за¬
ключения.Превращение аустенита можно схемати¬
чески рассматривать как ’сложный .процесс,
состоящий из следующих'элементарных ре¬
акций: превращения у-нх, диффузии угле¬
рода, диффузии легирующих элементов, и,,
в связи с последними двумя процессами, об¬
разования карбидной фазы. Кинетика этих
реакций и всего процесса превращения ау¬
стенита в целом определяется термодинами¬
ческими (отклонение от равновесия) и ки¬
нетическими (скорость диффузии, степень
структурной и химической близости исход¬
ной и образующихся фаз) факторами. Зна¬
чительное понижение скорости распада ау¬
стенита в перлитной области при легирова¬
нии такими элементами, как молибден,
вольфрам, ванадий, хром, объясняется необ¬
ходимостью перераспределения легирующих
614ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИэлементов в аустените и непосредственного
образования (при определенном легирова¬
нии) специальных карбидов. Понижение ско¬
рости распада аустенита в перлитной обла¬
сти -может .быть также связано с понижени¬
ем скорости Y-^a-превращения (например,
при легирован,игл хромом, никелем), что в не¬
которых случаях в свою очередь связано с
понижением скорости самодиффузии желе¬
за. Легирующие элементы могут также по¬
нижать скорость диффузии углерода в ау¬
стените, что может сказываться на кинети¬
ке превращения.В средней области превращений ау¬
стенита:а)	диффузия углерода и непосредственное
выделение карбидов в связи с понижением
температурь^ затрудняется; поэтому преоб¬
ладает другой, кинетически более выгодный
процесс обогащения остаточного аустенита
углеродом, не требующий диффузии углеро¬
да на дальние расстояния.б)	диффузионное перераспределение леги¬
рующих элементов практически исключается;в)	^-превращение имеет мартенсит-
ный характер.Изменение механизма при переходе от
перлитной к средней области приводит к
к новому ускорению превращения. Влияние
легирующих элементов на кинетику прев¬
ращения в средней области в .основном оп¬
ределяется изменением верхней темпера¬
турной границы этой области и скорости
диффузии углерода.7. ПРЕВРАЩЕНИЕ АУСТЕНИТА
ПРИ НЕПРЕРЫВНОМ ОХЛАЖДЕНИИВ ряде исследований предпринимались
попытки установить связь между кинетикой
превращения при непрерывном охлаждении
и в изотермических условиях.Штейнберг [43] исходил при этом из сле¬
дующей схемы.Если время охлаждения разбить на бес¬
конечно малые промежутки ( dBр), каждый
из которых будет соответствовать пребыва¬
нию образца при определенной температуре,
и из диаграммы изотермического превраще¬
ния аустенита установить продолжитель¬
ность инкубационного периода при данной
температуре, то отношение dBрк продолжи¬
тельности инкубационного периода пока¬
жет долю инкубационного периода, прой¬
денную за указанное время. Суммируя от¬
ношения, при определенной длительности
охлаждения получим отношение, равное
единице. Этот момент соответствует началу
распада аустенита. С. С. Штейнберг также
предложил графическое решение этой зада¬
чи. Упрощенный графический метод опреде¬
ления момента начала превращения при не¬
прерывном охлаждении создан Грейнджем
и Кифером [36]. Метод основан на предпо¬
ложении, что степень превращения аустени¬
та в интервале температур Т\—Т2 эквива¬
лентна той степени превращения, которая
достигается в результате изотермическогоTi + Tzпревращения при температуре		 и втечение времени т2 — Т].В основе обоих указанных методов ле¬
жит предположение об аддитивности про¬
цессов превращения аустенита при различ¬
ных температурах. Предполагается, что пре¬
бывание аустенита при определенной темпе¬
ратуре не оказывает влияния на скорость
процессов при более низких температурах;
не учитываются возможные изменения ха¬
рактера и кинетики превращений и влия¬
ние теплового эффекта превращения.Поэтому возможности использования ди¬
аграмм изотермического превращения аус¬
тенита для .определения кинетики превра¬
щений при непрерывном охлаждении огра¬
ничены.Удовлетворительное совпадение расчет¬
ных данных с ходом превращения при не¬
прерывном охлаждении наблюдается лишь
в том случае, если происходит только пре¬
вращение аустенита в перлит. Если пер¬
литному превращению предшествует выде¬
ление доэвтектоидного феррита или если
превращение развивается в перлитной и
средней областях, то расчетные данные
расходятся с экспериментальными.Основные причины этого следующие:Л. Выдержка аустенита в температурной
области выделения доэвтектоидного ферри¬
та (при образовании даже менее 1% фер¬
рита) ускоряет последующее превращение в
промежуточной области.В стали с 0,34% С; 2,5% Si; 1,1% Мп;
1,9% Сг время инкубационного периода
при 350° составляет 30 сек; это время
уменьшается до 5 сек., если предваритель¬
но сталь подвергнуть выдержке при 680° в
течение времени, составляющего долю ин-
кубацинного периода. Если выдержка аус¬
тенита более продолжительна, то вследст¬
вие выделения доэвтектоидного феррита и
изменения состава аустенита последующее
промежуточное превращение замедляется.2.	Частичное превращение аустенита
в средней области в большинстве случаев
увеличивает продолжительность инкубаци¬
онного периода и понижает скорость после¬
дующего превращения при более низких
температурах этой области. Такая вы¬
держка также приводит к некоторой ста¬
билизации аустенита. С уменьшением ско¬
рости охлаждения в средней области увели¬
чивается количество остаточного аустенита
в. стали. Эти эффекты связаны, главным об¬
разом, с обогащением аустенита в ходе
промежуточного превращения углеродом и
изменением состояния аустенита [29].Приведенные соображения показываю!'
необходимость экспериментального постро¬
ения диаграмм превращения аустенита прн
непрерывном охлаждении — термокинети¬
ческих диаграмм. На рис. 18 приведена тер*
мокинетическэя диаграмма для сталей
34ХН1М и 34XH3H.Основное преимущество таких диаграмм
заключается в том, что процессы, происхо-
ПРЕВРАЩЕНИЯ АУСТЕНИТА ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ6158008001000	ЮОООВремя,сек.WOOQO100' 1000	ЮООО ЮОООВремя, секчРис. 18. Диаграммы термокинетического превращения аустенита.
слева — сталь 34ХН1М; справа — сталь 34XH3M; области превращения; 1 — перлитная; 2 — средняя;3 — мартенситная [421дящие при непрерывном охлаждении, пред- а также скорости охлаждения, соответст-
ставлены на них непосредственно; из этих вующие появлению в структуре феррита,
диаграмм можно определить верхнюю и завершению ферритно-перлитной реакции,
нижнюю критические скорости охлаждения, началу превращения в средней области [35].ЛИТЕРАТУРАЭнтин. ДАН
Железоуглеродистые1.	Г. В. К у р д ю м о в. Бездиффузионные
(мартенситные) превращения в сплавах. Про¬
блемы металловедения и физики металлов, Ме¬
таллургиздат, 1949; К теории мартенситных пре¬
вращений. Проблемы металловедения и физики
металлов, Металлургиздат, 1952.2.	В. Д. Садовский. Структурные пре¬
вращения при закалке и отпуске сталей, Метал¬
лургиздат, 1945.3.	Л. И. К о г а н и Р. И
СССР, т. 94, 1954, № 4.4.	К. П. Бунин,
сплавы. Машгиз, 1949.5.	R. F. М е h 1. W. С. Н a g е 1. Progress in
Metal Physics- v. 6, London, 1956.6.	Я. В. Гречный. Изв. АН СССР, ОТН,
1956, № 3.7.	И . Л. М и р к и н. Сб. трудов Московского
института стали, вып. XVIП, Оборонгиз, 1941.8.	В. И. Д а н и л о в. Некоторые вопросы ки¬
нетики кристаллизации жидкостей. Проблемы ме¬
талловедения и физики металлов, Металлургиз¬
дат, 1949; Строение и кристаллизация жидкостей.
Изд. АН УССР, 1956, стр. 473.9.	Б. Я. Л ю б о в. ЖТФ, т. 20, 1950, стр. 872.10.	Р. И. Энтин. К вопросу о механизме
влияния легирующих элементов на кинетику рас¬
пада переохлажденного аустенита. Проблемы
металловедения и физики металлов, Металлург¬
издат, 1952.11.	Р. Й. Энтин. Металловедение и обра¬
ботка металлов, 1956, № 9—10.12.	A. Rose, W. Peter. Stahl und Eisen,
Bd. 72, 1952, H 18.13.	W. Crafts, I. L a m о n t. Journal of Me¬
tals. v. 1, 1949, N 12.14.	T. Lyman, A. R. T v j a n o. Trans. ASM,
v. 37, 1946, p. 402.15.	W e v e r, W. Кос h. Stahl und Eisen, Bd. 74,
1954, H. 16, p. 989.16.	A. H u 1 t g г e n. Revue de Metallurgie,
1953, № 11, 12.17.	М. E. Бланте p. ЖТФ, т. XVIII, 1948,
вып. 4; сб. Термическая обработка металлов
(материалы конференции), Машгиз, 1952; метал¬
ловедение и обработка металлов, 1955, № 4.18.	I е 1 1 i n g h a u s, Е. Houdremont. Arc¬
hiv f. d. Eisenhuttaiwesen, Bd 25, H. 5—6, 1945,S.	263.19.	S. W. Burgers, Physica, v. 4, 1937, p. 772,
№ 1.20.	А. П. Гуляев, В. И. Емелина. Сталь,
1948, Ni 12, стр. 1101.21.	Л. С. Мороз. ЖТФ. т. 21, 1951, стр. 1512.22.	М. М. Ш т е й н б е р г. Сталь, 1948, № 9.23.	Л. И, Коган и Р. И. Э л т и н. Пробле¬
мы металловедения и физики металлов. Метал¬
лургиздат, 1951.24.	Г. В. Курдюмов и М. Д. П е р к а с.
ДАН СССР т. 111, 1956, No 4.25.	Г. В. Курдюмов, П. Л. Грузин,
Е. В. Кузнецов. ДАН СССР, т. 93, 1953;
No 6.26.	П Л. Г р у з и н. ДАН СССР, т. 100, 1955,
№ 1.27.	Л. М. Певзнер, Т. Д. К у б ы ш к и н а,
Р. М. Ровенский, А. И. Самойлов.
Металловедение и обработка металлов, 1956.
№ 10.28.	* Г. В, Курдюмов, М, Д. Перка с.
Проблемы металловедения и физики металлов,
Металлургиздат, 1951.29.	Л. И. Коган и Р. И. Энтин. Пробле¬
мы металловедения и физики металлов. Метал¬
лургиздат, 1958.30.	О. К г i s е m е n t, F. Wever. The Bainite
Reaction in High Carbon Steels. Symposium on
the mechanism of Phase Transformation in Me¬
tals. London. 1955.31.	Л. И. Коган и P. И, Энтин Изв.
АН СССР, ОТН, 1958, Ns 6.32.	Т. Кб, S. Cottrell. Journal of the Iron
and Steel Institute, v. 172, 1952, Nov.33.	W. Hoffmann, G. Schumacher.
Archiv f. d. Eisenhuttenwesen, 1955, H. 2.34.	M e h 1 R., The Physics of hardenabilitis
Symposium, 1939.35.	П, В. С клюев. Сб. Термическая обра¬
ботка металлов, Машгиз, 1950, 128.36.	R. A. Grange, I. М. К i е f е г. ASM,
1941, v. 29. No. 1, p. 85.37.	Н. Т. Г у д ц о в, И. Чаде к. Обработка
стали и сплавов. Сб. XXXIV, Металлургиздат, 1957.38.	Н. Н. Сирота. Сб. Термическая обра¬
ботка металлов, Машгиз, 1950.39.	С. Z е n е г. Trans. AIMME, v. 167, 1946.40.	С h a n g Р е i-1 i n, Lang T z e t e h. Acta
Metallurgica Sinica, v. 2, 1957, № 4, Dec.41.	Г. В. К у p д ю м о в. Изв. АН СССР, Отд.
матем. и естеств. наук, 1936, Ка 2.42.	П. В. С клюев и В. С. Б очен ков. Ме¬
талловедение и термическая обработка стали,
Машгиз, 1955.43.	С. С. Ш т е й н б е р г. Избранные статьи.
Машгиз, 1949.44.	Р. И. Энтин. Превращения аустенита в
сталях, Металлургиздат, 1960.
616ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИГЛАВА 34ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИЙ
ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА1.	ЗНАЧЕНИЕ КИНЕТИЧЕСКИХ
ДИАГРАММ ПРЕВРАЩЕНИИПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТАДиаграммы кинетики изотермического
превращения переохлажденного аустенита
являются в настоящее время такой же
важной и необходимой характеристикой
стали как химический состав, данные о по¬
ложении критических точек, чувствитель¬
ности к перегреву, прокаливаемости и т. д.Технологическое значение кинетических
диаграмм чрезвычайно разнообразно. Они
не только дают общее представление о по¬
ведении той или иной стали при охлажде¬
нии из аустенитного состояния, о возмож¬
ных в данной стали типах превращения ау¬
стенита, но и непосредственно используют¬
ся при разработке режимов большого кру¬
га операций термической обработки. Так,
кинетические .диаграммы позволяют уста¬
навливать условия проведения изотерми¬
ческого отжига, режимы охлаждения поко¬
вок или 'проката, предупреждающие возник¬
новение флокенов, больших внутренних на¬
пряжений, трещин и т. п., режимы .изотер¬
мической и ступенчатой закалки; в отдель¬
ных случаях кинетические диаграммы ис¬
пользуются и для корректирования условий
проведения отпуска.Кинетические диаграммы, изображающие
ход превращений во времени в изотермиче¬
ских условиях, могут быть применены и
для анализа процессов при обычном отжи¬
ге, .нормализации или закалке, благодаря
наличию в настоящее время специальных
методов расчета, позволяющих, с известным
приближением, использовать данные о ки¬
нетике изотермических превращений для
рассмотрения явлений при непрерывном ох¬
лаждении [1, 2, 4]. Еще более полезным
оказываются в этом случае так называе¬
мые терм акинетические диаграммы (см.
ниже стр. 623), строящиеся в условиях не¬
прерывного охлаждения и, таким образом,
более непосредственно отражающие пове¬
дение стали при обычной закалке, нормали¬
зации или отжиге [4, 5].2.	МЕТОДЫ ИЗОБРАЖЕНИЯ
КИНЕТИЧЕСКИХ ДИАГРАММЕсли обозначить через Q количество рас¬
павшегося аустенита, через т время про¬
цесса и через t температуру, то кинетика
превращения может быть представлена
графически в координатах [6]:а)	количество распавшегося аустенита—
время изотермической выдержки, т. е, какQ = /Wдля ряда постоянных значений t (хроно¬
графические кривые);б)	количество распавшегося аустенита—
температура превращения, т. е. какQ = f(t)для ряда постоянных значений т (изохрони-
ческие кривые);Рис. 1. Зависимость времени изотермического
превращения аустенита от температуры. Сталь
с 0,40% С и 1,91% Сг. ^Температура нагреваРис. 2, Зависимость степени изотермического
превращения аустенита от температуры и вре¬
мени. Сталь с 0,40% С и 1,91% Сг. Темпера¬
тура нагрева 950°
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИИ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА	617в)	продолжительность процесса превра¬
щения — температура, т. е. какт = /(0для ряда постоянных значений Q (изоау*
стенитные кривые).этих диаграммах хорошо выявляются три
ступени, при которых возможно образова¬
ние перлита, продуктов промежуточного
превращения или мартенсита и особенности
кинетики превращения по тому или иному
типу. Однако при таком построении недо-^ 80Рис. 3. Зависи-
мость степени изо- ^ ои
термического пре-
вращения аустени- ^
га от времени для 50
различных темпе' ^
ратур переохлаж' §
цения. Сталь с § 40
0,40% С, и 1,91% £Сг. Температура1Чаще Bicero кинетика
превращений переохлажденного аустенита
изображается в координатах температура
превращения — длительность изотермичес¬
кой выдержки, необходимой для получения
той или иной степени распада; в этом слу¬
чае сводная кинетическая диаграмма пред¬
ставляет собой две или несколько кривых
типа т = f(t) для различных значений Q
(рис. 1) [7].Иногда эти же данные изображаются в
координатах температура превращения —
количество распавшегося аустенита за оп¬
ределенный промежуток времени, и тогда
сводная диаграмма представляет серию
кривых типа Q = f(t) для разных значений
т (рис. 2) [8].Значительно реже кинетическая диаграм¬
ма изображается серией кривых типа Q =
= f (т)* для разных значений t (рис. 3)По существу, кинетические диаграммы
этих трех разновидностей являются частны¬
ми случаями объемного изображения в ко¬
ординатах температура превращения — дли-
тельность изотермической выдержки — ко¬
личество распавшегося аустенита (рис. 4).Построение пространственных диаграмм
представляет известные трудности, и поэто¬
му широко применяются упрощенные диаг¬
раммы типа приведенных на рис. 1, 2. На1 Подобное изображение обычно является пе¬
реходным при магнитометрических исследова¬
ниях и используется для построения диаграмм
типа, приведенных на рис. 1 или 2.Продолжительность изотермической 'выдержки, сен.изотермических статочно ясен характер образующихся про¬
дуктов превращения и поэтому эксперимен¬
тальные данные часто изображают в не-72С МО 550 Ш 350 290т т 50с т 320Температура °СРис. 4. Пространственная диаграмма ки¬
нетики изотермического превращения ау¬
стенита в координатах температура —
время — степень превращения. Сталь с
9,40% С и 1,91% Сг. Температура нагрева
950°сколько ином виде (рис. 5), при котором
четко выявляется характер возникающих
продуктов превращения и разграничивает¬
ся процесс образования избыточных состав¬
ляющих (феррита или карбида) от процес¬
са возникновения феррито-карбидной сме-
618ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИРис. 5. Схема кинетической диаграммы с на¬
личием кривой начала выделения избыточной
фазы; пунктирные линии соответствуют проме¬
жуточным процентам превращенияси. К сожалению, подобное построение воз¬
можно только при микроструктурном изу¬
чении распада переохлажденного аустенита.В случае применения магнитометрическо¬
го метода исследования не удается обнару¬
жить процесс образования избыточных кар¬
бидов, отделить процесс (образования фер-
ри то-карбид ной смеси от процесса возник¬
новения избыточного феррита, а также
разделить превращение, происходящее по
типу первой, второй или третьей ступеней
(см. ниже). То же самое относится и к
дилатометрическому методу исследования.
Потому при использовании обоих этих ме¬
тодов экспериментальные данные обычно
изображают в виде диаграмм типа приве¬
денных на рис. 1 и 2.Чаще всего на диаграммах, построенных в
координатах температура превращения —
длительность изотермической выдержки,
обеспечивающая определенную полноту рас¬
пада аустенита, приводятся только две кри¬
вые, соответствующие моментам начала и
конца превращения. При этом следует иметь
в виду, что указанные продолжительности
изотермической выдержки несколько услов¬
ны, так как точно определить инкубацион¬
ный период и время полного распада аусте¬
нита невозможно. Объясняется это тем, что
в начальный и конечный периоды превраще¬
ние развивается очень медленно и потому
точно зафиксировать моменты начала и кон¬
ца превращения не удается (они зависят от
чувствительности примененного метода ис¬
следования). Как правило, за начало превра¬
щения принимают такой момент, который
обеспечивает один или два процента распа¬да переохлажденного аустенита; за конец
превращения принимают момент, когда до¬
стигается 95 или 98% превращения. Процен¬
ты, которые условно приняты за начало или
конец превращения, обычно указывают на
кинетических диаграммах.3.	ОСНОВНЫЕ РАЗНОВИДНОСТИ
ДИАГРАММ КИНЕТИКИ
ИЗОТЕРМИЧЕСКИХ ПРЕВРАЩЕНИИ
АУСТЕНИТАМногочисленными исследованиями законо¬
мерностей изотермического распада аусте¬
нита установлено, что в большинстве средне¬
легированных сталей диффузионный распад
аустенита, сопровождающийся образовани¬
ем избыточных фаз и феррито-карбидной
смеси различной степени дисперсности, про¬
исходит с заметной скоростью только в
верхней части суб-критического интервала
температур. Максимум скорости этого пре¬
вращения лежит 'обычно на 75—80° ниже
критической точки А\. При дальнейшем
увеличении степени переохлаждения ско¬
рость диффузионного распада .аустенита
резко понижается, и уже при температу¬
рах, лежащих на 200—250° ниже Аь чисто
диффузионного превращения почти не на¬
блюдается.Именно при этих более низких температу¬
рах, когда диффузионный распад аустенита
в чистом виде практически не развивается,
обычно становится заметным промежуточ¬
ное превращение, соединяющее в себе неко¬
торые черты диффузионного распада и без-
диффузионного механизма превращения.Температурный интервал, в котором раз¬
вивается промежуточное превращение, за¬
висит, как известно, от химического соста¬
ва аустенита и понижается с повышением
содержания легирующих элементов.При еще более низких температурах рас¬
положен мартенситный интервал, положение
которого почти однозначно определяется хи¬
мическим составом аустенита.В соответствии с этим в настоящее время
весь субкритический интервал температур
принято делить на три ступени. Первая сту¬
пень соответствует температурам, при кото¬
рых развивается чисто диффузионное пре¬
вращение; вторая — температурам развития
промежуточного превращения и, наконец,
третья — мартенситному интервалу.В зависимости от ряда факторов и, в пер'
вую очередь, от химического состава аустг
нита, кинетика и температурные интервалы
проявления превращения по типу первок,
второй или третьей ступени могут меняться
в очень широких пределах. Поэтому далека
не всегда удается наметить температурные
границы областей, в которых превращение
происходит по типу только одной ступени,
В действительности эти процессы могут про*
текать и в разное время, и одновременно, на-
лагаясь один на другой по времени и темпе¬
ратурам своего развития. В результате на¬
блюдается очень сложная зависимость ки¬
нетики превращений от температуры. Кроме
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИИ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА	619того, кинетика превращений определяется
еще степенью однородности аустенита, ве¬
личиной зерна аустенита и температурой
исходного нагрева, наличием неметалличе¬
ских включений и всякого рода посторонних
примесей, металлургической природой стали,
характеррм раскисления и предварительнойполнительные линии, характеризующие на¬
чало этого процесса (рис. 5).В случае среднелегированных сталей, ког¬
да в состав аустенита входит не только уг¬
лерод, но и другие легирующие элементы
(особенно хром, никель, молибден), темпе¬
ратурные условия проявления первой и вто-Рис. 6. Схема диаг¬
раммы с одним мак¬
симумом при темпе¬
ратурах выше мартен¬
ситной точки, являю¬
щимся результатом
близкого совпадения
интервалов по типу
первой и второй сту¬
пени:а — в координатах
температура — ско¬
рость превращения;
б — в координатах
температура — время
превращения; г?фКс—
скорость образования
феррито-карбидной
смеси; vn — скорость
промежуточного пре¬
вращения; VM— ско¬
рость образования
мартенситаа,I1Скорость превращенияобработки. Последние факторы оказывают
сущесавенное влияние на распад аустенита
по типу первой ступени. При промежуточ¬
ном и мартенситном превращении роль и зна¬
чение многих из этих факторов уменьшается.Указанные обстоятельства приводят к
чрезвычайно большому разнообразию диаг¬
рамм кинетики изотермического превраще¬
ния аустенита. На рис. 6—12 приводятся
кинетические диаграммы нескольких основ¬
ных типов. Так, в случае углеродистых или
малоуглеродистых сталей, в которых содер¬
жание легирующих элементов незначитель¬
но, температурные интервалы проявления
первой и второй ступеней практически сов¬
падают, в результате чего при температурах
выше мартенситной точки (Мн) имеется
только один кинетический максимум (рис. 6).При температурах выше этого максимума
распад аустенита приводит к образованию
феррито-карбидной смеси, а при более низ¬
ких — к образованию различных продуктов
промежуточного превращения. Благодаря
тому, что в углеродистых и малолегирован¬
ных сталях диффузионный распад аустенита
происходит довольно быстро; в них не на¬
блюдается характерных особенностей кине¬
тики промежуточного превращения и почти
всегда, при любой температуре выше мар¬
тенситной точки (но ниже А\), можно до¬
биться практически полного распада аусте¬
нита.При распаде доэвтектоидного или заэвтек-
тоидного аустенита положение несколько
осложняется из-за образования избыточных
составляющих (феррита или цементита со¬
ответственно). В результате этого на кине¬
тических диаграммах могут появиться до¬рой ступеней не совпадают (рис. 7). Проме¬
жуточное превращение оказывается сдвину¬
тым в область более низких температур, и
между первой л второй ступенями превра¬
щения появляется интервал относительной
устойчивости аустенита, благодаря чему от¬
четливо выявляются два кинетических мак¬
симума при температурах выше мартенсит¬
ной точки.Высказывалось мнение, что проявление
второй ступени (промежуточного превраще¬
ния) обусловлено присутствием в составе
стали карбидообразующих элементов. Со¬
гласно этой точке зрения в углеродистых
сталях и сталях, легированных некарбидо¬
образующими элементами, вторая ступень
полностью отсутствует и при температурах
выше мартенситной может происходить
только превращение по типу первой ступе¬
ни. Подобные стали рассматривались как
стали, обладающие «простой» кинетикой
распада аустенита, а появление на диаграм¬
мах второго кинетического максимума при
писывалось наличию карбидообразующих
элементов, которые считались ответствен¬
ными за появление «осложненной» кине¬
тики.Имеющиеся в настоящее время данные
показывают, что наличие второй ступени
превращения характерно, по-видимому, для
всех сталей, в том числе и для сталей, ле¬
гированных некарбидоо'бразуклцими элемен¬
тами. С точки зрения этих данных, более
правильно характеризовать диаграммы с
двумя кинетическими максимумами выше
мартенситной точки как наиболее общий и
простой случай, а диаграммы с одним мак¬
симумом — как «осложненные» наложением
620ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИтемпературных интервалов проявления пер¬
вой и второй ступеней [10].Скорость превращения легированного ау¬
стенита при температурах выше мартенсит-
ной точки заметно ниже, чем для углероди¬
стых сталей. Это особенно заметно при тем¬
пературах первой ступени и выражается на
кинетических диаграммах типа рис. 7, б,4то же касается промежуточного превра¬
щения, то оно обычно закономерно ускоря¬
ется по мере понижения содержания угле¬
рода в распадающемся аустените.Как правило, при малом содержании уг¬
лерода в распадающемся аустените превра¬
щение при температурах второй .ступени-
протекает быстрее, чем при температурахЧШ27ЛШШ2272ЩVepKeСкорость преЬращенияаРис. 7. Схема ки¬
нетической диаг¬
раммы с несовпа¬
дающими интерва¬
лами превращения
по типу первой и
второй ступени:
а — в координа¬
тах температура—
скорость превра¬
щения; б — в ко¬
ординатах темпе¬
ратура — время,
превращенияРис. 8. Схема кинетических
диаграмма — с относительно малой
скоростью превращения по
типу первой ступени и боль¬
шой скоростью превращения
по'типу второй ступени; б —
г относительно большой ско¬
ростью превращения по типу
первой ступени и малой ско¬
ростью превращения по типу
второй" ступениЦТагдгбсдвигом соответствующих линий в правую
сторону. В зависимости от содержания уг¬
лерода в легированном аустените относи¬
тельная скорость превращения при темпера¬
турах первой и второй ступеней резко ме¬
няется.По мере повышения содержания углерода
скорость образования избыточного карбида
увеличивается, а скорость возникновения
феррита и продуктов промежуточного пре¬
вращения уменьшается. В то же время ско¬
рость образования феррито-карбидной сме¬
си имеет максимальные значения при ка¬
ком-то промежуточном содержании углеро¬
да, близком к эвтектоидному [31].первой; наоборот, при повышенных содер¬
жаниях углерода в аустените большая ско¬
рость превращения наблюдается при темпе¬
ратурах первой ступени. В результате это¬
го первая ступень на кинетических диаграм¬
мах в первом случае оказывается заметна
правее второй ступени (рис. 8, а), в то вре¬
мя как во втором случае наблюдается об¬
ратное соотношение скоростей превращения
по типу .первой и второй ступени (р.ис. 8, б).Эти диаграммы, как и для углеродистых
сталей, могут быть осложнены еще процес¬
сом образования избыточных составляющих
(феррита или карбида), который может
предшествовать возникновению феррито¬
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИИ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА	621карбидной, смеси, а иногда даже и образо¬
ванию продуктов промежуточного превра¬
щения.При относительно невысоком содержании
углерода и большом количестве легирую¬
щих элементов диффузионное превращение
может оказаться настолько заторможенным,
что первая ступень превращения резко сдви-ной температуры (рис. Щ. Такие стали,
обычно называемые аустенитными, характе¬
ризуются тем, что в них удается полностью
переохладить аустенит до комнатной темпе¬
ратуры, при которой он может существо¬
вать в течение весьма длительного времени,
несмотря на то, что является термодинами¬
чески неустойчивым. Аустенитные сталиtiZZZZZ/Z/ZZSZРис. 9. Схема
кинетической
диаграммы с
очень малой
скоростью
превращения ^
аустенита в
лервой ступе-
ми, благодаря
чему практи- §
чески отсутст-
вует верхний ^
кинетический ^
максимум: **■*
а — в ксорди-
яатах темпера¬
тура—скорость
превращения;6 — в коорди¬
натах темпе¬
ратура —время
превращенияу<рнсСпорость превращенияQе3тб«ется вправо и будет полностью отсутство¬
вать на юи'нетичесиих диаграммах. Эти ди¬
аграммы в таких случаях показывают на¬
личие только второй и третьей ступеней
(рис. 9). Подобная картина наблюдается,
например, в средне- и низкоуглеродистых
хромоникельмолибденовых или хромони-
кельвольфрамовых сталях, в которых со¬
держание никеля .превышает 3,5—4% (ста¬
ли типа 18Х2Н4ВА, 18Х2Н4МА, 25ХН4МА,
35ХН4МА и т. п.).Вариации в содержании углерода и леги¬
рующих элементов могут приводить к еще
<5олее разнообразным сочетаниям кинетики
и температурных условий протекания прев¬
ращений по типу первой, второй и третьей
ступеней. Например, может оказаться, что
под влиянием легирующих элементов вто¬
рая ступень превращения настолько сильно
понижается и затормаживается, что либо
оказывается ниже, мартенситной точки и
сливается с мартенситным интервалом, либо
отодвигается настолько сильно вправо, что
не обнаруживается при проведении обыч¬
ных исследований кинетики изотермического
превращения. В таких случаях кинетическая
диаграмма имеет один максимум скорости
распада при температурах выше мартенсит¬
ной точки, соответствующий чисто диф
фузионному механизму превращения
(рис. 10).Наконец, может оказаться, что под влия¬
нием повышенного содержания углерода и
легирующих элементов интервал мартенсит-
ного превращения опускается ниже комнат-обычно обладают весьма высокой устойчи¬
востью переохлажденного аустенита при
температурах первой и второй ступени, в
результате чего последние часто не обнару-Рис. 10. Схема кинетической диаграммы с
отсутствием второй ступени превращенияживаются при проведении исследований, ог¬
раниченных небольшой продолжительностью
изотермической выдержки. Поэтому кинети¬
ческие диаграммы этих сталей могут иметь
622ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИвид, аналогичный изображенному на рис. 11,
т. е. выше комнатной температуры представ¬
ляют собой чистое поле без всяких призна¬
ков существования первой или второй сту¬
пеней превращения. Лишь иногда при про¬
ведении специальных опытов удается обна¬
ружить процесс выделения избыточных кар-«{20Ин¥'Рис. 11. Схема кинетической диаграммы
с практическим отсутствием признаков
изотермического распада аустенита во
всем температурном интервале от А\ до
мартенситной точки, лежащей ниже
комнатной температурыучитывать при рассмотрении кинетики прев¬
ращений в сталях, содержащих труднораст¬
воримые карбиды таких элементов, как воль¬
фрам, ванадий или титан. Может оказать¬
ся, что при заданных условиях нагрева
часть углерода остается нерастворенной и
находится в виде карбидов и потому аусте-0,VZZT&ZifZZZZZZt1J*20йМнНачало быделения
карбид обРис. 12. Схема кинетической диаграммы
температуры для аустенитной стали, в
которой в температурном интервале от
4i до мартенситной точки наблюдается
только выделен-ие карбидной фазыбидов, происходящий при высоких темпера¬
турах (рис. 12).Необходимо иметь в виду, что химический
состав аустенита, являющийся основным
фактором в определении кинетики его рас¬
пада, далеко не всегда однозначно опреде¬
ляется химическим составом стали. Только
в том случае, когда при нагреве стали все
элементы действительно растворены в аусте-
ните, можно говорить о полном совпадении
состава стали и состава аустенита. Часто
же бывает, что принятая температура нагре¬
ва или продолжительность выдержки не
обеспечивают полного растворения всех
структурных составляющих в аустените и,
наряду с аустенитом, имеется какое-то коли¬
чество нерастворенного феррита или карби¬
дов. В этом случае химический состав аусте¬
нита естественно не совпадает с химическим
составом стали. Кроме того, нерастворенные
фазы могут оказывать зародышевое влия¬
ние на распад аустенита. Так, лр.и исследо¬
вании кинетики превращений в стали марки
ШХ15 можно получить в зависимости от
температуры нагрева совершенно различные
результаты, что обусловлено не только из¬
менением размера зерна аустенита, но и из¬
менением его химического состава при по¬
вышении температуры нагрева (см. рис.
102, 105).Это обстоятельство необходимо такженит не содержит в своем составе данных
элементов, а также имеет более низкое со¬
держание углерода, чем аналогичные ста¬
ли без сильно карбидообразующих эле¬
ментов. Такой аустенит обладает меньшей
устойчивостью. Однако положение резко ме¬
няется, когда температура нагрева доста¬
точно высока и обеспечивает растворение
всех карбидов в аустените. Тогда в аусте¬
ните находится весь углерод и все легирую¬
щие элементы. Нерастворенные карбиды,
которые могли бы играть роль зародыше¬
вых центров при диффузионном распаде
аустенита, отсутствуют. Все это приводит к
резкому увеличению устойчивости такого
аустенита по отношению к распаду при суб-
критических температурах.Повышение температуры исходного нагре¬
ва приводит к увеличению устойчивости ау¬
стенита по отношению к распаду в первой
ступени и при неизменном составе аустени¬
та — вследствие обычного для высоких тем¬
ператур укрупнения зерна. В этой связи
нужно указать на возможность влияния
предварительного перегрева.Предварительная закалка с повышенных
температур приводит в ряде случаев к су¬
щественному изменению кинетики распада
аустенита в первой ступени после нового
нормального для данной стали нагрева вы¬
ше критической точки Ас* (см. далее оис.
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИИ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА	62358, 59 и 89—91). Зарождение перлито-тро-
оститных колоний локализуется в этом слу¬
чае на границах объемов, соответствующих
по величине и форме зернам исходного пе¬
регрева. Это приводит к замедлению про¬
цесса превращения, тем более значительно¬
му, чем крупнее было исходное зерно. Кине¬
тика распада аустенита в предварительно
перегретой и закаленной стали определяет¬
ся таким образом, величиной зерна, полу¬
ченной при исходном перегреве этой ста¬
ли [41, 42].Степень влияния предварительного перег¬
рева существенно зависит, однако, от ско¬
рости нагрева. Для исследованных пока слу¬
чаев предварительный перегрев оказывает
сильное влияние на кинетику распада аусте-
нига при очень медленном (1—2° С/мин)
вторичном нагреве и очень быстром (200—
300°С/сек) нагреве неотпущенной ста¬
ли. При нагреве с некоторыми промежуточ¬
ными скоростями влияние предварительно¬
го перегрева может практически отсутство¬
вать (см. рис. 90 и 91).Влияние предварительного перегрева ска¬
зывается только на кинетике распада и пер¬
вой ступени и почти незаметно для проме¬
жуточного превращения.Влияние предварительного перегрева «а
кинетику распада аустенита в первой ступе¬
ни сохраняется при температурах вторично¬
го нагрева, на 100—150° превышающих
критическую точку Лс3, но исчезает при бо¬
лее высоких температурах в связи с рекри¬
сталлизацией аустенита, нарушающей ори¬
ентационную связь аустенита с исходной
структурой [43].Главное практическое значение этой за¬
висимости кинетики распада аустенита от
предварительной обработки связано с тем,
что продолжительность выдержки, необхо¬
димой для полного распада в первой сту¬
пени, определяющая режим изотермического
отжига, может в ряде случаев зависеть от
степени исходной крупнозернистости ста¬
ли, возникшей при отливке, ковке, штампов¬
ке, гомогенизации и т. д.Наконец, необходимо отметить, что,
рассматривая кинетику изотермического
превращения аустенита в чугунах, следу¬
ет учитывать ряд дополнительных момен¬
тов.1.	Состав аустенита никогда не соответ¬
ствует среднему составу чугуна, так как эле¬
менты, присутствующие в чугуне, лишь час¬
тично растворяются в аустените, а частично
входят в состав нерастворенных фаз: кар¬
бидов, графита, фосфидной эвтектики и
т. п. Изменение температуры нагрева чугу¬
на, хотя и приводит к перераспределению
элементов между фазами, но не в состоянии
обеспечить растворение всех фаз в аусте¬
ните.Как и в случае заэвтектоидных сталей, по¬
вышение температуры нагрева изменяет ус¬
тойчивость аустенита при субкритических
температурах не столько за счет увеличения
размера зерна, сколько в результате более
полного растворения карбидов, графита идругих фаз и связанного с этим изменения
состава аустенита.2.	При данных условиях нагрева благода¬
ря присутствию посторонних фаз всегда
имеются неоднородности состава получен¬
ного аустенита. Например, участки аусте¬
нита, прилегающие к графиту, содержат
меньше углерода, чем участки, контактиру¬
ющие с карбидами. Точно так же участки,
прилегающие к фосфидной эвтектике, содер¬
жат больше углерода, чем участки, соприка¬
сающиеся с графитом. В результате этого
распад аустенита при субкритических тем¬
пературах развивается неодновременно и
с различной скоростью в различных участ¬
ках его объема.3.	При распаде аустенита в условиях ма¬
лых степеней переохлаждения возможно об¬
разование графита, а также феррито-гра-
фитной смеси. Принципиально эти процессы
могут развиваться и при протекании прев¬
ращений в стали, однако тогда на них не об¬
ращают особого внимания, .поскольку они
протекают сравнительно медленно и наблю¬
даются очень редко. Для чугунов эти про¬
цессы имеют практическое значение, так
как под влиянием определенных элементов
(кремния, никеля и т. п.) и готовых зароды¬
шей образование графита и феррито-гра-
фитной смеси ускоряется и одновременно
интенсифицируется превращение в эвтекто-
идном интервале температур. При этом мо¬
гут образоваться весьма своеобразные
структуры и, в частности, участки свобод¬
ного феррита, которые возникают несмотря
на то, что средний состав аустенита, как
правило, заэвтектоидный. Образованию
феррита способствует увеличение содержа¬
ния кремния в чугуне, так как при этом со¬
став аустенита изменяется в сторону пони¬
жения содержания углерода.4.	ТЕРМОКИНЕТИЧЕСКИЕ
ДИАГРАММЫ РАСПАДА
ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТАПервоначально закономерности распада
переохлажденного аустенита изучали в
процессе охлаждения с различными скоро¬
стями. Полученные результаты обобщали в
виде диаграмм влияния скорости охлажде¬
ния на температуры превращения.Подобные исследования были связаны с
большими экспериментальными трудностя¬
ми, так как приходилось одновременно ре¬
гистрировать изменение температуры в про¬
цессе охлаждения, характер и полноту раз¬
вития превращения. Кроме того, 'расшиф¬
ровка экспериментальных данных не всегда
давала однозначные результаты, так как
не были еще известны особенности распада
аустенита при различных температурах.Этим и объясняется тот факт, что число
исследованных сталей было ограничено, а
получаемые диаграммы схематичны, а иног¬
да и ошибочны (например, диаграммы Пор-
тевена, Френча и др.).Только широкое применение изотермичес¬
кого метода исследования позволило изу¬
624ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОМ ОБРАБОТКИчить сущность процессов превращений в
различных температурных зонах, дать об¬
щую картину закономерностей распада пе-
реохлажденного аустенита, по-новому по-
дойти к толкованию процессов при непре-
рывном охлаждении и внести тем самым не¬
обходимые уточнения в ранее разработан¬
ные схемы [5].Важным дополнением к результатам изо¬
термических исследований являются диаг¬
раммы, иллюстрирующие влияние скорости
охлаждения на температурные условия, ха¬
рактер и полноту распада переохлажденно¬
го аустенита. Эти диаграммы дают возмож¬
ность описать превращения в процессе не¬
прерывного охлаждения и, в частности, бо¬
лее подробно разобраться в процессах, про¬
исходящих во время отжига или закалки.В последние годы исследователи снова
вернулись к изучению превращений аусте¬
нита во время непрерывного охлаждения.
С этой целью ставятся непосредственные,
более точные эксперименты, а также раз¬
рабатываются различные расчетные мето¬
ды. К сожалению, все расчетные методы
[1, 3, 11] основаны на ряде допущений и
предположений и не учитывают многих
особенностей распада переохлажденного
аустенита. Они дают общее представление
о характере влияния скорости охлаждения
на протекание превращения переохлажден¬
ного аустенита, однако получаемые коли¬
чественные данные требуют дополнитель¬
ной экспериментальной проверки и уточне¬
ния в каждом конкретном случае исследуе¬
мой стали.Методика подобных экспериментов и соот¬
ветствующая аппаратура мало разработаны.
При исследованиях используют обычные
оптические или рычажные дилатометры, ко¬
торые не приспособлены для изучения бы
стро протекающих процессов. Поэтому изу¬
чать можно только стали, переохлажденный
аустенит которых сравнительно высокоус¬
тойчив и можно применять сравнительно не¬
большие скорости охлаждения. Для изуче¬
ния же превращений мало устойчивого ау¬
стенита требуется специальная аппаратура,
которая еще не нашла широкого рас¬
пространения в практике лабораторной
работы.В настоящее время данные о кинетике
распада аустенита в процессе непрерывно¬
го охлаждения с различными скоростями ча¬
сто изображают в виде термокинетических
диаграмм, предложенных А. В. Лопатиным
и А. В. Прохоровым [4]*.При построении этих диаграмм изученные
кривые охлаждения наносят в координатах
температура — логарифм времени. На этих
кривых либо отмечают интервалы темпера¬
тур, в которых происходит превращение, ли¬бо наносят линии, соответствующие опреде¬
ленной степени распада аустенита.Если при построении термокинетических
диаграмм принять за начало охлаждения
момент перехода через критичекую точку,
то можно сравнить время пребывания стали
в субкритическом интервале температур в
процессе непрерывного охлаждения и про¬
должительность изотермической выдержки,
обеспечивающей аналогичную степень рас¬
пада аустенита. Иными словами, можно
сопоставить кинетику .распада аустенита в
процессе охлаждения с данными обычной
изотермической ди агр а м мы.Ниже на рис. 13—127, 128—163 приво¬
дятся кинетические и термокинетические ди¬
аграммы распада аустенита различных ста¬
лей— углеродистых и легированных.Рис. 13. Сталь 30 (0,29% С).
Нагрев 1000е (А. А. Попов)800100со 600
оtsooа 400
&S 300
£200100*	Много подобных диаграмм демонстриро¬
вал П. В. Романов на Ленинградской конферен¬
ции по проблемам конструкционной стали, про¬
ходившей в 1949 г. Часть из них опубликована в
Трудах Ярославской конференции по промежу¬
точному превращению и проблемам закалки в
горячих средах [32].СУА"Аз%'а+ФА---/>.—-ч\-А\►ач\\к))ИгVчМпч,•иэш3:1SS.Cjsft§!1ill27 §j СЭ3 g.4752* СМ 1ГЭСЭВремя, сексм 1ГЭОСЭ С) о
LTD ^Рис. 14. Сталь 35 (0.35V# С; 0,3% Мп). Нагрев
840°, зерно 2—3 (75%) и 7-8 (25%) [14]
Температура,6СДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИЙ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА	625Рис. 15. Сталь 40
(0,42% С; 0,61%
Мп).Нагрев 950° [15]
(добавлено поло¬
жение мартенсит-
ной точки)Н—I—М-1- 1- 1- -I- 1 1 11—М—К-I—Иг ьJ 2 5 8 15 30 6Dt 2 3 5 Ю t5 30 М 2 3 5 10 ?5 24.секундыминутыСекунды Минуты Часы СуткиРис. 16 Сталь 50 (0,53% С; 0,32% Мп;
0,23•/• Si; 0,03% Р и 0,04% S). Нагрев 900° [12]40	Металловедение (справочник), т. I700
600I 300
£ 200100Аз_1 1
-А л./Ъ —_Аи■С—*-лч-'АмitччVф+к/\)мЧЧч-1 -ч-ni.*_1<осзЭ-ill1О>*,11,1,--щ(1V)1202528333742475054Время, сея-сзса ©<5>
f;58Рис. 17. Сталь 50 (0,54Vo С и 0,46% Мп),
Нагрев 910°, зерно 7—8 [14]Твердость HRC
626ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИьоо700^ 600
е§. 500I'<эI
200
100
0КVKs11 п\Ж//Л1V////V/// 1\г..1	Рис. 18, Сталь 50Г (0,50% С и 0,91% Мп) [17]ю 101 10*
Время, секРис. 19. Сталь 60 (0,62% С)*
Нагрев 900° (А. А. Попов)Рис. 20 Сталь 65
(0,60% С и 0,27%
Мп). Нагрев 950°
Г16] (добавлено
положение мартен-
ситной точки)
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИИ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТАРис. 21. Сталь У8
(0,81 % С и 0,25°/о
Мп). Нагсев 850°
[15] (добавлено
положение ыар-
тенситной точки)-М—I I 1 I I II 1111 I -| ■ 1 II I I II II I II-12	5 8 1520304560 2 3 45 10 15 30 ШО 2 5 46 8/01520»секундыминутыСекундыВремя
Минуты ЧасыСутки40*Рис. 22. Сталь У9(0.9% С; 0^53% Мп; 0,21% Si;0,03% Р и 0,05% S). Нагрев S50° [13]Рис. 23. Сталь У9 (0,88°/о С).
Нагрев 780° (А. А. Попов)
Температура:628ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИ^	•oSjSSВремя,сек.Рис. 24. Сталь У9 (0,89% С; 0,29% Мп). Нагрев
885°, зерно 4—5 [14]800700«о*,600у|>5ДОО&Ю0с:1*3002001000„АА*|——“Ат.//Г/-/NV-ч£уф-tKL.J"V,Ф;+к'"S>VАч%-н_-•5:1-I*NСо_liL63Л;I—iIl2743454647606265о	^CNJ ^ОС^СЭ S? СЭ О о Cj Сэ Ci сь^csj LncsQ рсэсэсэсЁCM IT) С^Сэ О ^Время, сек.Рис. 25. Сталь У10 (1,10% С и 0.30% Мп),
Нагрев 910°, зерно 7—8 [14]Рис. 26, Сталь У10 (0,95% С и 0,29% Мп1. Нагрев 800° [15]
(добавлено положение мартенситной точки)Твердость HR С
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИЙ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУС1ЕНИТА	629Рис. 27, Сталь У10 (1,17% С).
Нагрев 980° (А. А. Попов)Рис. 28. Сталь У13 (1.3Q% С)
Нагрев 1100° (А. А. Попов)Рис.30. Сталь35Х(0,36%С; 0,25%Si;0,49%Мп; 1,54%Сг;3,21%. Ni). Нагрев 860°[35]ВремяСекунды Мамуты Часы СуткиРис. 29. Сталь У13 (1,26% С; 0,25% Мп;
0.20% Si: 0,04% Р и 0,05% S). Нагрев 1050° [12]; 2 5 8 15 30 60 23U5 1015 30 60 2 3Ь58!01524у	„	' '	v	' V.	v	*Секунды	Минуты	Часы
630ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИВремя, секбремя, сек.31 Сталь 35Г2 (0,35% С и 1,85% Мп), Рис. 32. Сталь 40Х (0,42% С и 0,зерно 7—2 [161зерно 6—7 [14]Сг),Количество распавшегося аустенита, %Рис. 33. Сталь 38ХА (0,38% С; 0 55% Мл;0,30% Si; 1,35% Сг; 0,028% Р и 0,026°/» S).Нагрев 900° Г8]Количество распавшегося аустенита, %Рис. 34. Сталь 45ХА (0,48% С; 0,61°/о Мп;
0,29%> Si; 0,97% Сг; 0.0!8®/о Р и 0,013%
S). Нагрев 900° Г81.
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИИРис. 35. Сталь 40ХФА (0,43% С; 0,74°/о Мп;
0,12% Сг и 0,16°/о V) Г171ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА	631Рис. 37. Сталь ЗОХМА (0,31% С; 0,24% Si;
0,67% Мп; 0,94°/о Сг; 0,24% Мо и 0,028%
Р). Нагрев 900° (В. Д. Садовский и А. Ф.
Карташева)Рис. 36. Сталь 40ХФА (0,36% С; 0.72% Мп;0,29% Si; 0,97% Сг и 0.30»/® VJ. Нагрев 880° [8]СмигэСэСЭ	ООО OC5CJ о от-см	О ОВремя, сек.	ч- CN и*5 сэРис. 38. Сталь 35ХМА (0,37% С; 0,77%Мп; 0,98°/о Сг и 0,21% Мо). Нагрев 840°,зерно 7—8 f 141
632ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИКоличество распавшегося аустенита,%Рис. 40. Сталь 35ХМА. Нагрев 900°
(В, Д. Садовский и Ал Ф. Карташева)Рис. 39. Сталь 35ХМА (0,35% С; 1,15е/# Сг;
0,23°/# Мо). Нагрев 880° \18].Рис. 41. Сталь 30ХГСА, (состав не ука¬
зан; приведена по данным Г. Н. Дуби¬
нина) Г20|Количество распавшегося аустенита; %Рис. 42. Сталь 38ХСА (0,36% С; 0,46% Мп;1,12% Si; 1.49%>Сг; 0,03«/о Р и 0,018% S).Нагрев 900° Г81
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИИ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА	63$Рис. 43. Сталь 37ХС (0,36% С: 0,45«/о Мп; 1.27% Si: 1.30% Сг: 0,023е/» Р и 0,03°/о S) [19]:
а — нагрев 900е; б — нагрев 1200еРис. 44. 'Сталь 37ХС (0,36в/ц С; 0,45«/о Мп;	Рис. 45. Сталь 20ХГСА (0,20°/« С; 0,95% Мп;1,19% Si и 1,65е/. Сг). Нагрев 880е, зерно 6	1,32% Si; 1,30°/о Сг; 0,34V® Ni; 0,023% Р и(Л. Е. Шевякира)	0,018% S).Нагрев 920® (В. Д. Садовский и А. Ф. Кар¬
ташева)
634ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ-и. -I—i-н I I—МИ II—Н-1—ь-ьй-н-:н+-
2 5 8 15 30 60 2 3 5 WiS 30 60 2 Ц 8 !52ЦСекундыМинутыЧасыРис. 46. Сталь 27СГ (0.29% С; 1.70% Мп; 1,17% Si;
0,13% Мо; 0,01% Сг и 0,10% Ni) [25]Рис. 47. Сталь 40НМ (0,36% С; 1.8% Ni
и 0,2% Мо) [16]Время, сек.Рис. 48. Сталь 40ХН (0,38°/
и 0,5% Сг). зерно 7-С; 1,3% Ni
5 [16]Рис. 49. Сталь 40ХНМА (0,38% С; 1,56% Сг; 1,45% Ni и 0,24% Мо).. Нагрев 870° [22]
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИИ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА	635О 20 Ш) 60 80 100
Количество распавшегося аустенита, %Рис. 50. Сталь 35ХГСА (0,38% С; 1,05% Мп;
1,50°/ Si; 1,21% Сг; 0,030% Р и 0,012% S).
Нагрев 900° [8]Количество распавшегося аустенита 0/,Рис. 52. Сталь 38ХГН (0,37% С;	0,92% Мп;0,17% Si; 0,85% Сг; 1,10% Ni; 0,06%	Мо; 0.024%
Р и 0,014% S). Нагрев 900° (В. Д. Садовский
и А. Ф. Карташева)Рис. 51. Сталь ЗОХГСА (0,29% С;	1,08% Мп;1,39% Si; 1,34% Сг; 0,38% Ni;	0,027% Ри 0,017% S). Нагрев 920° (В. Д.	Садовский
и А. Ф. Карташева)Количество распавшегося аустенита, %Рис. 53. Сталь 40ХН (0,39% С;	0,46% Мп;0,32% Si; 1,59°/о Сг; 1,58% Ni;	0,021% Р;0,010% S). Нагрев 900° (В. Д.	Садовский
и А. Ф. Карташева)
Гемперптура. 9С636ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИРис. 54 Сталь 37XH3A (0,34% С; 0,53%
Мп; 0,36% Si; 1,32% Сг; 3,50°/о Ni
и 0,016%> Р)Л Нагрев 900° [8]Рис. 55. Сталь 35ХГСА (0,36% С; 1,10% Мп;
1,27<»/9 Si; 1,45% Сг; 0,52% Ni; 0,030°/о Р;
0,01°/о S). Нагрев 920° (В. Д. Садовский и
А. Ф. Карташева)Рис. 56. Сталь
37XH3A (0,39% С;
1.49% Сг и 2,9°/о
Ni). Нагрев 850°
(добавлено по¬
ложение мартен-
ситной точки)
[15]
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИЙ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА637Рис. 57. Сталь 37XH3A (0,35% С; 1,50% Сг и 3,5% Ni). Нагрев 850е
[15] (добавлено положение мартенситной точки)Количество распавшегося аустенита,%Рис. 58. Сталь 35ХНМ (0,35% С; 0,62% Мп;
0,26% Si; 0.83% Сг; 1.37% Ni; 0,02% S; 0,025%
Р; 0,18% Мо). Предварительная закалка от
900°, отпуск 650°. Вторичный нагрев до 900°
Скорость нагрева 2°С/мин (В. Г. Горбач и
В. Д. Садовский)Количество рс спавшегося аустенита.%Рис. 59. Та же сталь, что на рис. 58, предва¬
рительная закалка от 1100°, отпуск 650°. Вто¬
ричный нагрев до 900°. Скорость нагрева
2°/мин (В Г, Горбач и В„ Д. Садовский)
Температура, “С638ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИКоличество распавшегося аустенита, *Рис. 60. Сталь ЗОХНЗА (0,30% С;	0,52%Мп; 0,35%> Si; 1.33% Сг; 3,45% Ni-	0,016°/оР и 0,009% S). Нагрев 900° (В. Д.’	Садов¬
ский и А. Ф. Карташева)Количество распавшегося
аустеиита7%Рис. 61. Сталь 40ХНМА (0,40% С;
0,61% Мп; 0,29% Si; 1,45«/о Сг;
1,46% Ni; 0.32% Мо; 0,027% Р и
0,041% S). Нагрев 900° (В. Д. Са¬
довский и А. Ф Карташева)600100600\^500%I ш\^ !
^ 300\200\W0ОАп—\r*t 'с/.>Гч.к.\А\й,1Х\—-ч(ИьПкАукционный А
■мной нагредЩое5iJUl1|11,],1Врем а. сек.Рис. 62. Сталь 40ХНМА (состав не указан)
1211Сплошные линии — обычный нагрев в печи;
пунктирные линии — индукционный нагревРис. 63. Сталь ЗЗХНЗМА (0,36% С; О,910/о Сг;2,80% Ni; 0,24<Vo Мо). Нагрев 880° 118]
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИИ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА639'Рис. 64. Сталь 18ХНМА, Нагрев 900° [81Количество распавшегося аустенита,%Рис. 65. Сталь ЗЗХНЗМА (0,36% С; 0,91*/® Сг;2,80% Ni и 0,24°/о Мо). Нагрев 1100° [181>i; U.yo'Vo ^г; о,i<rv/o ini; u,zu-/o
P и 0.18° о S) 1 1у]:
a — нагрев 900°; б — нагрев 1200°
640ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ•—М—и м 1II -4-т м—нн—1-4 и II 1 п12 5 8 15 вО 60 2 3 5 1015 30 60 2 3 58 15 АV	" v	^			/ Ч		Секунды	Минуты	ЧасыРис. 67. Сталь 38ХМЮА (состав не указан). Нагрев
950° [24]700
600
500
400
300
200-Ai■По—*	—Мц -Ш|шшsW$ЖшШ:ж:Мц0,5 /10 /00
Время, сен.1000 10000Рис, 68. Сталь 18ХНМА (0,17% С; 1 44% Сг*
4,4Vj N1; 0,5% Мо) [23]700600500§'§400IеМзоо2 00Рис. 69. Сталь типа 12Х2Н4А с повышен¬
ным содержанием углерода (0,76% С;
).36% Мп; 0.45°/о Si: К70°/о Сг и 3,96% Ni).
Нагрев 900° (В. Н. Садовский, Г Н. Бо¬
гачева и А. Ф Карташева)100\Со^60'15Xх/575"о 20 40 60 80
Количество распавшегося аустенита,
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИЙ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА641Рис. 70. Сталь
12ХНЗА (0,17°/#
С; 0,90% Сг;
3,38% Ni) (до¬
бавлено положе¬
ние мартенсит-
ной точки) [15]Н	1—I—ЬН-н—1—И l~t I—Hi—Ы МИМ»2 5 8 15 30 60. .2 3 5 1015 3060. 2 ЗЩ 15 2Ц.Секунды	минуты	ЧасыI 1—н-j 11 i 111 I i—(—н—h2 5 8 15 30 60. ,f
Секунды4 10 30 60m20Минуты4 1 Металловедение (справочник), /г. IчасыРис.71.Сталь12Х2Н4А(0,15«/оС:0,45%Мп;Э,20%St;1,54*/оСг; <1,03%Ni и-).03V.Мо). На-грев900°,зерно7-9 [161
642ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИКоличество распавшегося аустенита”/*Рис. 72. Сталь 38ХМЮА (0,37% С; 0,44% Мп;
0,30«/о Si; 1,56% Сг;- 0,92% А1-, 0*28% Мо и 0,30®/®
Ni). Нагрев 900° (В. Д. Садовский и А. Ф. Кар¬
ташева)Рис. 73. Сталь типа 12Х2Н4А (0,21% С; 0,38е/*
Мп; 0,34Vo Si; 1,47% Сг; 3,98% Ni). Нагрев
900° (В. Д. Садовский, Г. Н. Богачева и
А. Ф. Карташева)Рис. 74. Сталь типа 12Х2Н4А с повышенным
содержанием углерода (0,42% С; 0,44%> Мп;
0,47% Si: 1,38% Сг и 3,97®/* Ni). Нагрев
900* (В. Д. Садовский, Г Н Богачева и
А. Ф. Карташевз)Поличесшдо распавшегося аустенита, %Рис. 75. Сталь типа 12Х2Н4А (0.15% С; 0,40е/#
Мп; 0,34% Si; 1,04% Сг и 3,98е/* Ni). Нагрев
900° (В. Д. Садовский, Г. Н. Богачева и
А. Ф. Карташева)
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИИ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА643-М—f-J--4Hif^rrn-t 1—Ml -ч 1-11 II 111
J 2 S в 15 3060^2 3 5 10/5 JO 60^2 3 5/0152ЦСекунды	Минуты	Часы—h-Ч—II III 11 j 1 II I i 1 11 1 HUM ' I •J 2 6 8 15 во 60, } 3 3 J5 45 ..2 4 J ISMСекунды	минуты	часыРис. 76. Сталь типа 12Х2Н4А с повышенным содержанием углеро¬
да (0,89°/о С; 0,39°/о Мп; 0,19*/о Si; 1,58% Сг и 4,0% Nt)[16]:а — нагрев 800°; зерно 7—8; б — нагрев 1000°, зерно 6—841*
644ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИРис. 77. Сталь 20Х2Н4А (0.20V. С; 0.45% Мп; 0,27% Si; 1,50°/« Сг; 3,5V. Ni). Нагрев 900° [33]Рис. 78. Сталь 20Х2Н4А (см. рис. 77) после цементации. Нагрев 900е [33]Время, сек.	Количество распавшегося аустенита, %Рис. 79. Сталь 18ХГН4ВА (0,16V. С; 0,31V. Мп; 0,19% Si; 1,50% Сг; 4,30V. Ni и 0,80°/. W)до цементации. Нагрев 900е [33]
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИЙ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА645700§I200100Оi>1'Т5"1 \15^* 1545// у т>—нВ—	\3045"о 20 40 60 во 1Q0
Количество распавшегося аустенита. %
аРис. 80. Сталь 20Х2Н4А (см., рис. 82) после цементации:
а — нагрев 780е; б— нагрев 900еРис. 81, Сталь типа 12Х2Н4А с повышенным
содержанием углерода (0,52°/* С; 0,43% Мп;
0,38°/о Si; 1,41 Сг; 4,28% Ni). Нагрев 900°
(В. Д. Садовский, Г. Н. Богачева и А. Ф.
Карташева)Рис. 82 Сталь 20Х2Н4А (0,18% С; 0,33% Мп;
0,26%> Si; 1,40®/# Сг; 3,35% Ni). Нагрев 900°
(В, Д. Садовский и К. К. Некилелова)
646ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИИ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА	647Количество распавшегося аустенита, %Рис. 86. Сталь 18ХГН4ВА. Нагрев 900°
(В. Д. Садовский и К. К. Некипелова)Количество распавшегося аустенита, %
аКоличество распавшегося аустенита, %Рис. 87. Сталь типа 18Х£Н4ВА с повышен¬
ным содержанием углерода (0,83°/о С; 0,45%
Мп; 0,30°/о Si; 1,56% Сг; 4,12°/d Ni и 1,03°/о
W). Нагрев 800° [301600'500-I1*3; зоо200wo7_ .Ш'\lSl5“О	20 40 60 80 100
КолииестВо распабшегоса аустенита. %
ftРис. 88. Сталь 18ХГН4ВА (см. рис. 86)
после цементации:
а — нагрев 780°; б — нагрев 000°
648ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИРис. 89. Сталь 40X12 (0,42% С; 0.23% Мп; 0,32е/#
Si; 12,22% Сг; 0,17% Ni; 0,02®/» S; 0,027% Р), пред¬
варительная закалка от 1000° и отпуск 650°. Вто¬
ричный нагрев до 1000°, скорость нагрева
0,25° С/мин (В, Г. Горбач и В, Д. Садовский)О	20 ЬО 60 60 ЮОКоличество распавшегося ас/стет/ла, 7.Рис. 90. Та же сталь, что на рис. 89. Предвари-
телыде 8«кадке от 1300°» отпуск 650°. Вторичный
аагрсв до 1009°, скорость нагрева 0,25° С/мин
{В, Г. Герб*” 1 В. Д. Садовский)Рис. 91. Та же сталь, что на рис. 89. Пред¬
варительная закалка от 1300°, отпуск 650°.
Вторичный нагрев до 1000% Скорость нагрева
135е С/мин (В, Г* Горбач и Е.» Д.: Садовский)Рис, 92. Сталь 65 (0,64®/# С и 0,68% Мп) [17]
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИИ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА649800
700
600
Ь* 500
| 400f 300
ч
£200tooО\р+ф+КЧ<Р+Н\Ч36455152
3944505459616310s10 Ю2 10s 10ч
Время, сек.Рис. 34. Сталь 75 (0,79% С и 0,76% Мп) [17]$0
I§. 400
!ьЛ1У1\чч\ччЧч\9i(2JVЧ\ч'-Мн--\-\оVo!н1<11vil1_J±Uг -«птВремя, сен	^ см ^ ^нитъ, %Рис, 95. Сталь §5С2 Г211Рис. 96. Сталь 60С2. Нагрев 880° [8]твердость HRC
650ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИРис. 97. Сталь 60С2 (0,57% С; 0,67% Мп; 1 73%
Si; 0,13°/о Сг). Нагрев 860° (А. А. Попов)Рис. 98. Сталь 70СЗ (0,68% С; 0,65% Мп; 2,73% Si),
Нагрев 900° (А. А. Попов)Рис. 99. Сталь ЭИ 142 (0,69% С; 0,55% Мп;1,60% Si; 0,019% Р и 0,009% S). Нагрев860° Г81Количество распавшегося аустенита, %Рис. 100. Сталь 70СЗ (0,69% С; 0,67% Мп; 2,57°/о
Si; 0,028% Р и 0,035% S). Нагрев 950° (В. Д. Са
довский и А. Ф. Карташева)
Температура ,*G ^ Температура ,*СДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИИ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА651количество распавшегося аустенита, %
г. 10L Сталь 50ХФА. Нагрев 880° [8]Рис. 102. Сталь 9Х
(0,95% С; 0,31% Мп;
0,35^' Si; 1,56% Сг;
0,25% Ni; 0,025% Р и
0.024% S). Нагрев 850°
(после отжига на зер¬
нистый перлит) (Г. Н.
Богачева)Ноличество распавшегася аустенитatВремя, семаКоличество распавшегося
аустенита,%6Рис. 103. Сталь 9Х (см. рис. 102). Нагрев 850° (после нормализации от 900° на пластин¬
чатый перлит) (Г. Н. Богачева)
652ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИРис. 106. Сталь ШХ15 (1,02% С; 0,36V# Мп; 0,33% Si; 0,20е/» N1; 1.41*/« Сг)i [16]:
о — нагрев 840°, зерно 9; б — нагрев до растворения избыточных карбидовТОердость HRC
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИИ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА653количество распадшееося аустенита; X
а вРис. 107. Сталь ШХ15 (0,99% С; 0,25»/. Мп; 0.25% SI; 1-45*/. Сг; 0,18*/. Ni;0,017V« Р и 0,010»/. S)(В, Д« Садовский в А. Ф. Карташева):
а — нагрев 850е, б — нагрев 1100е600
700
600
«Ч300
| 400II 300
£200100Л////)f\1\\МнжГ)*\чч1	Lч.111ё66 ШКоличество распавшегося аустенита, "Рис. 108. Сталь 9ХС (1,06®/» С; 0,27%	Мп; 1,36%S1; 1,68°/о Сг; 0,15% Ni; 0.018*/, Р	и 0,011%S). Нагрев 860° (В. Д. Садовский	и А, Ф,
Карташева)Время, сен.Рис. 109. Сталь ХВГ (0,85% С; 1,18®/* Мп; 0,26%Si; 0,50% Сг; 0,44% W). Нагрев 790° [24]
654ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ12 5 в 15 30 60 2 ЗЬ5 10 15 30 60 2 3U581015Zb-v	/v-СекундыМинутыЧашРис. 110. Сталь Х12 (2.02% С; 0,39°/» Мп; 12,39% Сг),
Нагрев 970° [401800700600,500
$&
£300е
200100о/**"»—■<-чс/«о*!&'0%1-iid-LX11<.{<12тс:жМ1Юi,c&l®sj ^ ^Время, сен.Рис. 111. Сталь Х12МФ (1,55% С; 0,27*/о Мп;0,45% Si; 11,34% Сг; 0,53% Мо и 0,24% V)*Нагрев 980° [24]Рис. 112. Сталь Р9 Г211
Температура,ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИЙ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА	655600
^ 500400200/00/Ук /5'30*зоЖ' бО'ЗО*г’зо"/'30^5'30"о 20 40 60 80 /00
количество распавшегося аустенита, %
дКоличество раславшееосз аустенита, %
8Рис. 113. Сталь Р18 (В* Д.: Садовский и А. Ф. Карташева):
а — нагрев 900е; б — нагрев 1100°; в — нагрев 1280°
656ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИю ю2Время, сек800100^600I т
I^300
200100О%20% -
60% .
90 % :3t":¥шl=6s.r‘e!ii5iEsES:i:5=ii«iш jnnijjjsLnini?—1	2 4 61020 45боГь 610 20 456024 610 20 4560
секунды	минуты	часыВремяРис. 114. Сталь Р18. Нагрев 1280°
(А. А. Попов)Рис. 115. Сталь Р18 (0,72е/# С; 0,27®/. Мп; 0,39»/#ы, 4,09% Сг; 18,59°/о W и i,25% V). Нагрев 1290°
[14]Рис. 116. Сталь 5ХНМ (0,55е/. С; 0,87е/. Сг; 1,18% N1; 0,77е/. Мп; 0,23е/о Мо и 0.30% Si)<Нагрев 870-880° [341
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИИ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА657Рис. 117. Сталь 5ХНМ (0,58% С;
0,52% Мп; 0.38е/о Si; 0,58«/е Сг;
1,58% Ni; 0,20°/о Мо; 0,020% Р и
0,010V* S). Нагрев 850° (В. Д. Са¬
довский и А. Ф. Карташева)Яоличес/пво распаёи/ееося аустенита, %Рис. 118. Сталь 5ХГМ (0,57в/« С; 1,20°/о Мп; 0,46V® Si;
0,76% Сг; 0,35% Ni; 0,23°/о Мо; 0,021% Р и 0,009°/е S)«
Нагрев 850° (В. Д. Садовский и А« Ф« Карташева)Рис. 119. Сталь 5ХГМ (0,59®/* С; 0,85% Сг; l,OVo Ni; 1,42V* Мп; 0,16*/* Мо и 0,41% Si),Нагрев 850° [34]42	Металловедение (справочник), т. I
658ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИРис. 120. Сталь ЗХ2В8 (0,34V. С; 0,38% Мп;
0,31 ®/о Si; 2,86% Сг; 8,12V* W и 0,17V* V),
Нагрев 1150е (А. А, Попов)Рис. 121. Сталь ЗХ2В8 (0.28% С; 3,26%
Сг; 9,00е/* W и 0,25% V), Нагрев 1150° [26JВ00700600&500I|4ЯНI^ дОО
2 00
100
010 Ю2 103 /о4
Время, семЮ5800
700
600
. т§ V'OOI§300уй? 200
W0о... I ниш' г гх*.
Начало offpasooi
qjeppuma\ Ji1аниз70%>98%/ 10 Ю2 10*Время секЮ1* 10sРис. 122. Сталь 7X3 (0.68Ve С; 0,5V* Siи 3,49% Сг). Нагр&в 950° (А. А. Попов)Рис. 123. Чугун заэвтектический нелегиро¬
ванный (3,85% С; 2,76% Si; 0,65е/* Мп;
0,54®/* Р). Нагрев 850—860° [27]
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИИ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА659Время, се кРис. 124. Чугун доэвтектический (2,90%
Г,\ 1,20°/о Mn; 1,90V* Si; 0.38е/* Р; 0.2% Сг
и 0,2% Ni), Нагрев 850-860° [27]Рис. 125. Чугун доэвтектический с повы¬
шенным содержанием хрома (2,95°/о С;
1,90% Si; 1,10V# Mn; 0,30% Р; 0,45% Сг и
0,2е/* Ni). Нагрев 850-860° [27]Рис. 126. Чугун, легированный хромом и
никелем (2,98®/* С; 1,80% Si; 0,92% Мп;
0,45% Сг и 1,10е/* Ni), Нагрев 850-860° [27]Рис. 127. Чугун доэвтектический, легиро¬
ванный хромом, никелем и молибденом
(2,87% С; 1,95% Si; 0,83% Мп; 0,35% Р;
0,40°/® Сг; 1,09% Ni и 0.40% Мо). Нагрев
850—860® Ш42*
■660ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИЯ* 670°12 5 6 15 30 60 23*51015 3060 23U5dW52kСщндыМинутыи.пг.ь-Рис. 128. Термокинетическая диаграмма превращений аустенита в стали
типа 15 (0,13% С; 0,26°/о Si; 0,56% Мп; 0,07°/о Сг; 0.05% Ni; 0,01% Мо,
0,20% Сг). Нагрев 920°. выд. 5 мин. [35].Цифры, стоящие около места пересечения кривых охлаждения с ли¬
ниями термокинетической диаграммы, указывают количество образовав¬
шегося феррита, перлита или продуктов превращения по типу второй
ступени, выраженное в процентах к исходному объему аустенита. Циф¬
ры, стоящие в кружках, расположенных в конце кривых охлаждения,
указывают твердость стали в единицах Бринеля или Роквелла после
охлаждения до комнатной аемпературыРис. 130. Термокинетическая
диаграмма превращений ау¬
стенита в стали 45 (0,43% С;
0,24% Si; Q,68% Мп; 0,13% Сг;
0.25% Ni). Нагрев 850°, вы¬
держка 5 мин. Кривые ох¬
лаждения нанесены начиная
с 800° [37]/ 2 5 в 15 3060 2345 1015-30 60 23^5510152*СепцндыМинутыЧасыРис. 129. Термокинетическая диаграмма превра¬
щений аустенита в стали типа 45 (0,45% С; 0,35%
S1; 0,65°/в Мп). Нагрев 880°, вид. 3 мин. [36].
Условные обозначения см. в подписи к рис. 128.Рис. 131. Термокинетическая диаграмма превра¬
щений аустенита в стали У8 (0,78% С). Нагрев
850°, выдержка 5 мин. Кривые охлаждения на¬
несены начиная с 70Q° [37]
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИИ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА	661Рис. 132. Термокинетическая диаграмма пре¬
вращений аустенита в стали У8А. Нагрев 850°,
выдержка 5 мин. Кривые охлаждения нане¬
сены начиная с 700° [38]0.1 1,0 10 10г 10} 10* 10sВремя, сен.Рис. 134. Термокинетическая диаграмма превра¬
щений аустенита в стали У12 (1,17% С; 0.23®/«
Si; 0,17°/« Мп). Нагрев 850°, выд. 5 мин. Кривые
охлаждения нанесены начиная с 800° [37]Рис. 133. Термокинетическая диаграмма пре¬
вращений аустенита в стали У10А. Нагрев
850°, выдержка 5 мин< Кривые охлаждения
нанесены начиная с 800е [38]Рис. 135. Термокинетическая диаграмма превра¬
щений аустенита в стали 13Н2 (0,15% С; 0,30°/»
Si; 0,27°/о Мп; 1,85% Ni). Нагрев 850е, выдержка
5 мин. Кривые охлаждения нанесены начиная с
800е [37]
662ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ12 5 8 1530 60 234510153060 23456101520
Секунды Минуты ЧасыРис. 136. Термокинетическая диаграмма превра¬
щений аустенита в стали типа 20Г (0,1!>% С;
0,42 •/• Si; 1,20% Мп; 0,08е/» Сг; 0.06% Ni; 0,20%
Си). Нагрев 900°, 5 мин. [35]. Условные обозна¬
чения см. в подписи к рис. 128Я3 820*1 2 5 в 153060 2 31*51015 30 60 2345810152kСекунды	Минуты ЧасыРис. 137. Термокинетическая диаграмма превра¬
щений аустенита в стали типа 20ХМ (0,23% С;
0,25% Si; 0,64°/о Мп; 0,97% Сг; 0,33е/# Ni; 0,33% Мо;
0,16*/* Си). Нагрев 875°, выд. 10 мин. [35]. Услов¬
ные обозначения' см. в подписи к рис. 128.1 2 5 в 15 3060 2345 101530 60 23458101524Секунды	Минуты ЧасыРис. 138. Термокинетическая диаграмма превра¬
щений аустенита в стали типа 20ГНД (0.20°/о С;
0,38% Si; 1.20е/о Мп; 0,06®/о Сг; 0.55% Ni; 0,97%
Си). Нагрев 870°, выд. 8 мин. [35]. Условные обо¬
значения см. в подписи к рис. 128.1 2 5 в 15 3060 234510153060 23458101524Секунды	Минуты часыРис. 139. Гермокинетическая диаграмма превра¬
щений аустенита в стали типа 20ГНДМ (0.19°/о
С; 0.38% Si; 1,12°/о Мп; 0.28% Сг; 0.79е/о Ni; 0,27°/«
Мо; 0,98% Си). Нагрев 870°, выдержка 5 мин.
[35]. Условные обозначения см. в подписи
к рис. 128.
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИИ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА	66312 5 6 1530 60 2345 Ю15 3060 23ШЮШСекунды	Минуты ЧасыРис. 140. Термокинетическая диаграмма пре¬
вращений аустенита в стали типа 35Х (0,36%
С; 0.25°/о Si; 0,49°/о Мп; 1,54% Сг; 0,21е/. Ni;
0,16% Си). Нагрев 860°, ввдержка 10 мин.
[35]. Условные обозначения см* в подписи
к рис. 128*Рис. 141. Термокинетическая диаграмма превра¬
щений аустенита в стали 40Х (0,43% С; 0.29% Si;
0,69% Мп; 1,68% Сг; 0,25% Ni). Нагрев 850°, вы¬
держка 5 мин. Кривые охлаждения нанесены на¬
чиная с 800е [37]0,1 1.0 ю 10г 10* 10* 10sВленя, сек.Рис. 142. Термокинетическая диаграмма превра¬
щений аустенита в стали 45Н (0,43% С; 0,36% Si;
0,75% Мп; 0,09% Сг; 1,15% Ni).. Нагрев 850°, вы¬
держка 5 мин. Кривые охлаждения нанесены на¬
чиная с 800° [37]Время, се к.Рис. 143. Термокинетйческая диаграмма превраще¬
ний аустенита в стали 35ХМ (0,33% С; 0.23% Si;
0,60% Мп; 0,99% Сг; 0,25% Ni; 0,27% Мо). Нагрев
850°, выдержка 5 мин. Кривые охлаждения на¬
несены начиная с 800° [37]
664ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИРис. 144. Термокинетическая диаграмма превра¬
щений аустенита в стали 35ХВ (0,34% С; 0,32% Si;
0,66% Мп; 0,99% Сг; 0,28% Ni; 0,34% W). Нагрев
850°, выдержка 5 мин. Кривые охлаждения на¬
несены начиная с 800° [37JРис. 145. Термокинетическая диаграмма превра¬
щений аустенита в стали 35НВ (0,36% С; 0 39%
Si; 0,68% Мп; 1,06% Ni; 0,68%. W). Нагрев 850°,
выдержка 5 мин. Кривые охлаждения нанесены
начиная с 800° [37]Рис. 146. Термокинетическая диаграмма превра¬
щений аустенита в стали 40ХН (0,40% С;
0,27% Si; 0,63% Сг; 0,66% Мп; 0,99% Ni). Нагаев
850°, выдержка 5 мин. Кривые охлаждения на¬
несены начиная с 800° [37]Рис. 147. Термокинетическая диаграмма превра¬
щений аустенита в стали 45Г2 (0,45% С;
0,27% Si; 1,72% Мп; 0,10% Сг;. 0,13% Ni). На¬
грев 850°, выдержка 5 мин. Кривые охлаждения
нанесены начиная с 800° [37]
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИИ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА66512 5 8 15 30 60 2 345 1015 30 60 £ 3 458'ЮШ
Сепунды	Минуты к'асыРис. 148. Термокинетическая диаграмма пре-
вргчнени*	г-тонита r стали типа 45Г2(0,43°/о С; 0,28e/t Si; 1,67 Мп; 0,23% Сг;
0,11% Ni). Нагрев 870°, выдержка 8 мин. [35].
Условные обозначения см.в подписи к рис.
128.1 2 5 8 15 3060 2 345 1015 30 00 23 *58101524Секунды	Минуты ЧасыРис. 149. Термокинетическая диаграмма пре¬
вращений аустенита в стали типа 45ХГ
(0,45% С; 0,35% Si; 1,04% Мп; 1,22% Сг;.
0,05% Мо; 0,05% Ni; 0,16% _Cu). Нагрев 880%
выдержка 5 мин. [35]. Условные обозначения1
см, в подписи к рис, 128«1 2 5 8 15 3060 2 345 10153060 2 3458101524Секунды	Минуты ЧасыРис. 150. Термокинетическая диаграмма пре¬
вращений аустенита в стали типа 55ХГ
(0,55% С; 0.22% Si; 0.98% Мп; 1,02% Сг;
0,01% Ni; 0,07% Си). Нагрев 880°, выдержка5 мин. [35]. Условные обозначения см. в под¬
писи к рис. 128,Время, сен.Рис. 151. Термокинетическая диаграмма превра¬
щений аустенита в стали 50ХФА (0,52% С;
0,26% Si; 0,45% Мп; 1,90% Сг; 0,14% Ni; 0,15% V).
Нагрев 850°, выдержка 5 мин. Кривые охлаждения,
нанесены начиная с 800° [37]
€66ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ0,1 1,0 10 ю2 го3	w5Время, селРис. 152. Термокинетическая диаграмма превра¬
щений аустенита в стали ЗОХГСА. Нагрев 850°,
«выдержка 5 мин. Кривые охлаждения нанесены
начиная с 800° [371Рис. 153. Термокинетическая диаграмма превраще¬
ний аустенита в стали 38ХМЮА. При непрерыв¬
ном охлаждении. Нагрев 950° [28]Рис. 154. Термокинетическая диаграмма превраще¬
ний аустенита в стали 38ХМЮА (0,39% С; 0,29%
Мп; 1,37% Сг; 0,17% Ni; 0.25% Мо; 0,96% А1). На¬
грев 950°, выдержка 5 мин. Кривые охлаждения
нанесены начиная с 800° [37]Время, се п.1 2 5 8 1530 60 2 31*5 1015 30 60 2 ЗШЮ№Секунды'МинутыЧасыРис. 155. Термокинетическая диаграмма пре¬
вращений аустенита в стали 38ХМЮА [32]
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИИ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА6S7Рис. 156. Термокинетическая диаграмма пре¬
вращений аустенита в стали 40ХНМА при не¬
прерывном охлаждении. Нагрев 860° [28]Время, сек.12 5 3 15 30 50 2 3U5 10153060 23^5310152^Секунды	Минуты ЧасыРис. 157. Термокинетическая диаграмма пре¬
вращений аустенита в стали 40ХНМ (0,37% С;0,25% Si; 0,52% Мп; 1,50% Сг; 1,54% Ni;0,19% Мо; 0,17% Си). Выплавлена с добавкой
алюминия 0,3 кг/т [39]1 2 5 6 15 3060 231*51015 3060 23 WW152kСекунды	Минуты ЧасыРис. 158. Термокинетическая диаграмма пре¬
вращений аустенита в стали 40ХНМ (0.35% С;
D,28% Si;0,49% Мп; 1,46е/* Сг; 1,50% Ni;
0,20% Мо; 0,20% Си). Выплавлена без добавки
алюминия [39]700600^ 500
|«
1* 300200
10010 ГО2 ю3 70й 105
время,сеп.Рис. 159. Термокинетическая диаграмма ripe
вращений аустенита в стали ЗЗХНЗМА при
непрерывном охлаждении. Нагрев 860° [28]
Температура. V Температуре. °С668ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИСекунды	Минуты ЧасыРис. 160. Термокинетическая диаграмма пре¬
вращений аустенита в стали ХГ (1,40% С;
0,27% Si: 0,56% Мп; 1,49»/* Сг). Нагрев 850
[38]12 5 8 15 3060 2 3651015 30 60 2 ЗШЮШ
Секунды	Минуты ЧасыРис. 161. Термокинетическая диаграмма пре¬
вращений аустенита в стали ШХ15СГ (0,99% С;
0,55% Si; 1,0% Мп; 1,45% Сг; Нагрев 850° [38>Рис. 162. Термокицетическая диаграмма пре¬
вращений аустенита в стали ХВГ (0,90% С;
0,30% Si; 0,90% Мп; 0,99% Сг; 1,4% W). Нагрев
850° [38]Рис. 163. Термокинетическая диаграмма пре¬
вращений аустенита в стали 9Х2В (0,85% С;
0,30% Si; 0,28% Мп; 1.88% Сг; 0.32% W). На¬
грев 850е [38]
ДИАГРАММЫ КИНЕТИКИ ПРЕВРАЩЕНИИ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА	669На рис. 13—29 приведены кинетические
диаграммы изотермических превращений
аустенита для углеродистых конструкци¬
онных и инструментальных сталей, на рис.
30—91—для конструкционных легированных
сталей; на рис. 92—101—для нескольких
пружинных сталей; на рис. 102—115 — для
инструментальных легированных сталей; на
рис. 116—122 — для нескольких штамповыхсталей; на рис. 123—12*7—для чугун-о-в; на
рис. 128—163 — для некоторых конструкци¬
онных и инструментальных углеродистых к
легированных сталей.Эти диаграммы, как уже указывалось вы¬
ше, необходимы для построения рациональ¬
ных режимов термической обработки стали
и чугуна, а также и для создания новых не¬
обходимых для техники сталей.ЛИТЕРАТУРА1.	С, С. Штейнберг. Металлург, 1938, № 1.2.	С. С. Ш т е й н б е р г.* Труды Уральского ин¬
дустриального института, вып. 4, 1937; вып. 8,1938.3.	Л. Е. Ш е в я к и н а. Сб. «Фазовые превра¬
щения в железоуглеродистых сплавах», Машгиз,
1950.4.	А. В. Прохоров и А, В. Лопатин.
Сталь. 1941 № 11 — 12.5.	А. А. Попов. Сб. «Фазовые превращения в
железоуглеродистых сплавах», Машгиз, 1950.6.	G. U е I t) а г t el М. К a v е г у. Revue de
Metallurgie, v. 46. 1949. № 6 и /.7.	E. С. Да вен г орт и Е. К. Бейн. Реф.
Советская металлургия. 1938, № 4.8.	В. Д. Садовский. Превращения, переох¬
лажденного аустенита (атлас диаграмм). Метал¬
лургиздат, 1947.9.	С. С. Ш т е й н б е р г и А. А. Попов. Тру¬
ды Уральского индустриального института им.
С. М. Кирова, вып. 8, 1938.10.	В. Д. Садовский. Труды Института ме¬
таллофизики и металлургии УФАН СССР, вып 3,
1947.'11. R. A. Grange а. А. М* Kiefer. Trans,
ASM 1941 № 3.12.	.А Й. С т регул и н, Труды УФАН СССР,
вып. 9, 1937.13.	А. И. С т n е г v л и н и С С. Штейн-
«ер г. Труды УФАН СССР, вып. 10, 1941.14„ Н. Ф< Болховитинов, Металловедение
и термическая обработка, Машгиз, 1947.15.	И. Л. М и р к и н и А. Н. Резанов. Труды
Московского института стали, вып. 7, 1935.16.	Е. S. Davenport. Trans, ASM, v. 27.1939,	Ns 3, p. 837—886. Реф. Металлург, 1940, № 9.17.	D. К. В u 1 I e n s. Steel ard its Heat Treat¬
ment, v. Ia, III, New York, 1948.18.	А. А. Попов и H. П, Н а г о р н о в. Сб.
«Проблемы конструкционной стали», Машгиз,1949.19.	В. Д. Садовский, Г, Н. Богачева,
М. П. Браун. Сб. «Проблемы конструкционной
стали», Машгиз, 1949.20.	С. М. Вин аров. Авиационные
Оборонгиз, 1945.21.	Н. Ф. Болховитинов. Металловедение
и термическая обработка, Машгиз, 1952,22.	А. А. Попов. Сб. «Проблемы конструкци¬
онной стали», Машгиз, 1949.23.	А. П. Гуляев и Дьяконова. Энцикло¬
педический справочник «Машиностроение», т. '3,
Машгиз, 1946.24.	И. Е. Б р а й н и н. Сталь, 1945, № 2—3.25.	R. М. Parke a. A. J. Н е г z i g. Metals a.
Alloys, 1940, 1.26.	Materials and Methods, v'. 24, 1946, № 1.27.	В. Ф. С e н к e в и ч. Сб. «Фазовые превра¬
щения в железоуглеродистых сплавах», Машгиз,1950.28.	А. А. П о п о в и Л В. Миронов. Сб.
«Техническая обработка металлов», Машгиз, 1952.29.	Д. III. Фролов и А. Н. Ми р з а. Ме¬
талловедение и обработка металлов, 1957, № 9.30.	В. Д. Садовский, Н, П. Ч у п р а к о-
в а, П. Е. Воронов. Сб. «Термическая обра¬
ботка металлов», Машгиз, 1952.31.	А. А. Попов. Труды НТО черной метал¬
лургии, т. III, Металлургиздат, 1956.32.	П. В. Романов. Материалы научно-тех¬
нической конференции по проблемам закалки в
горячих средах и промежуточному превращению
аустенита, Ярославль, 1957.33.	А. А. Попов. Проблемы металловедения и
термической обработки, Машгиз, 1956.34.	А. А. Попов, В. С.. С а г а р а д з е,
С. Е. X о р з о в, Е. Ф. Вострикова. Труды
Уральского политехнического института им.
С М. Кирова, Сб. 46, Металлургиздат, 1954.35.	F. W е v е г u. A. Rose. Stahl и. Eisen,
Bd. 74, 1954, № 12.36.	Материалы Лейпцигской конференции 1957 г.
Металловедение и обработка металлов, 1957,
N2 10.37.	Р. Ш. Шкляр и А. А. Попов. Проблемы
металловедения и термической обработки, Машгиз,
1956.38.	Р. Ш. Шкляр, А. А. Попов, В. И. К о-
н о в а л о в. Труды Уральского политехнического
института им, Сч М. Кирова, Сб. 68, Металлург¬
издат, 1958.39.	Р. П. Радченко. Материалы научно-
технической конференции по проблемам закалки
в горячих средах и промежуточному превращению
аустенита, Ярославль, 1957.40.	К. Ebner u. Н. К г a i п е г. Archiv Eisen-
hiittenwesen Bd. 24, 1953, S. 331—351.41.	В. Д. Садовский. Труды Института фи¬
зики металлов Уральского филиала АН СССР,
вып* 17, 1956.42.	В. Г. Горбач и В. Д, Садовский.
Труды Института физики металлов УФАН
СССР, вып. 20, 1958.43.	В. Д. Садовский, К. А, Малышев и
Б. Г. Сазонов. Превращения при нагреве
стали, Металлургиздат, 1954.
670ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИГЛАВА 35МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ1.	ВВЕДЕНИЕМартенси ным называют превра¬
щение аустенита, в результате которого об¬
разуется мартенсит, являющийся основной
структурной составляющей закаленной ста¬
ли и определяющий ее свойства. Превраще¬
ние аустенита в мартенсит (А-*~М) имеет
ряд особенностей, резко отличающих его от
всех других превращений в твердом состоя¬
нии. Эти особенности впервые были обнару¬
жены на стали. В дальнейшем оказалось,
что превращения, обладающие характерны¬
ми чертами А ->■ М-превращения, наблюда¬
ются во многих металлах и сплавах и пред¬
ставляют один из главных видов превраще¬
ний в области температур, в которой про¬
цессы диффузии и самодиффузии протекают
медленно.Основной признак мартенситного превра¬
щения, определяющий вс-е другие его особен¬
ности,— своеобразный механизм образова¬
ния кристаллов новой фазы. Этот механизм
заключается в кооперативном и закономер¬
ном перемещении атомов, при котором они
смещаются относительно друг друга на рас¬
стояния, не превышающие междуатомные; в
результате перестройки атомов получается
макроскопический сдвиг (изменение формы
превращенного объема в виде макроскопи¬
ческого сдвига). Внешним признаком такого
механизма является рельеф на полированной
поверхности, образующийся в результате
превращения. Кооперативность, т. е. взаимо¬
связанность и упорядоченность атомных пе¬
ремещений при перестройке, обусловливает
возможность превращения при низких тем¬
пературах, при которых диффузионные пе¬
ремещения атомов весьма редки. Упорядо¬
ченность атомных перемещений объясняет и
тормозящее влияние, которое оказывает на
зарождение и рост кристаллов мартенсит-
ной фазы возникновение больших наруше¬
ний в правильности строения исходной фа¬
зы.Сдвиговой характер перестройки решетки
приводит к возникновению значительных
упругих деформаций в процессе роста кри¬
сталлов мартенсита, обусловливает большое
влияние напряжений на кинетику мартен-
ситных превращений и ряд других особен¬
ностей.Механизм образования кристаллов новой
фазы определяет, по-видимому, и ограничен¬
ность изотермического протекания превра¬
щения, обусловливающую распространение
Превращения на область температур, что
является одной из главных особенностей
мартенситных превращений.Большой интерес, который с давних пор
проявляют металлурги к вопросу о приро¬
де превращения аустенита в мартенсит, вы¬
зывается, с одной стороны, тем, что с нимсвязана проблема закалки стали, а с дру¬
гой— необычным характером этого превра¬
щения. Высказывались мнения, что особый
характер превращения в значительной мере
обусловливает большую твердость закален¬
ной стали.Уже в начале настоящего столетия была
известно, что увеличение скорости охлажде¬
ния приводит не к увеличению количества
непревращенного аустенита, а, наоборот,,
к его уменьшению: закалка в воде дает
большее количество мартенсита в закален¬
ной стали по сравнению с закалкой в мас¬
ле. Необычным было и то, что остаточный
аустенит, сохраняющийся неизменным дол¬
гое время при комнатной температуре, пре¬
терпевает превращение в мартенсит при ох¬
лаждении до температуры жидкого воздуха..Важным этапом в развитии исследований
закалки стали было изучение характера кри¬
вых охлаждения [11 и установление (в кон¬
це первого двадцатилетия) того факта, что*
м.артенситное превращение протекает при-
температурах значительно ниже эвтектоид-
ной точки. Результаты рентгенографических
исследований кристаллической структуры
мартенсита [2, 31 утвердили в двадцатых го¬
дах представление о мартенсите, как о пере¬
сыщенном твердом растворе углерода в
a-железе. Было показано, что процесс пре¬
вращения аустенита в мартенсит происхо¬
дит без распада твердого раствора и заклю¬
чается лишь в изменении решетки твердого*
раствора [4]. В эти же годы была установле¬
на большая роль напряжений в протекании
превращения аустенита в мартенсит и об¬
наружена аналогия в характере образова¬
ния кристаллов мартенсита и деформацион¬
ных двойников [5—7]. Обнаружение и опре¬
деление закономерной ориентировки решет¬
ки мартенсита по отношению к решетке ис¬
ходного аустенита [8, 91 создали основу
для развития кристаллографии закалки ста¬
ли и представлений о механизме перестрой¬
ки атомов в процессе перехода аустенита в
мартенсит. Микрокинематографическое ис¬
следование, проведенное в начале тридца¬
тых годов [10, 11], подтвердило представле¬
ние об аналогии между процессом образо¬
вания кристаллов мартенсита и процессом
образования двойников. Время образования
кристаллов мартенсита, оказалось меньше
сотых долей секунды, дальнейший рост кри¬
сталлов не наблюдался.В тридцатых годах были изучены детали
кинетики превращения аустенита в мартен¬
сит и установлены ее особенности: превра¬
щение протекает в основном при охлажде¬
нии; температура начала превращения (точ¬
ка М) не зависит от скорости охлаждения,
эта точка понижается с увеличением содер¬
жания углерода, причем на ее положение
МАРТЕЙСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯоказывают влияние легирующие элементы
[12—15]. Было изучено влияние пластиче¬
ской деформации на превращение, влияние
характера охлаждения на ход превращения,
установлено явление стабилизации аустени¬
та и др. [16—20].Закономерности и особенности превраще¬
ния аустенита в мартенсит, установленные
вначале главным образом в СССР и Герма¬
нии, были в конце тридцатых годов под¬
тверждены американскими исследователями
[21, 22].Экспериментальные данные о кинетике
превращения, о его кристаллоструктурном и
микроструктурном характере, о большой
роли напряжений привели к высказыва¬
ниям о том, что превращение А-+М не есть
процесс образования зародышей и их после¬
дующего роста, что скорость его не зависит
от температуры, что превращение представ¬
ляет атермический процесс, а механизм его
состоит в скачкообразной перестройке
(«опрокидывании») решетки. Причину са¬
мого превращения искали в возникновении
напряжений сдвига при охлаждении [7, 23—
251.Проведенные в тридцатых годах исследо¬
вания |3-фазы сплавов медь-алюминий, медь-
олово и медь-цинк показали, что превраще¬
ния, подобные Л-кМ-преврашению, имеют
место и в других сплавах [26—30]. Для
бездиффузионных превращений |3-фазы бы¬
ли не только установлены те же закономер¬
ности, что и для превращения аустенита, но
и обнаружено новое явление — обратимость
мартенситных превращений [30—32]. Изуче¬
ние превращений в этих сплавах позволило
рассматривать мартенситные фазы как кри-Рис. I. Характерная микрос
а — мартенсит; б —концентрации, было предложено рассматри¬
вать их как фазовые превращения одноком¬
понентных систем, подобные полиморфным
превращениям чистых металлов. Следствием
этого было представление о мартенситном
превращении, как о процессе образования
зародышей и последующего их роста [34],
подчиняющемся общим законам фазовых
превращений. Развитие такого представле¬
ния и предположение о когерентном росте
кристаллов мартенсита [35] дало возмож¬
ность в послевоенные годы обнаружить но¬
вые явления мартенситного превращения:
температурную зависимость скорости мар¬
тенситных превращений [361 и термоупругое
равновесие при мартенситных превращениях
[37].В последующие годы главными направле¬
ниями исследований были: 1) изучение за¬
кономерностей температурной зависимости
мартенситного превращения и выяснение
природы зародышей мартенсита [56—73,
79—81, 108, 109]; 2) дальнейшее изучение
роли напряжений в мартенситном превра¬
щении и развитие теории напряжений [74—
79]; 3) изучение • кристаллографии мартен¬
ситных превращений и разработка пред¬
ставлений о кристаллоструктурном механиз*
ме превращений [38, 103—106].2.	МАРТЕНСИТКристаллическая решетка
мартенситаМартенсит — структурная составляющая
стали, возникающая при ее резком охлаж¬
дении после нагрева выше критическоймартенсита. X 200:
мартенсит + аустенитсталлические модификации твердого раство¬
ра [33]. Так как эти превращения ггтюте-
кают при отсутствии диффузионных процес¬
сов распада, т. е. происходят без измененияточки и обусловливающая высокую твер¬
дость закаленной стали. В каждом зерне
исходного аустенита образуется большое
число кристаллов мартенсита (рис. 1)*
672ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИимеющих обычно форму пластинок. Толщи¬
на пластинок по крайней мере на один по¬
рядок меньше размеров их в направлениях,
перпендикулярных -к ней. Величина кристал¬
лов мартенсита зависит от состояния зерен
аустенита. Чем более однородна и совер¬
шенна кристаллическая структура аустени¬
та, тем крупнее кристаллы образующегосятаты исследовании кристаллическом решетки
мартенсита углеродистых сталей [2—4, 33,
39—41):1)	для стали данного состава периоды
решетки не зависят от температуры закалки
при условии, что закалка производится из
однофазной аустенитной области и скорость
охлаждения достаточно велика;a-Fe110200тЩШтШ:211ШЯР210I„ ч ' ' г/эи, ;
тШШШШЯж 'МА\ 4	i011 \ НО	i101 \	\111	200! \1 \002 200112 211020121220311222Рис. 2. Рентгенограммы:
а — а-железо (решетка объемнодентрированного куба); б — закаленная сталь с1,4% С — мартенсит (объемноцентрированная тетрагональная оешетка) и аустенит
(гранедентрированная решетка) [111]Щ%toI23Б 2J3B
f
g| 2,902,82/у////////■— -	u,u U,0 !,U 7, LСодержание углеродаРис. 3. Зависимость периодов кристаллической
решетки мартенсита а и с от содержания уг¬
лерода:а — для сталей, содержащих более 0,6% С
[3, 33] (верхняя кривая — для с; нижняя — для
а); б — для сталей, содержащих от 0,2 до
0,6% С [44]из него мартенсита. При большой неоднород¬
ности строения аустенитного зерна и несо¬
вершенствах его кристаллической структуры
образующиеся кристаллы мартенсита мо¬
гут быть очень малы.Кристаллы мартенсита обладают центри¬
рованной тетрагональной решеткой (рис. 2),
близкой к решетке a-железа и тем больше
от нее отличающейся, чем выше содержание
углерода в стали [2, 3].Для понимания природы мартенсита важ¬
ны следующие экспериментальные резуль-2)	периоды решетки а и с не зависят от
скорости охлаждения, если она выше кри¬
тической, необходимой для предотвращения
расп-ада аустенита и отпуска мартенсита во
время охлаждения;3)	периоды решетки а и с не зависят от
концентрации углерода в стали, если закал¬
ка производится от одной и той же темпе¬
ратуры из гетерогенной области (между
Ас\ и Асъ)\4)	если закалка ведется из однофазной
аустенитной области и скорость охлажде-
МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ673ния достаточна для предотвращения распа¬
да аустенита и отпуска мартенсита, то
периоды решетки а и с зависят только от
^одерЖ(ания углерода в стали (рис. 3); эта
зависимость может быть с достаточным
приближением описана следующими урав¬
нениями:с/а= 1 + 0,0467р;
с_= oFe + 0,118р;
а = aFe — 0,015р,
где р — весовой процент углерода в стали,оoFe—период решетки а-железа (2,861 А).Из приведенных экспериментальных дан¬
ных следует, что: 1) мартенсит — это пере¬
сыщенный твердый раствор углерода в а-
железе; 2) периоды решетки мартенсита оп¬
ределяются содерЖ'анием углерода в исход¬
ном аустените; 3) мартенсит содержит в
растворе столько же углерода, сколько его
растворено в исходном аустените. Послед¬
нее означает, что превращение аустенита
в мартенсит является бездиффузионным,
происходит без изменения концентрации
твердого раствора и заключается только
в изменении решетки.Атомы углерода в решетке мартенсита
так же, как и в решетке аустенита, нахо¬
дятся в междоузлиях решетки. Они разме¬
щаются в порах решетки100—11-2 2°щих и меньше 0,6% С, добавляя легирую¬
щие элементы, понижающие мартенситную
точку. Таким способом удавалось получить
нераспавшийся мартенсит при содержаниях
углерода 0,6—0,2% [43, 44]. Найденные зна-
счения~ подчиняются прямолинейной зави¬
симости, установленной для сталей, содер¬
жащих ниже 0,6% С (рис. 3, б) .Отношение
осей тетрагональной решетки, таким обра¬
зом, определяется содержанием углерода в
стали и практически не зависит от концент¬
рации легирующих элементов [102].Скорость распада мартенсита обусловли¬
вается не только подвижностью атомов,
которая быстро увеличивается с температу¬
рой, но и степенью пресыщения твердого
раствора, которая является движущей силой423,8ЗУнаходящихся между атомами железа, рас¬
положенными в направлении тетрагональ¬
ной оси. Атомы углерода распределены в
этих порах решетки статистически.Особенности строения закаленной
малоуглеродистой стали/</У>0,02 О,ОН 0,06 0,08 QJ0 0J2 0J4Содержание угле род а ЛРис. 4. Зависимость ширины интерференцион¬
ной линии (211) от содержания углерода в
стали [45]В углеродистых сталях с содержанием уг¬
лерода меньше 0,6% не удается при закалке
зафиксировать неотпущенный мартенсит;
частичный отпуск мартенсита успевает про¬
изойти в процессе даже самой резкой закал¬
ки [39]. Неотпущенный мартенсит легко по¬
лучается в заэвтектоидных сталях. Чем
меньше содержание углерода, тем больше
должна быть скорость охлаждения для по¬
лучения нераспавшегося мартенсита. Это
обусловливается повышением мартенситной
точки при уменьшении содержания углеро¬
да и быстрым ростом скорости распада мар¬
тенсита с повышением температуры. Сте¬
пень распада у разных кристаллов различна
вследствие распространения превращения
А-+М на значительную область температур
[4, 39, 42, 33, 53]. Это обусловливает боль¬
шую неоднородность тетрагональной струк¬
туры закаленной малоуглеродистой стали.Нераспавшийся мартенсит с определен¬
ным (в зависимости от содержания угле¬
рода) отношением осей тетрагональной ре¬
шетки можно получить в сталях, содержа-43	Металловедение (справочник), т. Iраспада. Поэтому в сталях с очень низким
содержанием углерода (~0,1% и мень¬
ше), несмотря на сравнительно высокую
температуру начала превращения А-+М
(около 500°), при резком охлаждении вое
же удается получить нераспавшийся мар¬
тенсит. Об этом свидетельствуют зависи¬
мости ширины рентгеновской интерференци¬
онной линии от концентрации углерода в
малоуглеродистых сталях (рис. 4) [451.
Резкое охлаждение при закалке этих сталей
необходимо главным образом не для того,
чтобы предотвратить распад мартенсита,
а для того, чтобы задержать выделение
феррита, а также нормальное («диффу¬
зионное») у-мх-превращение выше мартен¬
ситной точки. Поэтому условием получения
закаленной стали здесь является не только
резкое охлаждение, но и нагрев до высоких
температур (1000—1200°). Последнее необ¬
ходимо для «залечивания» нарушений кри¬
сталлической структуры аустенита, облег¬
чающих образование зародышей а-фазы.
Применяя нагрев выше 1150°, удалось даже
674ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИзакалить железо, содержащее менее
0,01% С, т. е. предотвратить «нормальное»
образование зародышей a-фазы и осущест¬
вить у -+■ a-превращение по мартенситному
механизму [46].Элементарная ячейка решетки мартенсита
чистого железа, очевидно, такая лее, как и
отожженного железа. Кристаллы мартенси¬
та чистого железа отличаются от кристал¬
лов отожженного железа только своим фи¬
зическим состоянием (размеры, форма, на¬
рушения кристаллической структуры). Не¬
одинаковое физическое состояние обуслов¬
ливается, во-первых, различием в механиз¬
ме образования кристаллов и, во-вторых,
различием температурных областей, в ко¬
торых они образуются (меньшая подвиж¬
ность атомов при мартенситном превраще¬
нии): Мартенситный механизм и малая под¬
вижность атомов приводят к состоянию,
называемому часто «фазовым наклепом».При содержании уже около 0,01% угле¬
рода и более кристаллы мартенсита отли¬
чаются от отожженного a-железа не толь¬
ко физическим состоянием, но и присутст¬
вием растворенного углерода. Пока (до не¬
которого содержания углерода) решетка
мартенсита остается кубической, атомы уг¬
лерода размещаются в решетке между ато¬
мами железа по любой из трех тетрагональ¬
ных осей куба, а возможно, и в других по¬
рах. Решетка мартенсита остается, по-види¬
мому, кубической и при содержании 0,1% С;
непосредственными измерениями периодов
решетки это еще не установлено из-за не¬
достаточной точности измерений. При со¬
держании углерода 0,2% уже отчетливо
обнаруживается тетрагональная решетка
[44]. Вероятно, корреляция в распределе¬
нии атомов углерода и тетрагональная сим¬
метрия появляются при содержаниях угле¬
рода от 0,1 до 0,2°/Статические смещения (искажения
третьего рода) и силы связиНаличие атомов углерода, внедренных в
решетке железа, приводит к смещениям ато¬
мов железа из их идеальных положений
в решетке. Очевидно, эти смещения должны
быть наибольшими для атомов, являющих¬
ся непосредственными соседями атома угле¬
рода, и уменьшаться по мере удаления от
него. При этом смещения в направлении
тетрагональной оси должны быть значи¬
тельно большими по сравнению со смеще¬
ниями в перпендикулярных направлениях
[33]. Такой вывод следует из того, что при¬
сутствие углерода в растворе вызывает
сильное изменение среднего расстояния
между атомами железа по оси с и слабое —
по осям а, как это видно из приведенной
выше (см. рис. 3) зависимости периодов ре¬
шетки а и с от содержания углерода. Это
находится в соответствии также с предпо¬
лагаемыми координатами атомов углерода
в решетке мартенсита: расстояние между
атомами углерода и железа в направленииоси с значительно меньше расстояний меж¬
ду ними в перпендикулярной плоскости.Определение среднеквадратичных смеще¬
ний атомов железа из идеальных положений
в ^решетке подтвердило это предположение
[47, 48]: средние квадратичные смещения в
направлении тетрагональной оси оказались
в два раза большими [49]. На рис. 5 пред-Пх						W42	<71			11О	0.2 ОМ 0.6 0.8 10 12
Содержание углерода %Рис. 5. Зависимость статических искажений
кристаллической решетки мартенсита от
содержания углерода в твердом растворе
[50]ставлена зависимость среднего квадратич¬
ного смещения атомов железа (без учета
анизотропии) от содержания углерода в
стали [50].Наличие растворенных в a-железе атомов
углерода не только приводит к нарушению
правильной периодичности в расположении
атомов в решетке, т. е. к статическим сме¬
щениям атомов в решетке мартенсита, но и
вызывает также ослабление сил между-
атомной связи, причем тем большее, чем
выше содержание углерода. Это следует из
того, что при одной и той же температуре
среднеквадратичные отклонения при тепло¬
вых колебаниях атомов в решетке мартен¬
сита больше, чем в решетке а-железа [50].
В соответствии с этим модуль Юнга зака¬
ленной стали понижается с повышением
содержания углерода {51].Области когерентного рассеяния
и искажения второго родаСтатические смещения атомов железа в
решетке мартенсита, т. е. отсутствие стро¬
гой периодичности расположения атомов на
коротких расстояниях (при переходе от
ячейки к соседней ячейке), обусловленные
наличием внедренных в решетку железа
атомов углерода, — не единственный вид
нарушений идеальной кристаллической ре¬
шетки мартенсита. Для кристаллов мартен¬
сита характерно то, что области когерент¬
ного рассеяния рентгеновых лучей (блоки),
т. е. области кристалла, в которых положе-
МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ675ния атомов взаимно связаны периодич¬
ностью решетки, имеют очень малые раз-омеры — порядка 200—300 А [52]. Величина
блоков кристаллов мартенсита, в пределах
точности измерений, не зависит от содержа¬
ния углерода в стали — начиная от чистого
железа (а также безуглеродистого леги¬
рованного железа) [46] до стали с 1,4% С-
Наиболее надежно величина блоков оце¬
нена на кристаллах мартенсита, электро¬
литически выделенных из закаленной ста¬
ли. В этом случае размытость линий на
рентгенограммах мартенсита вызывается
главным образом малой величиной областей
когерентного рассеяния. Вся та часть уши-
рения линий, которая связана с наличием
напряжений второго рода, отсутствует на
рентгенограммах порошка, состоящего из
изолированных кристаллов мартенсита [541.Большие искажения второго рода,
т. е. неоднородная упругая деформация
микрообластей, — другая характеристика
физического состояния кристаллов мартен¬
сита закаленной стали [45, 52]. Оцениваемая
по ширине линий величина упругой дефор-
Дамации—уже в образцах стали, содержа-
ащей 0,1% С, имеет значение 2,5 XIО-3 —
3,0X10“®, т. е. в несколько раз более вы¬
сокое, чем искажения второго рода в хо-
лоднодеформированном железе. При вы-Дасоких содержаниях углерода величинаможет достигать значений, близких 10-2
[52].Величина искажений второго рода сильно
растет при увеличении содержания углеро¬
да в мартенсите. В то время как размеры
блоков остаются неизменными, независи¬
мо от того, находятся ли кристаллы мар¬
тенсита в куске закаленной стали или они
электролитически выделены (изолированы),
большие искажения второго рода наблю¬
даются только в монолитных, сравнитель¬
но крупных образцах, а в изолированных
кристаллах мартенсита эти искажения поч¬
ти отсутствуют. Это значит, что каждый
кристалл мартенсита в закаленной стали
упруго деформирован внешними по отноше¬
нию к нему силами. При освобождении его
от окружающей среды исчезают упругая
деформация и та доля размытости линий,
которая подчиняется закону пропорциональ¬
ности тангенсу угла отклонения и незави¬
симости от длины волны рентгеновых лучей.Таким образом, исследования кристал¬
лической структуры мартенсита показывают,
что такие детали строения, как величины
периодов решетки а и с и тетрагональная
симметрия, значительные статические сме¬
шения атомов из идеальных положений в
решетке (искажения третьего рода) и ма¬
лая величина областей когерентного рас¬
сеяния, являются внутренними особенно¬
стями строения кристаллов мартенсита. При
этом малая величина блоков представляет
общее свойство кристаллов мартенсита —как в чистом железе (или в легированном
безуглеродистом железе), так и в стали,
т. е. в пересыщенном твердом растворе угле¬
рода в a-железе. Величины периодов тетра¬
гональной решетки а и с, а также средне¬
квадратичных смещений атомов железа в
решетке зависят от содержания углерода в
твердом растворе; значения этих парамет¬
ров тонкой структуры быстро растут при
увеличении количества этого элемента. К
внутренним характеристикам кристаллов
мартенсита относится и понижение сил
связи с повышением содержания углерода,
обусловливающее увеличение амплитуд теп¬
ловых колебаний.Периоды решетки мартенсита, статические
смещения и повышенные амплитуды тепло¬
вых колебаний атомов (динамические сме¬
щения) определяются, следовательно, нали¬
чием атомов углерода, внедренных в решет¬
ку железа. Эти особенности структуры мар¬
тенсита с шли возникают в результате без-
диффузионного характера превращения
аустенита в мартенсит, т. е. являются след¬
ствием образования пересыщенного твердо¬
го раствора углерода в железе. Малая ве¬
личина блоков обусловлена, по-видимому,
механизмом роста кристаллов мартенсита,
т. е. механизмом закономерной коллектив¬
ной перестройки атомов железа в процессе
их роста. Детали этого механизма еще недо¬
статочно ясны. Малая величина блоков не
является следствием образования пересы¬
щенного твердого раствора. Она, как было
сказано, характерна и для мартенсита чис¬
того железа, и безуглеродистого легирован¬
ного железа.Большие искажения второго рода — не¬
обязательная структурная характеристика
кристаллов мартенсита. Они возникают
вследствие воздействия одних частей зерна
аустенита на другие в результате измене¬
ний формы микрообластей, обусловленных
как сдвиговым характером перестройки
решетки, так и увеличением объема при пе¬
рестройке. При изолировании кристаллов
мартенсита они исчезают. Так как кристал¬
лы мартенсита имеют форму пластинок, то
наиболее вероятно, что упругая их дефор¬
мация заключается в изгибе пластинок.Однако искажения второго рода могут
служить характеристикой свойств прочности
кристаллов мартенсита. Они могут быть
мерой предела их упругой деформации. Этот
предел, как показано, сильно зависит от
концентрации углерода в мартенсите. Из-за
присутствия атомов углерода в решетке,
следовательно, затрудняется возникновение
и продвижение элементарных актов пласти¬
ческой деформации (возникновение и дви¬
жение дислокаций) под воздействием внеШ'
них сил [551.Природа высокой твердости
закаленной сталиПри закалке возникают структурные осо¬
бенности, присущие закаленной стали, двух
родов. Во-первых, в peзvльтaтe мартенсит-
ного механизма роста кристаллов образует-43*
676ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИся характерная микро- и субмикрострукту¬
ра: большое число пластинок мартенсита
внутри каждого аустенитного зерна (ib ма*
лоуглеродистых сталях аустенит превраща¬
ется почти полностью); субмикраскопические
размеры областей когерентного рассеяния
внутри этих пластинок; неоднородная упру¬
гая деформация пластинок; закономерная
кристаллоориентационная связь, обусловли¬
вающая сохранение определенной роли ис¬
ходного аустенитного зерна в поведении
закаленной стали. Во-вторых, вследствие
бездиффузионного характера мартенситного
превращения кристаллы мартенсита пред¬
ставляют собой пересыщенный твердый
раствор углерода в a-железе, не сущест¬
вующий при стабильном состоянии стали,
отсутствующий в медленно охлажденной
углеродистой стали.Структурные изменения первого рода ока¬
зывают на поведение металлов под нагруз¬
кой тот же эффект, что и холодная пласти¬
ческая деформация. Закаленное легирован¬
ное железо и закаленное чистое железо,
если при их закалке протекает мартенсит-
ное превращение в чистом виде, имеют
прочностные характеристики, близкие к
тем, которые приобретают эти материалы в
отожженном состоянии при высоких сте¬
пенях холодной пластической деформации.
В этих материалах в результате мартен¬
ситного превращения, подобно тому, как
это происходит при холодной пластической
деформации, изменяется только микро- и
субмикроструктура, но остается неизмен¬
ным химический состав a-фазы. Свойства
кристаллов a-фазы в малых объемах не из¬
меняются.При закалке стали наряду с указанными
изменениями микро- и субмикроструктуры
происходит также изменение свойств самих
кристаллов a-фазы в малых областях, по¬
скольку меняется их химический состав
(вследствие образования пересыщенного
твердого раствора углерода в а-железе).
При этом сильно возрастает сопротивление
деформации самих кристаллов — повышает¬
ся предел их упругой деформации.Более высокое сопротивление деформиро¬
ванию кристаллов мартенсита стали по
сравнению с кристаллами a-железа связа¬
но, очевидно, главным образом с присут¬
ствием атомов углерода, внедренных в ре¬
шетку железа.Таким образом, повышение сопротивле¬
ния деформированию стали в результате
закалки обусловливается, с одной стороны,
образованием характерной тонкой микро- и
субмикроструктуры зерна, а с другой — вы¬
соким пределом упругой деформации самих
кристаллов мартенсита, связанным с при¬
сутствием растворенного в них углерода.
Первый фактор оказывает влияние, ма¬
ло зависящее от содержания углерода,
а второй — тем большее влияние, чем вы¬
ше содержание углерода в мартенсите, и
является главным фактором, обусловлива¬
ющим высокую твердость закаленней ста¬
ли [55].3.	ПРЕВРАЩЕНИЕ АУСТЕНИТА
В МАРТЕНСИТПревращение при охлажденииОсновные закономерности и особенности
превращения А-+М при непрерывном охлаж¬
дении освещены в работах [4, 7, 10, 13, 16,
24, 33—35, 38, 56]. При достаточно быстром
охлаждении распад аустенита с образова¬
нием a-фазы и карбидов может быть задер¬
жан и аустенит может быть переохлажден
значительно ниже эвтектоидной темпера¬
туры. Однако в углеродистых и малолегиро-Рис. 6. Мартенситные кривые марганцовистых
сталей [79]:1 — 0,64% С; l.Oo/o Мп; 2 — 0,62Vo С; 5,1°/о Мп;
3 - 0,60°/о С; 8,6% Мпванных сталях не удается ни при каких ус¬
ловиях охлаждения переохладить аустенит
до комнатной температуры и получить после
закалки чистый аустенит. Ниже определен¬
ной температуры, зависящей от химического
состава аус1екита, происходит процесс пре¬
вращения аустенита в мартенсит. Процесс
заключается в образовании внутри зерен
аустенита значительно более малых по раз¬
меру кристаллов мартенсита (порядка
10“*3 — 10 —4 сл1}, обычно имеющих iopMv
пластинок, что обусловливает игольчатую
микроструктуру шлифа. Возникшие кристал¬
лы мартенсита не растут, а превращение
продолжается за счет образования новых
кристаллов, распространяясь на широкую
область температур. Остановка охлаждения
приводит к прекращению образования но¬
вых мартенситных кристаллов. Для про¬
должения превращения необходимо даль¬
нейшее понижение температуры. Ход мар¬
тенситного превращения при охлаждении
может быть представлен «мартенситной
кривой», выражающей зависимость количе¬
ства мартенсита от температуры. Темпера¬
тура начала мартенситного превращения
(точка М, в ранних исследованиях — точ¬
ка А г") называется мартенситной точкой.
В зависимости от положения мартенситной
кривой по отношению к комнатной темпе¬
ратуре в результате закалки может быть
МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ677получено большее или меньшее количество
остаточного аустенита.Положение мартенситной точки на шкале
температур и ход мартенситной кривой оп¬
ределяются главным образом химическим
составом аустенита. Для малоуглеродистых
сталей (содержащих меньше 0,4% С) кри¬
вая лежит выше комнатной температуры, и
при комнатной температуре остаточный
аустенит практически не обнаруживается.
Наоборот, для высокоуглеродистых сталей
основная часть кривой расположена ниже
комнатной температуры. Большинство леги¬
рующих элементов так же смещает мартен-
ситную кривую в сторону низких темпера¬
тур. На рис. 6 представлены мартенситные
кривые для некоторых сталей.Изотермическое превращениеКак было сказано, при остановке охлаж¬
дения превращение прекращается. Однако
образование кристаллов мартенсита оста¬
навливается не сразу после того, как обра¬
зец принимает температуру ванны. В течение
некоторого времени происходит изотермиче¬
ское превращение аустенита в мартенсит,
скорость которого быстро уменьшается. Ко¬
личество мартенсита, образующегося изо¬
термически, в большинстве технически
используемых сталей очень мало и состав¬
ляет от долей процента до нескольких про¬
центов. Однако в. некоторых случаях, на¬
пример в районе комнатных температур у
сталей с мартенситной точкой ниже 100°,
оно измеряется десятками процентов. Так,
в случае марганцовистой стали, содержа¬
щей 0,95% С и 3,5°/о Мп и имеющей мар-
тенситную точку около 85°, при комнатной
температуре в течение 10 мин. превращается
в мартенсит 20% объема образца [57].В уг¬
леродистой стали с 1,6% С при комнатной
температуре изотермически превращается
в мартенсит значительное количество аусте¬
нита, и превращение протекает длительное
время [58].В некоторых сталях с мартенситной точ¬
кой ниже 0° при достаточно быстром охлаж¬
дении до температур жидкого азота пре¬
вращение может быть подавлено полностью.
Превращение А-+М в этом случае может
происходить при нагреве до комнатной
температуры или при выдержках в интерва¬
ле температур между температурой жидко¬
го азота и комнатной [36, 59].В этой области температур кинетика пре¬
вращения А-+М становится похожей на ки¬
нетику превращений, связанных с диффу¬
зионными процессами: скорость превраще¬
ния зависит от температуры, уменьшается
с ее понижением и оказывается практиче¬
ски равной нулю при достаточно низких
температурах. Вместе с тем и в этой об¬
ласти температур сохраняется одна из глав¬
ных особенностей кинетики: А -+М--превра¬
щение при данной температуре не идет до
конца и прекращается, несмотря на наличие
большого количества аустенита. Возобнов¬ляется превращение при более низкой тем¬
пературе.При изотермическом превращении может
наблюдаться инкубационный период [60,
61, 62]. Мартенситная точка в этом случае
уже не может характеризоваться как тем¬
пература, при которой превращение начи¬
нается при охлаждении, так как ее положе¬
ние силь'но зависит от скорости охлаждения.
Очевидно, для таких сталей ее следует обоз¬
начать как температуру, ниже которой при
достаточно длительной выдержке может
происходить превращение.Изотермическое превращение А-+М мо¬
жет быть описано диаграммами, подобны¬
ми тем, которые характеризуют изотермиче¬
ское превращение в перлитной и особенно
в промежуточной области, т. е. кривыми
температурной зависимости времени, тре¬
буемого для превращения определенной
доли аустенита, например, 1, 5, 25*Vo
и т. д. (рис. 7). Подобные диаграммы целе-Рис. 7. С-образная диаграмма изотермическо¬
го превращения аустенита в мартенситной
области температур для сплава Н24ГЗ
(23,8% Ni, 3,2Vo Мп) [59]сообразно строить для тех сталей, в кото¬
рых быстрым охлаждением удается пол¬
ностью сохранить аустенит до момента до¬
стижения температуры ванны [59, 631.Для сталей с мартенситной точкой, ле¬
жащей между 150 и 200°, доля мартенсита,
который может образоваться изотермически,
невелика. Она может достигать нескольких
процентов в начальной части мартенситной
кривой, т. е. выше 100°, и при низких
температурах—ниже —50°. При комнатных
температурах изотермическое превращение
в этом случае практически отсутствует [19,
64, 65, 83, 107].Влияние пластической деформацииПластическая деформация аустенита при
остановке охлаждения ниже точки М обыч¬
но вызывает дополнительное превращение
аустенита в мартенсит. Количество мартен¬
сита, образующегося при этом, растет с уве¬
личением степени деформации [17, 66].
678ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИПревращение аустенита в мартенсит про¬
исходит и в результате пластической дефор¬
мации при температурах выше мартенсит¬
ной точки. Однако ч*ем дальше от мартен-
сит^ой точки находится температура дефор¬
мации, тем большая степень деформацииТемпература,Рис. 8. Превращение аустенита в мартенсит
при охлаждении до —196° и нагреве до 20е
после различных степеней предварительной
пластической деформации, осуществленной
при 100°. Сплав Х18Н8 (18,1% Сг; 8,1% Ni)
[72]рование превращения А-+М обычно проис¬
ходит при сравнительно малых степенях де¬
формации. Если степень деформации посте¬
пенно увеличивать, то эффект активизации
сначала возрастет, достигнет максимума, а
затем упадет до нуля. Дальнейшее повыше¬
ние степени деформации вызывает обратный
эффект — понижение количества образую¬
щегося при охлаждении мартенсита и умень¬
шение скорости изотермического превраще¬
ния— см. рис. 8, 9 [691.Исследования приводят к выводу, что в
результате пластической деформации при
тем-пературах выше мартенситной точки в
аустените возникают одновременно измене¬
ния структуры двух типов: одни активизи¬
руют превращения при дальнейшем охлаж¬
дении, другие оказывают обратное дейст¬
вие. При этом изменения первого типа не¬
устойчивы и исчезают во время выдержки
при температурах около комнатной и ни-Рис. 9. Кривые температурной зависимо¬
сти начальной скорости изо1ермического
мартенситного превращения (б) для неде-
формированного ( Ф = 0) и деформирован¬
ного на 8 и 17% состояний. Температура
реформации 100°. Сталь Х17Н9 (17,2% Сг;9,1% Ni) [72]нужна для возникновения мартенсита. Выше
некоторой, определенной для каждой дан¬
ной стали температуры пластическая дефор¬
мация не вызывает превращения А-+М
(эта температура часто обозначается как
точка М а) [7, 67].Пластическая деформация выше мартен¬
ситной точки, не вызывающая превращения
А-+Му оказывает значительное влияние на
последующее протекание превращения при
температурах ниже температуры деформа¬
ции (ниже Md) [66, 68—73]. Изменяется
положение точки М и ход мартенситной
кривой, а также характер изотермического
превращения. При этом мартенситное пре¬
вращение может активизироваться (т. е. по¬
вышается точка М, увеличивается количе¬
ство мартенсита, растет скорость изо¬
термического превращения) [69, 71] и,
наоборот, подавляться [66, 68, 70]. Стимули¬же. Изменения второго типа более устой¬
чивы и устраняются при значительно бо¬
лее высоких температурах. В результате
выдержка пластически деформированного
аустенита при температурах несколько вы¬
ше точки М вызывает явление, аналогичное
описываемой ниже стабилизации аустени¬
та. Соотношение между изменениями
структуры первого и второго типа зависит
от температуры деформации, степени де-
формации, а также от упруго-пластических
свойств сплава [69, 72, 73].В случае достаточно высокого предела
упругости аустенита при повышении сте¬
пени деформации (при данной температу¬
ре) структурные изменения первого типа
сначала превалируют над изменениями вто¬
рого типа, и регистрируемым эффектом
является активизация превращения. При
некоторой степени деформации .достигается
МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ679максимальный эффект ‘активизации превра¬
щения, при дальнейшем увеличении степе¬
ни эффект уменьшается до нуля (противо¬
положные действия здесь компенсируют
друг друга). Однако существование изме¬
нений структуры обоих типов легко выяв¬
ляется выдержкой при сравнительно низ¬
ких температурах (изменения первого ти¬
па при этом исчезают, а второго остают¬
ся). При дальнейшем повышении степени
деформации превалируют структурные из¬
менения второго типа, вызывающие тор¬
можение превращения. Выдержка при не¬
высоких температурах усиливает этот эф¬
фект [60, 72].Нейтронное облучение аустенита вызы¬
вает эффекты, аналогичные тем, к кото¬
рым приводит и пластическая деформация
(в отношении закономерностей развития
активизации и торможения превращения
А-+М) [80, 81].Стабилизация аустенитаОстановка охлаждения стали в мартен-
ситном интервале приводит обычно к то¬
му, что при дальнейшем охлаждении в не¬
котором интервале температур превраще¬
ние Л-+М не происходит и возобновляет¬
ся лишь ггосле определенного переохлаж¬
дения (рис. 10) [18]. Это явление названоРис. 10. Влияние выдержки при комнат¬
ной температуре на мартенситное превра¬
щение при дальнейшем охлаждении.Сталь с 1,17*70 С [18]стабилизацией аустенита [7, 18, 82]. Ста¬
билизация происходит независимо от того,
протекает при остановке охлаждения изо¬
термическое превращение или не г. Если,
однако, такое превращение протекает, то
температура возобновления превращения
снижается, причем тем больше, чем боль¬
ше количество изотермически образовав¬
шегося мартенсита [83, 107]. Особенно силь¬
но задерживается дальнейшее превраще¬
ние при остановках в области ниже ком¬
натной температуры.Остановка охлаждения часто приводит
также к понижению всей низкотемператур¬
ной части кривой и, следовательно, к уве¬
личению количества остаточного аустенита.Процесс, обусловливающий стабилиза¬
цию аустенита, протекает во времени.
С увеличением выдержки при остановкеохлаждения величина понижения темпера¬
туры начала последующего превращения
(гистерезис) возрастает, причем скорость
этого возрастания понижается с увеличе¬
нием времени выдержки, и процесс зату¬
хает. Скорость процессов, обусловливаю¬
щих стабилизацию, увеличивается с повы¬
шением температуры выдержки [84].Кристаллография превращенияВнутри аустенитного зерна в результате
превращения возникает большое число кри¬
сталликов мартенсита. Величина их зави¬
сит от степени совершенства кристалличе¬
ской структуры зерна исходного аустени¬
та. Наличие несовершенств и неоднородно¬
стей строения приводит к уменьшению раз¬
меров кристалликов мартенсита, иногда
настолько большому, что теряется харак¬
терная игольчатая структура.В хорошо оформленных кристаллах мар¬
тенсита видна граница, проходящая вдоль
иглы мартенсита («средняя линия»), и ча¬
сто — поперечная двойниковая структура.
Кристаллы мартенсита закономерно ориен¬
тированы по отношению к кристаллографи¬
ческим осям исходного аустенитного зерна.
Ориентационная связь между решетками
мартенсита и исходного аустенита выра¬
жается следующим образом:(101)м(111)„.[ПТ]М[П0]А>т. е. плоскость (101) мартенсита параллель¬
на плоскости (110 аустенита, а одно из
направлений пространственной диагонали
решетки мартенсита [111], лежащее в пло¬
скости (101 параллельно направлению
[110] решетки аустенита, лежащему в пло¬
скости (111)л* Так как в решетке аусте¬
нита имеется четыре совокупности плоско¬
стей (111) и решетка мартенсита может
быть ориентирована шестью различными
способами при сохранении параллельности
грани (101) м одной из этих четырех гра¬
ней, то решетка мартенсита может быть
ориентирована 24 способами в одном и том
же зерне [9].Закономерность ориентировки кристал¬
лов мартенсита наблюдается не только в
отношении решеток, но и в отношении ори¬
ентировки самих пластинок, т. ё. ориенти¬
ровки внешней формы кристаллов. Однако
плоскость пластинки мартенсита менее
строго ориентирована, причем плоскости
аустенита, параллельно которым ориенти¬
рованы плоскости мартенсита, не являют^
ся простыми [38]. Для сталей с 0,5—1,4% С
эта плоскость близка к (225) л, а для бо¬
лее высоких содержаний углерода к(259)л •Характерным для превращения аустени¬
та в мартенсит является .возникновение
рельефа на полированной поверхности об¬
разца. Изучение характера рельефа указы¬
680ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИвает, что образование кристаллов мартен¬
сита связано со сдвигом, подобным тому,
который происходит при механическом
двойниковании [35—38]. На наличие сдви¬
га указывает и изменение формы царапин
на полированном шлифе, подвергнутом
превращению. При образовании кристалла
мартенсита появляется излом царапины,
пр.и этом она остается непрерывной.4.	МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ
В МЕТАЛЛАХ И СПЛАВАХПревращения, обладающие особенностя¬
ми кинетики А -> M-превращения, происхо¬
дят в ряде металлов (Fe, Go, Ti, Zr, Li) и
сплавов [35, 38]. Сюда относятся прежде
всего превращение у -+■ а сплавов железа,
превращения g-фазы эвтектоидных спла¬
вов Cu-Al и Cu-Sn, а также P-фазы спла¬
вов Cu-Zn, р->- a-превращение в сплавах
на основе титана и циркония, (3->а-пре-
вращение в сплавах на основе кобальта, в
сплавах Li-Mg и др. Общим в кинетике
этих превращений является: 1) отсутствие
диффузионных перемещений атомов; 2) ог¬
раниченность изотермического превраще¬
ния, т. е. прекращение изотермического пре¬
вращения при наличии большого количе¬
ства исходной фазы и связанное с этим
распространение превращения на область
температур; 3) формирование кристаллов
новой фазы, подобное образованию меха¬
нических двойников, и связанный с этим
сдвиговый характер перемещений материа¬
ла в процессе превращения.В том случае, когда однофазное состоя¬
ние сплава устойчиво только при высоких
температурах, образующиеся в результате
мартенситного превращения фазы метаста-
бильны вследствие бездиффузионного ха¬
рактера мартенситного превращения. Они
имеют решетки, отличные от решеток ста¬
бильных фаз (например, 6' и у' в сплавах
Cu-Al, р' и Р" в сплавах Cu-Sn, р', Р", а'
в сплавах Cu-Zn). Если сплав и при низкой
температуре является однофазным (напри¬
мер, a-фаза легированного железа, a-фаза в
сплавах на основе Ti, Zr, Со), то в этом
случае, так же как и в чистых металлах, в
результате мартенситного превращения об.
разуются кристаллы с решеткой фазы, ста¬
бильной при низких температурах. В та¬
ких случаях превращение высокотемпера¬
турной фазы в низкотемпературную может
протекать в зависимости от условий ох¬
лаждения или как мартенситное превра¬
щение, или как превращение с «нормаль¬
ной» кинетикой [56]. В последнем случае
превращение изотермически идет до кон¬
ца, и рост кристаллов подобен росту зерен
при рекристаллизации. Возможность пре¬
вращения обоих типов наиболее наглядно
установлена на примере у а-превраще-
ния легированного железа.При исследовании мартенситных превра¬
щений медных сплавов было обнаружено
явление «обратимости» этого процесса: пре¬
вращение мартенситных фаз в исходныепри нагреве по кинетике и по ^кристалло-
структурному механизму может протекать
как мартенситное. В отдельных случаях
наблюдалось явление термоупругого рав¬
новесия и возникновение «упругих» крис¬
таллов мартенситных фаз [37]. Это явление
состоит в том, что кристаллы новой фазы
растут лишь при охлаждении. При оста¬
новке охлаждения рост прекращается и
продолжается при дальнейшем понижении
температуры. Повышение температуры, на¬
оборот, приводит к уменьшению размеров
кристалла и полному их исчезновению. Та¬
кие явления впервые обнаружены для пре¬
вращения Pi —>■ у' в сплавах Cu-Al с добав¬
ками марганца или .никеля, а затем в спла¬
вах Au-Cd и др.5.	О ПРИРОДЕ МАРТЕНСИТНЫХ
ПРЕВРАЩЕНИЙДля понимания природы превращения
аустенита в мартенсит необходимо устано¬
вить причины, движущие силы превраще¬
ния, его механизм, а также выяснить при¬
чины следующих основных особенностей
кинетики превращения:1)	большая скорость образования от¬
дельных кристаллов мартенсита и отсут¬
ствие их последующего роста;2)	быстрое затухание .процесса возник¬
новения новых кристаллов мартенсита при
остановке охлаждения и распространение
превращения на область температур.Кроме того, требуют объяснения и такие
явления, как аномальное влияние скорости
охлаждения на протекание превращения
аустенита в мартенсит, ход превращения в
процессе пластической деформации, стаби¬
лизация аустенита.Причины и движущие силы
превращенияПричины мартенситного превращения
аустенита те же, что и всех других фазо¬
вых переходов в твердом состоянии, а
именно: ниже определенной температуры
существует состояние сплава, обладающее
меньшей свободной энергией по сравнению
с высокотемпературным состоянием. Так
как мартенситное превращение происходит
без изменения концентрации твердого рас¬
твора, то его можно рассматривать как
превращение в однокомпонентной системе.
Аустенит и мартенсит представляют с этой
точки зрения кристаллические модифика¬
ции твердого раствора, подобные поли¬
морфным модификациям чистых металлов
или химических соединений [35]. Свобод¬
ная энергия каждой из этих модификаций
\Fa и Fм) имеет свою температурную за¬
висимость. Положение точки пересечения
кривых температурной зависимости свобод¬
ной энергии (Г0), определяющей устойчи¬
вость той или иной фазы, зависит от хи¬
мического состава твердого раствора и
может быть вычислено по данным о теп
МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ681ловых свойствах обеих модификаций твер¬
дого раствора [95, 110]. Для сплавов же¬
лезо-углерод температура Го быстро пони¬
жается с увеличением концентрации угле¬
рода (рис. 11) [35] и выше определенного
содержания углерода оказывается ниже
эвтектоидной линии.Если диффузионные процессы распада
твердого раствора отсутствуют, то ниже
Т0 появляется движущая сила, делающая
возможным переход А -> М; эта движущаяТ\Рис. 11. Схематическая диаграм¬
ма прямого и обратного мартен-
ситного превращения для твер¬
дого раствора различных кон¬
центраций:Т0 — температура метастабиль-
ного равновесия обеих кристал¬
лических модификаций твердого
раствора [35]сила тем выше, чем больше разность сво¬
бодных энергий аустенита и мартенсита
FА и Превращение, однако, начинается
не сразу после перехода через Г0, а в точ¬
ке М, лежащей значительно (в сталях при¬
близительно на 200°) ниже точки Т0. При
нагреве мартенсита выше точки Т0 вели¬
чина F д оказывается ниже, и следует
ожидать, что будет идти обратное превра¬
щение мартенсита в аустенит. Условием
для перехода в обоих направлениях явля¬
ется подавление процесса диффузионного
распада твердого раствора, так как точка
Т0 является точкой равновесия обеих мо¬
дификаций только для твердого раствора
данной концентрации.Однако в случае стали выполнить это ус¬
ловие очень трудно из-за большой скорос¬
ти распада мартенсита. Наблюдение об¬
ратного перехода дополнительно затрудня¬
ется вследствие большого гистерезиса пре¬
вращения, достигающего нескольких сотен
градусов.Впервые обратное превращение мартен¬
ситной фазы в исходную было обнаружено
при нагреве (З'-фазы в медно-алюминие¬вых сплавах [87, 88]. Благоприятные усло¬
вия в этом случае—малая скорость распа¬
да твердого раствора (при охлаждении и
нагреве в воздушной среде распада не 'Про¬
исходит) и малый гистерезис превращения
(несколько десятков градусов). Мартенсит,
ный характер обратного превращения
был установлен в работах [31, 85].
В других случаях мартенситных превра¬
щений при создании необходимых условий
также удавалось наблюдать обратный пе¬
реход [35]. В сталях наблюдать превраще¬
ние мартенсита в аустенит трудно даже
при очень больших скоростях нагрева из-
за большой скорости расгтада мартенсита.
Обратный мартенситный переход наблюда¬
ли -в безуглеродистых сплавах железа [89,
90]. Распад твердого раствора здесь про¬
исходит очень медленно. Результаты ис¬
следований обратимости мартенситного
превращения в сплавах на основе желе¬
за указывают на большой гистерезис пре¬
вращения, характерный, по-видимому, для
перехода гранецентрированной решетки в
объемноцентрированную.Такой гистерезис затрудняет экспери¬
ментальное определение точки То. Напри¬
мер, для сплава железа с 30% Ni мартен-
ситная точка при охлаждении лежит ниже
комнатной температуры. Обратный же пе¬
реход начинается выше 300°, точка Т0
должна находиться где-то посредине.Главной причиной большого гистерезиса
при мартенситном превращении является
возникновение значительной энергии упру¬
гих деформаций («упругой энергии») в про¬
цессе образования кристаллов мартенсита.
Требуется большое переохлаждение, чтобы
выигрыш в свободной энергии за счет из¬
менения решетки мог перекрыть затраты
на упругую деформацию («упругую энер¬
гию») .Известно, что превращение А-+М воз¬
можно и выше точки М при пластичес¬
кой деформации аустенита. Вместе с тем,
чем больше удалена температура деформа¬
ции от точки М, тем большая степень де¬
формации нужна для превращения А-+Му
а выше определенной температуры никакая
пластическая деформация не может выз¬
вать превращения А-*-М.С точки зрения описанных выше пред¬
ставлений о движущей силе мартенситно¬
го превращения внешнее воздействие, в
том числе и пластическая деформация, мо¬
жет вызвать образование мартенсита толь¬
ко в той области температур, в которой ре¬
шетка мартенсита 'термодинамически бо¬
лее устойчива, т. е. ниже Т0. Таким обра¬
зом, определяя температуру деформации,
при которой аустенит еще переходит в
мартенсит, можно более точно установить
точку Г0, т. е. температуру, «иже которой
мартенсит термодинамически устойчив.Можно ожидать, что выше Го пластичес¬
кая деформация будет оказывать обратное
действие, т. е. вызывать переход мартен¬
ситной фазы в аустенит, при температурах
ниже обычно наблюдаемого нормального
€82ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИперехода при нагреве. Исследования под¬
твердили этот вывод и показали возмож¬
ность экспериментального определения тем¬
пературы, выше которой термодинамически
устойчив аустенит. Таким способом оказа¬
лось возможным определить концентраци¬
онную зависимость Т0 для кобальтоникеле¬
вых и железоникелевых сплавов [91, 95].Следовательно, причиной, вызывающей
превращение А->М, является большая
термодинамическая устойчивость решетки
мартенсита по сравнению с решеткой аус¬
тенита ниже определенной температуры;
движущая же сила превращения определя¬
ется разностью свободных энергий А и М.
Однако большая термодинамическая ус¬
тойчивость указывает лишь на направле¬
ние движущей силы превращения, на воз¬
можность перехода. Осуществление же пе¬
рехода и его кинетика определяются- осо¬
бенностями механизма перехода и условия¬
ми его протекания. Тогда все другие фак¬
торы, в частности напряжения, сами по се¬
бе не могут рассматриваться как причина
или как движущая сила превращения. Они
не обусловливают превращение, а важны
постольку, поскольку оказывают сущест¬
венное влияние на кинетику превращения.Механизм превращенияОбразование кристаллов М
в результате перестройки ре¬
шетки. Мартенеитное превращение, пред¬
ставляющее собой образование кристаллов
новой фазы внутри старой, должно проте¬
кать, как и все другие процессы подобного
рода, путем образования зародышей и их
дальнейшего роста. Экспериментальные
данные о превращении аустенита в мартен¬
сит, в особенности аналогия образования
кристаллов 'Мартенсита с образованием
двойников в результате деформации, а так¬
же строго закономерная ориентировка ре¬
шетки мартенсита, позволили сделать вы¬
вод о том, что рост кристаллов мартенсит-
ной фазы состоит в закономерной пере¬
стройке решетки, при которой атомы не
обмениваются местами, а лишь смещаются
относительно друг друга на расстояния, не
превышающие междуатомные. Еще одним
подтверждением этого положения являет¬
ся следующий факт: когда исходное со¬
стояние является упорядоченным твердым
раствором, мартенситная фаза также пред¬
ставляет собой упорядоченный твердый
раствор.На основании такого представления о
механизме образования М можно было за¬
ранее .рассчитать координаты атомов, вхо¬
дящих в твердый раствор, в элементарных
ячейках мартенситных фаз (например,
у'-ф-азы сплавов Cu-Al и а'-фазы сплавов
Cu-Zn). Вычисленные координаты положе¬
ния атомов были подтверждены экспери¬
ментальными данными [92, 93].Представление о правильной перестрой¬
ке решеток позволяет понять большую
скорость образования кристаллов мартен¬сита (при низких температурах), «скачко¬
образный» характер их возникновения. При
таком механизме (перестройке) нет необ¬
ходимости в диффузионных перемещениях
атомов, скорость которых для железа очень
мала при температурах ниже 300°.Сама перестройка осуществляется, оче¬
видно, таким образом, что перемещения
материала имеют сдвиговой характер, су¬
ществование которого обнаруживается изу¬
чением микрорельефа, возникающего при
превращении на полированных поверхно¬
стях [90, 94].Атомноструктурный механизм перестрой¬
ки должен соответствовать эксперименталь¬
но полученным кристаллогеометрическим
соотношениям фаз — мартенсита и аусте¬
нита (ориентировка решетки, ориентировка
пластинок, направление и величина сдви¬
га). В настоящее время детали механизма
еще нельзя считать установленными.Сопряженность решеток А и
М при росте М. Одним из сущест¬
венных предположений о характере пере¬
стройки атомов является представление о
том, что во время перестройки сохраняет¬
ся когерентность или сопряженность меж¬
ду решетками аустенита и растущего крис¬
талла мартенсита [35, 56]. На движущейся
границе все время сохраняется определен¬
ный порядок в расположении атомов. Ато¬
мы, которые были соседями в решетке аус¬
тенита, остаются соседями и на границе
растущего кристалла. При таком положе¬
нии, если учесть сдвиговой характер пере¬
стройки решетки, неизбежно должны воз¬
никать большие напряжения сдвига, уве¬
личивающиеся в процессе роста кристал¬
ла мартенсита.Большая скорость роста наблюдается
лишь при условии сохранения когерентно¬
сти. Когда напряжения достигают опре¬
деленной (большой) величины, когерент¬
ность разрывается, т. е. нарушается поря¬
док в расположении атомов на фазовой
границе и исчезает сопряженность решеток.Большая скорость роста при сохранении
сопряженности обусловливается коопера¬
тивным характером перестройки, когда пе¬
ремещения атомов одинаково направлены
(единообразны) и взаимно связаны. Нару¬
шение когерентности должно приводить к
прекращению роста, так как обусловлен¬
ный индивидуальными некооперативными
перемещениями атомов неупорядоченный
рост при низких температурах происходит
с весьма малой скоростью.Предположение о когерентном росте по¬
зволило объяснить, с одной стороны, боль¬
шую скорость образования отдельных крис¬
таллов мартенсита, а с другой — отсут¬
ствие их последующего роста при нару-
шении когерентности. Когерентность и воз¬
никновение значительных напряжений объ¬
ясняют и форму кристаллов: она должна
быть такой, чтобы при данном объеме
мартенситного кристалла возникающая в
результате превращения энергия упругой
деформации была минимальной [96].
МАРТЕИСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ683
684ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИУпругие кристаллы. Представ¬
ление о когерентном росте позволило
предсказ-ать и затем экспериментально об¬
наружить явление «термоупругого равно¬
весия» при мартенситном превращении и
«упругих кристаллов» мартенситной фазы.Возможность такого явления вытекала
из следующих соображений. При сдвиго¬
вом характере перестройки во время рос¬
та кристалла мартенсита в области, окру¬
жающей растущий кристалл, быстро уве¬
личиваются напряжения. Движущая сила
превращения определяется разностью сво¬
бодной энергии сплава до и после измене¬
ния решетки. Однако при росте возникает
значительная «упругая энергия», быстро
увеличивающаяся с ростом кристалла (с
увеличением толщины пластинки). Пока
эта энергия по абсолютной величине мень¬
ше разности свободных энергий обеих ре.
шеток, рост продолжается. Если когерент¬
ность при росте не нарушается, то при не¬
котором размере кристалла упругая энер¬
гия может оказаться равной разности сво¬
бодных энергий обеих решеток. Тогда ис¬
чезает движущая сила превращения, рост
прекращается и устанавливается термо-
упругое равновесие [35]. Такой кристалл
сохраняет способность вновь изменять
свои размеры при возникновении движу¬
щей силы, например при изменении темпе¬
ратуры, так как при этом изменяется раз¬
ность свободных энергий обеих решеток.
Понижение температуры приводит к росту
кристалла, а повышение—к сокращению
его размеров [35].Подобное явление действительно было
обнаружено при мартенситном превраще¬
нии	в сплавах Си-Al с добавками
Ni или Мп (рис. 12) [37], а впоследствии
и в некоторых других сплавах. Условиями,
необходимыми для получения термоупру¬
гого равновесия, являются высокий пре¬
дел упругости материала и медленное уве¬
личение напряжений при росте кристаллов.Температурная зависимость
скорости превращенияПоложение о том, что превращение вы¬
зывается разностью свободных энергий
решеток фаз, позволило предположить, что
и образование зародышей не является
атермическим процессом, т. е. что скорость
этого процесса, как и в случае всех других
превращений, должна зависеть от энергии
тепловых колебаний атомов [35].В результате детальных исследований
мартенситного превращения ниже комнат¬
ной температуры действительно удалось
обнаружить температурную зависимость
скорости превращения [36]. Оказалось, что
в этой области температур исчезают не¬
которые явления, которые считались харак¬
терными для мартенситного превращения.
Было установлено: 1) превращение здесь
может длительное время протекать изо¬термически; 2) скорость превращения за¬
висит от температуры и уменьшается с ее
понижением; 3) превращение может быть
полностью подавлено быстрым охлаждени¬
ем до температуры жидкого азота; 4) аус¬
тенит, быстро переохлажденный до тем¬
пературы жидкого азота, превращается в
мартенсит при нагреве до комнатной тем¬
пературы (рис. 13) [36] со скоростью, за¬
висящей от температуры.Вместе с тем было показано, что и в
этой области температур сохраняются сле¬
дующие характерные черты мартенситного
превращения: 1) кристаллы мартенсита
в стали растут с огромной скоростью (в
плоскости ‘пластины мартенсита) и при
низкой температуре; 2) превращение аус¬
тенита в мартенсит распространяется на
область температур: при остановке охлаж¬
дения превращается только некоторая часть
аустенита, изотермическое превращение за¬
тухает и прекращается, а дальнейший про¬
цесс идет лишь при более низкой темпера¬
туре.Температурная зависимость скорости пре¬
вращения определяется температурной за¬
висимостью скорости образования зароды¬
шей мартенсита, а прекращение изотерми¬
ческого превращения — прекращением об¬
разования зародышей, способных расти при
данной температуре. Уменьшение скорости
превращения с понижением температуры
показывает, что тепловые колебания ато¬
мов играют важную роль в образовании
зародышей мартенсита. Возможность пере¬
охлаждения аустенита некоторых сталей
до температуры жидкого азота умазывает
на то, что при малой вибрационной энергии
атомов зародыши не образуются. Превра¬
щение начинается при нагреве, как только
энергия тепловых колебаний становится
достаточно большой, и протекает тем быст¬
рее, чем выше температура, т. е. чем вы¬
ше эта энергия. Это свидетельствует о тер¬
мическом характере образования зароды¬
шей.Для понимания природы превращения
важно то, что температурная зависимость
скорости образования зародышей такая же,
как и при всех других фазовых превраще¬
ниях: скорость изотермического превраще¬
ния ниже мартенситной точки вначале рас¬
тет, при понижении температуры достигает
максимума, а затем понижается (рис. 14)
[59]. Однако измерить скорость изотерми¬
ческого превращения во всей области тем¬
ператур не удается, если мартенситная точ¬
ка не лежит при достаточно низкой темпе¬
ратуре. На нисходящей ветви кривой эту
скорость легко измерить при температурах
ниже —50°. При более высоких темпера¬
турах энергия тепловых колебаний стано¬
вится уже настолько большой, что при оста¬
новке охлаждения в этой области в корот¬
кий промежуток времени реализуются все
зародыши, которые могут образоваться при
данной температуре.На восходящей ветви кривой медленное
образование зародышей происходит немно¬
МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ685го ниже мартенситной точки, а при охлаж¬
дении на несколько десятков градусов ни¬
же точки М скорость процесса становится
неизмеримо большой. Малая скорость пре¬
вращения вблизи мартенситной точки об¬
условливается большим размером критиче¬
ского зародыша (большой работой обра-шой скоростью, что и приводило к пред¬
ставлению об атермическом характере мар¬
тенситного превращения.При температурах ниже —50° фактором,
который определяет малую скорость обра
зования зародышей и дает возможность на¬
блюдать изотермическое превращение, яв-аРис. 13. Изотермическое превращение аустенита в мартенсит:
а — превращение при различных температурах. Сплав железо-никель-марганец (22,5°/о Ni;
3.4% Мп); б — превращение при —159° после переохлаждения в жидком азоте. Марганцови¬
стая сталь (0,7% С; 6,5% Мп; 2,0% Си) [36]зования зародышей), т. е. необходимостью
возникновения больших термических флук¬
туаций. При удалении от точки М работа
образования быстро уменьшается и ско¬
рость превращения растет. Поэтому для
•обычных сталей изотермическое превраще¬
ние наблюдается только в районе несколь¬
ко ниже точки М ив районе ниже — 50°
В промежутке -имеется область температур.
;в которой этот процесс протекает с боль-ляется малая энергия тепловых колебаний.
Действие этого фактора усиливается при
понижении температуры. В области тем¬
ператур около точки М фактором, делаю¬
щим возможным наблюдение изотермиче¬
ского превращения, является большая ра¬
бота образования зародышей. Действие его
уменьшается при понижении температуры,
так как работа образования зародыша бы¬
стро падает с удалением от Т0 [73].
686ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИОбласть температур, в которой основную
роль играет первый фактор, определяется
величиной энергии тепловых колебаний
атомов, т. е. абсолютной температурой. Об¬
ласть же температур, в которой главная
роль принадлежит второму фактору, за-роста кристаллов мартенсита при темпера-
турах значительно ниже комнатной указы¬
вают на то, что при росте кристаллов мар¬
тенсита требуется очень малая энергия ак¬
тивации, т. е. при росте требуется преодо¬
левать очень малые барьеры. По-видимому*+50 О -50 400 -150 -200
Температура,9сРис. 14. Температурная
зависимость начальной
скорости изотермическо¬
го мартенситного пре¬
вращения железоникель-
марганцевых сплавов,
имеющих	различныемартенситные точки:1 — Н23ГЗ (22,7% Ni;
3,1% Мп), Тт = + 12°; 2 —
Н23Г4 (22,5% Ni; 3,4% Мп).
Тт = -30°; 3 — Н24ГЗ
(23,8% Ni; 3,2% Мп), тт =
= -55° [59]виаит от положения точки Т0 и, следова¬
тельно, точки М. Поэтому с помощью по¬
нижения точки М (путем соответствующе¬
го изменения состава стали) можно пе
мостить область температур существен¬
ного действия второго фактора в район
температур вблизи комнатной и сделать
возможным измерение скорости изотер¬
мического превращения в ее максиму¬
ме. В этом случае отсутствует область
с атермическим характером превраще¬
ния. Кривая зависимости скорости пре¬
вращения от температуры приобретает
нормальный характер (рис. 15) [59].Таким образом, тепловые колебания
атомов играют большую роль в кине¬
тике образования зародышей мартен¬
сита, как и при других фазовых пре¬
вращениях. Большая скорость образо¬
вания зародышей при таких низких тем¬
пературах, как комнатная, когда диф¬
фузионные процессы заморожены, опре¬
деляется тем, что необходимые для об¬
разования зародыша мартенсита атом¬
ные перемещения требуют меньшей
энергии активации. Последнее, по-види¬
мому, связано с малыми относительны¬
ми перемещениями атомов и упорядо¬
ченным характером атомных переме¬
щений при возникновении мартенситно¬
го зародыша.Малая скорость образования зароды¬
шей и наряду с этим огромная скоростьвеличина барьеров уменьшается в процессе
роста кристаллов в связи с возникновением
напряжений на границе растущего кристал¬
ла. Поэтому на начальных стадиях ско¬Рис. 15. Температурная зависимость начальной
приведенной скорости изотермического мартенсит¬
ного превращения марганцевых сталей, имеющих
различные мартенситные точки:85Г22 (0,85% С; 2,2% Мп), Тт = 155°; 95ГЗ
(0,95% С; 3,5% Мп), Тт= 85°; 70Г65 (0,70% С;
6,5% Мп), Тт= 50° [59]
МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ687рость роста кристаллов может быть и не
такой большой, какой она становится при
видимых в микроскоп размерах кристалла.Напряжения могут действовать неодина¬
ково в направлениях, лежащих в плоскости
пластины мартенсита, и в направлениях,
ей перпендикулярных. Во втором случае
они могут способствовать повышению барь¬
еров .и замедлению процесса роста. (При
исследовании роста кристаллов мартенсита
в некоторых сплавах наблюдалась мень¬
шая скорость роста по толщине пластины.)
Возможно, однако, что малая энергия ак¬
тивации роста кристаллов связана с осо¬
бенностями самого механизма роста, о ко¬
тором необходимо иметь более детальные
данные.Причины распространения
превращения на область температурОдна из главных особенностей мартен¬
ситного превращения состоит в том, что
превращение распространяется на область
температур, и при любой температуре в
этой области только часть исходной фазы
переходит в новую. Так как кристаллы мар¬
тенсита, достигнув определенных размеров,
больше не растут, прекращение превраще¬
ния означает прекращение образования за¬
родышей.Возможны два рода факторов, обуслов¬
ливающих это явление: 1) изменение со¬
стояния оставшегося аустенита, при кото¬
ром затрудняется образование новых заро¬
дышей или их рост; 2) возникновение за¬
родышей не в любой точке объема, а лишь
в тех местах, где образование их облегчено.Факторами) первого рода могут быть, на¬
пример, возникновение всестороннего дав¬
ления, что понижает точку Г0, а также на¬
рушения строения, затрудняющие образо¬
вание зародышей критического размера или
их рост. Ко второму роду факторов отно¬
сятся: неоднородности состояния аустени¬
та—замороженные флуктуации концентра¬
ции растворенного элемента; различного ро¬
да неоднородности строения, вызывающие
локальные напряжения, благоприятствую¬
щие уменьшению работы образования заро¬
дышей новой фазы; напряжения сдвига с
областью неоднородности напряженного со¬
стояния, величиной порядка размеров кри¬
сталлов мартенсита и больше и т. п.Факторы первого типа едва ли могут
иметь значение для начальных этапов мар¬
тенситной кривой, так как при малом ко¬
личестве мартенсита едва ли может суще¬
ственно изменяться состояние всего непре-
вращенного аустенита. Однако они могут
оказывать существенное влияние на вторую
половину этой кривой. Поэтому для первой
ее половины главную роль должны играть
факторы второго типа. При переходе через
точку М зародыши сначала образуются в
тех местах, где работа их образования (бла¬
годаря благоприятному отклонению струк¬
туры или концентрации) наименьшая. Пос¬ле реализации этих мест процесс останав¬
ливается. При дальнейшем понижении тем¬
пературы размер критического зародыша
уменьшается, вследствие чего становится
возможной реализация других мест, благо¬
приятных для образования зародышей.Как уже отмечалось, после частичного
превращения в оставшемся аустените (по-
видимому, в областях, окружающих кри¬
сталлы мартенсита) возникает напряжен¬
ное состояние и появляются новые нару¬
шения структуры, благоприятствующие об¬
разованию зародышей мартенсита.Результаты исследований влияния пред¬
варительной пластической деформации
аустенита выше точки М, не вызывающей
непосредственного превращения [69], а так¬
же влияния нейтронного облучения на ки¬
нетику последующего превращения аусте¬
нита в мартенсит [80, 81] подтверждают
представление о том, что зародыши мар¬
тенсита образуются не во всем объеме, а в
местах с отклонениями структуры от сред¬
ней. Оба эти воздействия на аустенит вы¬
зывают появление структурных нарушений,
облегчающих образование зародышей мар¬
тенсита. Однако эти нарушения неустойчи¬
вы и постепенно исчезают при выдержке
даже при комнатной температуре (при по¬
вышенных температурах быстро). Послед¬
нее свидетельствует о больших местных на¬
пряжениях и о малых размерах этих об¬
ластей, являющихся местами облегченного
образования зародышей. Частичная релак¬
сация таких напряжений может происхо¬
дить при сравнительно низких температу¬
рах — таких, как комнатная и даже ниже.В результате пластической деформации
или нейтронного облучения, а также в про¬
цессе самого превращения возникают и на¬
рушения строения другого типа — затруд¬
няющие превращение, например, нарушения
на границах областей когерентного рассея¬
ния или другого рода скопления нарушений
строения.Возможно, однако, что нарушения строе¬
ния кристаллов аустенита, которые облег¬
чают образование зародышей мартенсита и
затрудняют его, — нарушения одного типа.
Пока этих нарушений мало и они сконцент¬
рированы лишь в некоторых местах, они
облегчают кооперативные перемещения ато¬
мов, необходимые для зарождения кристал¬
лов мартенсита. Когда же этих нарушений
становится много и они распределяются
определенным образом, уменьшая области
с правильной решеткой, они становятся пре¬
пятствием для возникновения зародыша и
для роста его на начальных стадиях.С этой точки зрения активизация превра¬
щения при малых степенях пластической
деформации или облучения обусловливает¬
ся сравнительно малым числом нарушений,
облегчающих зарождение кристаллов и не
препятствующих их росту. Выдержка при
комнатной температуре или при не очень
высоких температурах должна приводить к
перераспределению нарушений, к более рав¬
номерному их распределению и к уменыне-
688ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИнию локальных нарушений. В результате
активизирующее действие уменьшается, а
затрудняющее действие повышается (за
счет уменьшения размеров областей с пра¬
вильной решеткой). При больших степенях
пластической деформации большое число
нарушений препятствует кооперативной пе¬
рестройке атомов в области, необходимой
для дальнейшего роста. Лишь при высоких
температурах нарушения исчезают и в со¬
ответствии с этим исходная способность
аустенита к мартенситному превращению
восстанавливается [97].Нарушения строения, подобные тем, ко¬
торые вызываются пластической деформа¬
цией, возникают и в результате образова¬
ния нового кристалла мартенсита в области,
окружающей уже имеющийся кристалл. Это
должно приводить к облегчению образова¬
ния новых зародышей; по-видимому, с из¬
менением распределения этих нарушений и
уменьшением локальных напряжений (пи¬
ков напряжений) при выдержке связана
стабилизация аустенита при остановке ох¬
лаждения.Большая плотность нарушений кристал¬
лического строения зерна аустенита возни¬
кает в результате прямого и обратного мар¬
тенситного превращения. Локальные напря¬
жения при это-м не могут быть велики вслед¬
ствие высокой температуры обратного пре¬
вращения. Такой характер структуры за¬
трудняет образование зародышей и их рост
при последующем охлаждении ниже мар-
тенситной точки [97, 98].Экспериментальные данные свидетельст¬
вуют о том, что нарушения правильности
кристаллической структуры играют большую
роль в кинетике мартенситного превраще¬
ния. Рост мартенситного зародыша, когда
его размеры становятся больше критиче¬
ских, наиболее легко протекает в кристалле
аустенита с правильным строением,. Одна¬
ко зарождение кристалликов мартенсита
в кристалле аустенита без нарушений стро¬
ения сильно затруднено. Это, по-видимому,
связано с большой работой образования
зародыша при кооперативных перемещени¬
ях атомов в идеальной решетке вследствие
противодействия упругих сил. Поэтому не¬
обходимо очень большое переохлаждение
ниже Т0, чтобы за счет увеличения AF по¬
низить эту работу и сделать возможным
флуктуационное образование зародыша'
мартенсита в идеальной решетке аустенита.
Однако это переохлаждение может ока¬
заться столь большим, что уже средняя
энергия тепловых колебаний в Згой обла¬
сти температур будет мала для достаточ¬
но частого образования необходимых флук¬
туаций. Так как для мартенситного прев¬
ращения эта область температур лежит ни¬
же комнатной, то в аустените с идеальной
решеткой мартенеитное превращение при
температурах ниже комнатной может сов¬
сем не пойти, несмотря на большое переох¬
лаждение.В таких условиях при переходе из жид¬
кого состояния в твердое происходит за-стекловывание жидкости. Это наблюдается,
например, в салоле: хорошо очищенный
или подвергнутый дезактивации примесей
салол не кристаллизуется, так как работа
образования его зародышей становится до¬
статочно малой в той области температур,
в которой подвижность атомов уже мала
[99]. В этом случае для кристаллизации не¬
обходимо вводить твердые частички, В их
присутствии облегчается возникновение за¬
родышей, т. е. снижается работа их обра¬
зования, а это приводит к уменьшению пе¬
реохлаждения. Аналогичное явление имеет
место в пересыщенных твердых растворах.
Например, при определении границ раство¬
римости ниже определенной температуры
процесс выделения второй фазы заморажи¬
вается. Экспериментальная кривая раство¬
римости получается вертикальной. Однако,
применяя предварительную пластическую
деформацию (понижая работу образования
зародыша фазы выделения и повышая под¬
вижность атомов), можно заставить про¬
цесс выделения идти и при более низких
температурах и экспериментально опреде¬
лить кривую растворимости [100].Изложенное приводит к выводу, что мар-
тенситное превращение может протекать и
в идеальной решетке, если точка Т0 доста¬
точно высока,. Тогда даже при большом пе¬
реохлаждении, необходимом для достаточ¬
ного понижения работы образования заро¬
дыша, абсолютная температура и, следова¬
тельно, энергия тепловых колебаний ока¬
жутся достаточно высокими для чисто
флуктуациюнного образования зародыша.
Однако при определенных нарушениях стро¬
ения кристалла аустенита работа образова¬
ния зародыша сильно снижается за счет
уменьшения работы против упругих сил.
Переохлаждение, необходимое для чисто
флуктуационного образования зародышей,
в этом случае сильно снижается.Затухание и возобновление изотермиче¬
ского превращения с этой точки зрения объ¬
ясняется тем, что сначала используются ме¬
ста, наиболее нарушенные или имеющие
сочетание нарушений, при котором наибо¬
лее сильно понижается работа образова¬
ния зародышей. Когда зародыши воз¬
никнут в этих местах, изотермическое
превращение прекратится, поскольку кри¬
сталлы. мартенсита после нарушения коге¬
рентности не растут, а новые зародыши не
возникают. При дальнейшем понижении
температуры вследствие понижения работы
образования Зародышей для идеальной ре¬
шетки используются места с меньшими на¬
рушениями структуры. Для дальнейшего
превращения необходимо дальнейшее пони*
жение температуры и т. д. Таким образом,
превращение распространяется на область
температур.Температурная зависимость скорости за'
рождения кристаллов мартенсита показы*
вает, что при образовании зародышей в та¬
ких заранее «подготовленных» местах глав¬
ную роль играют тепловые колебания, что
и для того, чтобы в этих местах образовал¬
МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ689ся зародыш, способный к росту, необходи¬
мы флуктуации энергии. Это особенно от¬
четливо можно наблюдать при низкой мар¬
тенситной точке, когда быстрым охлаж¬
дением до температуры жидкого азота
удается полностью задержать превраще¬
ние. Это значит, что в «подготовленных»
местах во время охлаждения не успевают
образоваться зародыши, а при температу¬
ре жидкого азота средняя энергия колеба¬
ний очень мала. Повышение же темпера¬
туры, т. е. повышение энергии тепловых
колебаний, увеличивает вероятность образо¬
вания нужной флуктуации в этих местах
и вероятность образования вародыша. Ско¬
рость реализации этих мест тем больше,
чем выше температура. Она увеличивается
с повышением температуры до тех пор, по¬
ка работа образования зародыша не начи¬
нает расти быстрее средней, тепловрй энер¬
гии атомных колебаний, поскольку умень¬
шается переохлаждение. С этого момента
скорость превращения с повышением темпе¬
ратуры падает.Характерным для мартенситного превра¬
щения является возникновение вокруг ра¬
стущих кристаллов поля напряжений, что
связано главным образом со сдвиговым ха¬
рактером перестройки атомов. Отсюда сле¬
дует, что переохлаждение ниже То необхо¬
димо не только для уменьшения работы
образования (зародыша критического разме¬
ра, т. е. зародыша, способного к росту (пос¬
ле образования такого зародыша рост мог
бы происходить и при меньшем переохлаж¬
дении) за счет увеличения AF. Оно необхо¬
димо также для того, чтобы за счет AF
компенсировать ту большую упругую энер¬
гию, которая возникает после образования
кристалла мартенсита конечных размеров.
Поэтому «подготовленные» места не могут
быть использованы выше некоторой темпе¬
ратуры, когда AF по абсолютной величине
меньше упругой энергии, возникающей при
образовании всего кристалла. Этой темпе¬
ратурой, по-видимому, и является мартен-
ситная точка.Однако кристаллы мартенсита могут об¬
разоваться и выше точки М, если упругая
энергия полностью или частично компенси¬
руется в данной системе при внешнем при¬
ложении поля напряжений, противополож¬
ного тому, которое возникает б процессе
образования кристалла мартенсита. Воз¬
можно, что образование кристаллов мартен¬
сита при пластической деформации выше
точки М обусловливается не только возник¬
новением нарушений, стимулирующих обра¬
зование зародышей, но и созданием такого
поля. По мере повышения температуры для
образования мартенсита требуется все боль¬
шая пластическая деформация. Повышение
же степени деформации способствует уве¬
личению сопротивления аустенита пластиче¬
ской деформации (упрочнение) и позволяет
создать в нем более высокие напряжения.
Чем ближе температура деформации к То,
тем большее приложенное извне напряже¬
ние (вследствие уменьшения AF) необходи-44	Металловедение (справочник), т. Iмо для компенсации напряжений, возника¬
ющих в результате образования кристаллов
мартенсита.Напряжения, достаточно однородные в
области размерами порядка длины пластин¬
ки мартенсита и определенным образом на¬
правленные, несомненно должны облегчать
образование кристаллов мартенсита. На¬
пряжения, однородные в большом объеме,
должны приводить к тому, что не все воз¬
можные ориентировки кристаллов мартенси¬
та будут равно вероятны. При приложении
внешних сил преимущественно реализуют¬
ся ориентировки, для которых направление
напряжений благоприятствует сдвигу.Таким образом, к факторам, облегчаю¬
щим образование зародышей, относятся ло¬
кальные нарушения в очень малых обла¬
стях, способные исчезать при сравнительно
низких температурах, а также напряжения,
однородные в микрообластях и макрообла¬
стях.Если число нарушений строения очень ве¬
лико, а их распределение приводит к обра¬
зованию малых областей когерентного рас¬
сеяния (блоков), то возникают затруднения
при образовании зародышей и их росте на
начальных стадиях. Это связано, вероят¬
но, с затруднениями в коооперативном пе¬
ремещении атомов при больших нарушени¬
ях кристаллической структуры Имеется не¬
которая аналогия с пластической деформа¬
цией в отношении двоякого действия на¬
рушений решетки. В идеальной решетке
для осуществления пластической деформа¬
ции требуются большие силы, достигающие
по величине теоретической прочности. Нали¬
чие дислокаций при небольшой их плотно¬
сти обусловливает деформацию при малых
усилиях. Когда же в результате самой де¬
формации плотность дислокаций становит¬
ся большой, значительно возрастает и со¬
противление деформации (упрочнение).Для сталей со средним и высоким содер¬
жанием углерода, а также для железони¬
келевых сплавов точка М лежит примерно
на 200° ниже Г0. Это связано, как указыва¬
лось выше, с упругой энергией, возникаю¬
щей при образовании кристалла мартенсита.
В чистом железе и в легированном железе
точка То лежит высоко (900° или несколько
ниже). Между тем мартенситная точка для
этих сплавов находится в области около
500°. Для чистого железа точку М не изме¬
ряли, однако, судя по зависимости этой'
точки от концентрации углерода, можно
предполагать, что она находится ниже 600°.
Увеличение гистерезиса обусловливается,
вероятно, тем, что при высоких температу¬
рах (выше 500—600°) сильные локальные
нарушения структуры неустойчивы и быст¬
ро исчезают и потому отсутствуют места,
в которых работа образования зародыша
сильно уменьшена.Изложенное представление о причинах
распространения превращения на область
температур основано на учете кооператив¬
ного характера перестройки атомов при
мартен сигаом превращении, сопряженности
690ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОМ ОБРАБОТКИрешеток в процессе роста кристаллов мар¬
тенсита и общих законов фазовых превра¬
щений.Температурная зависимость скорости пре¬
вращения свидетельствует о том, что в
образовании зародышей критического раз¬
мера в «подготовленных» местах главнуюроль, как и при других фазовых превраще¬
ниях, играет энергия колебаний атомов.
Структурно подготовленные места, т. е, ме¬
ста, в которы.х образование вародышей об¬
легчено, играют здесь ту же роль, что и
нерастворимые примеси при кристаллизации
жидкостей.ЛИТЕРАТУРА1.	А. Л. Б а б о шин. Металлография и тер'
мическая обработка стали и чугуна, Металлур-гиздат, 1940.2.	Н. Я. С е л я к о в, Г. В. Курдюмов,
Н. Г. Гудцов. ЖПФ, 1927, № 2, стр. 51.3.	Г. В. Курдюмов, Э. 3. Камин¬
ский. Ж. прикл. физ., 1929, № 2, стр. 47.4.	Г. В. Курдюмов. Вестник металло¬
промышленное ги, 1932, № 9, стр. 20.5.	Е. S с h е i 1, G. Tammann. Zs. anorg.
allg. Ghem, Bd. 157, 1926, S. 1.6.	E. S с h e i 1. Arch. Eisenhiittenw., Bd. 2.1928, S. 375.7.	E. S с h e i 1. Zs. anorg. allg. Chem.,Bd. 183. 1929, № 1—2, S. 98.8.	А. А. И вен сен, Г. В. Курдюмов.
Вестник металлопромышленности, 1930, № 9—10,
стр. 163.9.	Г. В. Курдюмов, Г. Закс. Zs. Phys.,
1930, Bd. 64, S. 325; Вестник _ металлопромыш¬
ленности, 1930, № 9—Ю, стр. 165.10.	Н. Н a n е ш a n n, Н. W i е s t е г. Arch.
Eisenhiittenw., 1931—1932, Bd. 5, S. 377.11.	H. Wi ester. Zs. MetaHkde, 1932, Bd. 24,№ 11, S. 276.12.	F. Wever, N. E n g e 1. Mitteil. K.-W.Inst. Eisenforsch., 1930, Bd. 12, S. 93.13.	С. С. Ш т e й н б e p г. Металлург, 1930,Ka 4—5, стр. 506.14.	F. W e v e r. Arch. Eisenhiittenw., 1931—1932, Bd. 5, S. 367.15.	С. С. Штейнберг. ЖТФ, 1935, 5,No 2, стр. 362.16.	E. S с h e i 1. Zs. anorg. allg. Chem.,1932, Bd. 207, № 1, S. 21.17.	С. С. H о с ы p e в а, М. В. Буракова.
Труды УФАН СССР, 1937, № 9, стр. 25.18.	М. М. Бигее в. Труды УФАН СССР,1937, Ко 9, стр. 13.19.	В. Д. Садовский, Н. В. Ш т и ш е в-
с к а я. Труды УФАН СССР, 1937, № 9, стр. 45.20.	А. П. Гуляев. Металлург, 1939, № 14,
стр. 64.21.	А. В. G г е n i n g е г, A. R. Troiano.
Trans. AIMME, 1939, v. 133, p. 204.22.	A. B. G r e n i n g e r, A. R. T г о i a no.
Trans. AIMME, 1940, v. 307, p. 140.23.	С. С. Штейнберг, В. И. Зюзин.
Металлург, 1936, т. 11, № 8, стр. 3.24.	С. С. Штейнберг. Металлург, 1937.
12, № 10, стр. 58.25.	С. С. Штейнберг. Термическая об¬
работка стали. Металлургиздат, 1945.26.	Н. В. Агеев, Г. В. Курдюмов. Ме¬
таллург, 1932, т. 7, № 9, стр. 3.27.	В. Бугаков, И. И с а й ч е в, Г. Кур¬
дюмов. Металлург, 1934, № 1, стр. 35.28.	Г. В. Курдюмов, Т. И. С т е л л е ц-
к а я. ЖТФ, 1935, т. 5, стр. 395.29.	Э. 3. Каминский. Г. В. Курдю¬
мов. ЖТФ, 1936, т. 6, стр. 984.30.	Г. В. Курдюмов. Изв. АН СССР, Сер.
Хим., 1936, № 2, стр. 271.31.	В. Н. Гриднев, Г. В. Курдюмов.
ЖТФ, 1937, т. 7 стр. 2091.32.	Г. Курдюмов, В. М и р е ц к и й. ЖТФ,
т. 8, 1938, стр. 1777.33.	Г. В. Курдюмов. Сборник докладов
секции металловедения и термической обработ¬
ки металлов. ВНИТО металлургов, 1940, стр. 96.34.	Г. В. Курдюмов. Физические основы
термической обработки стали. Труды II Все¬
союзной конференции. Л., 1941, стр. 4.35.	Г. В. Курдюмов. ЖТФ, 1948, т. 18,
№ 8, стр. 999; Проблемы металловедения и фи¬
зики металлов. Металлургиздат, 1949, стр. 132.36.	Г. В. Курдюмов, О. П. Максимо-
в а. ДАН СССР, 1948, т. 61, стр. 83.37.	Г. В. Курдюмов, Л. Г. X а н д р о с.
ДАН СССР, 1949, т. 19, стр. 761.38.	В. А. В i 1 1 b у, J. W. Christian,
Inst, of Metals, Monograph and Report Series,
№ 18, p. J.21—172, London, 1956, Symposium «Me¬
chanism of Phase Transformations in Metals».39.	А. Ивенсе н, Г. Курдюмов. ЖФХ,
1930, т. 1, стр. 41.40.	F. 0 h m a n. J. Iron Steel Inst., 1931,
v. 123, № 1, p. 445.41.	G. Hjjgg. J. Iron Steel Inst., 1934,V. 130, p. 439.42.	Г. В. Курдюмов, H. Л. Ослон.
ЖТФ, 1939, т. 9, № 21, стр. 1891.43.	Г. В. К у.р дюмов, П. Некрашевич,
В. В Нечволодов. Сталь, 1935, № 4,
стр« 84«■н. Э. 3. Ка м и н с к и й, М. Д. П е р к а с.
Проблемы металловедения и физики металлов.
Металлургиздат, 1949, стр. 211.45.	Г. В. Курдюмов, М. Д. П е р к а с,А.	Е, Ш а м о в. ДАН СССР, 1953, т. 92, стр.
955.46.	Г. В. Курдюмов, М. Д. П е р к а с.
ДАН СССР, 1956, т. 111, стр. 818.47.	Н. L i р s о n, А. М. В. Parker. Iron
Steel Inst., 1944, v. 150 № 1, p. 123.48.	В. А. Ильина. В. К. К р и ц к а я,
Г. В. Курдюмов. ДАН СССР, 1952, т. 85,
стр. 197.49.	М. П. Арбузов, Л. И. Лыса к,
Е. Г, Нестеренко. ДАН СССР, 1953, т. 90,
Кя 3, стр. 375.50.	В. К. К р и ц к а я, Г. В. Курдюмов,
Н. М. Н о д и а. ЖТФ, 1955, т. 25, № 2, стр. 177.51.	В. К. К р и ц к а я, Н. М. Н о д и а,
Ю. А. О с и п ь я н. Физика металлов и метал¬
ловедение. 1958, т. 6, № 1, стр. 177.52.	Г. В. Курдюмов, Л. И. Л ы с а к.
ЖТФ, 1947, т. .17, № 9, стр. 993.53.	Г. В. Курдюмов, Л. И. Л ы с а к.
ЖТФ, 1946, т. 16, № 11, стр. 1307.54.	М. П. Арбузов. ДАН СССР, 1950, т. 74.
№ 6, стр. 108555.	Г. В. Курдюмов. ЖТФ. 1954. т. 24,
№ 7, стр. 1254. Проблемы металловедения и фи¬
зики металлов, вып. 4 Металлургиздат, 1955, стр.
321.56.	Г. В. Курдюмов. Проблемы металло¬
ведения и физики металлов вып. 3, Металлургиз¬
дат, 1952, стр. 9.57.	О. П. Максимова, Е. Г. Понятов-
с к и й, Н. С. Р ы с и н а, Л. Г. О р л о в. Пробле¬
мы металловедения и физики металлов. Метал¬
лургиздат, вып. 5, 1958, стр. 25.58.	А. П. Гуляев, Е. В. Петуяина.
Металлографическое исследование превращения
аустенита в мартенсит. Труды ЦНИИТМАШ,
вып. 47, Машгиз, 1952.59.	Г. В. Курдюмов, О. П. Максимо-
в а. Изв. АН СССР, ОТН, 1957, № 6, стр. 4.60.	С. Н. S h i h, В. L. Averbach, M. Co¬
hen. J. Metals, 1955, № 2, p. 183.61.	J. Philibert, С. С r u s s a r d. Iron
Steel Inst., 1955, v. 180, № 5, p. 39.62.	О. П. Максимова, А. И. Никоно-
p о в а. Проблемы металловедения и физики ме¬
таллов, вып. 5, Металлургиздат, 1958, стр. 56.63.	R. Е. С е с h, J. Н. Н о 1 1 о m о n. Trans.
AIMME, 1953, v. 197, p. 685.64.	Г. В. Курдюмов, О. П. Максимо-
в а. ДАН СССР, 1951, т. 81, № 4, стр. 565.65.	О. П. Максимова. Труды научно-тех¬
нической конференции ВНИТОМАШ, вып. 2, 3,
МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ6911952; Проблемы металловедения и физики ме¬
таллов, вып. 3, Месаллургиздат, 1952, стр. 45.66.	Г. В. Курдюмов, О. П. Максимо¬
ва, Т. В. Т а г у н о в а. ДАН СССР, 1950, т. 73,
№ 2, стр. 307; Сталь, 1951, № 2, стр. 164.67.	A. W. М с, Reynolds. Journ. Appl.
Phys., 1949, v. 20, № 10, p. 896.68.0. П. Максимова, А. И. H и к о н о-
рова, Г. К. Погорело в. Проблемы метал¬
ловедения и физики металлов, вып. 4, Металлург¬
издат, 1955, стр. 144.69.	Г. В. Ку р Д ю м о в, О. П. Максим о-
в а, А. И. Н и к о н о р о в а. ДАН СССР, 1957,
т. 114, № 4, стр. 768.70.	М. Г Гайдуков, В. Д. Садов¬
ский. Металловедение и обработка металлов,
1958, № 4, стр. 2.71.	Н. С. Fiedler, В. L. Averbach,
М. Cohen. Тг a n s. ASM, 1954, р. 47.72.	Г. В. Курдюмов, О. П. Максимо¬
ва, А. И. Никонорова, 3. Д. Павленко,A.	М. Я м п о л ь с к и й. Физика металлов и ме¬
талловедение, 1958, тк 6, вып. 1, стр. 95.73.	Г. В. Курдюмов. Современные про¬
блемы металлургии. Изд. АН СССР, 1958,
стр. 34.74.	А. П. Г у л я е в. Термическая обработка
стали. Машгиз, 1953.75.	А. Н. Алфимов, А. П. Гуляев. Изв.
АН СССР, ОТН, 1954, № 3, стр. 88.76.	А. Н. Алфимов, А. П. Гуляев. Изв.
АН СССР, ОТН, 1954, № 4, стр. 93.77.	В. Г. Воробьев, А, П. Гуляев.
ЖТФ, 1951, т. 21, № 10, стр. 1164.78.	А. П, Гуляев, А. П. А к ш е н ц е в а.
ЖТФ, 1955, т. 25, № 2, стр. 299.79.	В. Г. Воробьев. Термическая обработ¬
ка стали при температурах ниже нуля. Оборон-
гиз. 1954.80.	О. П. Максимова, А. И. Захаров.
ДАН СССР, 1957, т. 114, № 6, стр. 1195.81.	А. И. Захаров, О. П. Максимова,
Изв. АН СССР, ОТН, 1958, № 7, стр. 3.82.	W. J. Garris, М. С о h е n. Trans.
AIMME, v. 180, 1949, р. 447.83.	П. П. Петросян. ДАН СССР, 1948,
т. 59, № 6, стр. 1109.84.	S. G. G 1 о v е г, Т. В. Smith. The
Mechanism of Phase Transt. in Metals, Lon¬
don Inst. Met. N 18, 1956, p. 265.B.	В. Нечволодов. Сталь, 1935, № 4, стр. 84.
85. В. Н. Гриднев. Металлург, 1938,№ 4.86.	В. И. Архаров. Кристаллографиязакалки стали. Металлургиздат, 1951.87.	G. Wassermann. Metallwirtsch.,
1934, Bd. 13, S. 133.88.	Э. 3. Каминский, 1\ В. Курдюмов,В.	Е. Н е й м а р к. ЖТФ т 4, 1934, стр. 1774.89.	В. Н. Г риднев, ЖТФ, 1941, т. 11, № 13—14,	стр. 1226.90.	Я. М. Г о л о в ч и н е р. Проблемы ме¬
талловедения и физики металлов, вып. 2 Метал-
лургиздат, 1951, стр. 119.91.	J. В. Hess, С. S. Barrett, Trans,
AIMME, 1952, v. 194, p. 645.92.	Э. 3. Каминский, Г. В* Курдюмов.
ЖТФ, 1936, т. 6, стр. 984.93.	Г. Курдюмов, В. М и р е ц к и й,
Т. С т е л л е ц к а я. ЖТФ, 1938, т. 8, стр. 1959.94.	Г. В. Курдюмов. Л. Г. Хандрос.
ЖТФ, 1949, т. 19, № 5.95.	L. Kaufman, М. Cohen. J. Metals.
1956, v. 8, N 10, p. 1393.96.	М. В. Я к у т о в и ч, Э. С. Яковлева.
ЖТФ, 1939, т. 9, стр. 884.97.	Я. М. Г о л о в ч и н е р, Ю. Д. Т я п к и н.
ДАН СССР, 1953, т. 93, № 1, стр. 39.98.	О. П. Максимова, А. И. Никоно¬
рова. Проблемы металловедения и физики ме¬
таллов, вып. 4, Металлургиздат, 1955, стр. 123—143.99.	В. И. Данилов. Проблемы металлове¬
дения и физики металлов, вып. 1, Металлургиздат
1949, стр. 7—44.100.	С. Т. К о н о б е е в с к и й. Изв. АН СССР,
1937, т. 5, стр. 1209.101.	С. Ф. Юрьев. Удельные объемы фаз в
мартенситном превращении аустенита. Металлург¬
издат, 1950.102.	А. П. Гуляев, Я. Э. С а н ч у к. ЖТФ,
1952, т. 22, вып. 11.103.	М. S. W е с h 1 е г, D. S. L i е b е г m а п,
Т. A. Read. Trans. AIMME, 1953, 197, p. 1503.104.	F. С. Frank. Acta Metallurgy 1953, v. 1,
p. 15.105.	J. K. Mackemzie, J. S. Bowler. Acta
Metallurgy 1954, v. 2, p. 138.106.	J, S. Bowler, J. K. Mackenzie. Acta
Metallurgy 1954, v. 2, p. 224.107.	П. П. Петросян. Термическая обра¬
ботка стали холодом. Машгиз, 1957.108.	Г. Н. Богачева, В. Д. Садовский.
ДАН СССР, 1952, т. 83, стр. 569.109.	В. Д. Садовский, Г. Н. Богачева.
ДАН СССР, 1952, т. 83, № 2, стр. 221110.	С. Z е п е г. Metals Technology, 1946, v. 13,
p. 1.111.	Г, В. Курдюмов. ЖТФ, 1930, 1,
стр. 281; Zs. Phys., 1929, Bd. 55, p. 187.ГЛАВА 36ТЕОРИЯ ОТПУСКА ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИОтпуском называется термическая обра¬
ботка, при которой происходит распад за¬
фиксированного закалкой состояния стали—
пересыщенного твердого раствора углерода
в а-железе — мартенсита, а также и оста¬
точного аустенита. Результатом этого про¬
цесса является переход к более устойчиво¬
му состоянию. В стали образуются структу¬
ры, представляющие собой продукты распа¬
да мартенсита и аустенита — смесь а-же-
леза и карбидов. Соответственно изменяют¬
ся свойства стали: повышается пластич¬
ность и вязкость, снижается твердость,уменьшаются внутренние (остаточные) на¬
пряжения.Отпуск осуществляется путем нагрева за¬
каленной стали до температуры, лежащей
ниже Ась выдержки при этой температуре
и последующего охлаждения. Результаты
отпуска в основном определяются темпера¬
турой нагрева и в меньшей мере продолжи¬
тельностью выдержки. Скорость охлаждения
существенно не ьлияет на результаты, одна¬
ко если стали склонны к отпускной хруп¬
кости, то охлаждение должно быть доста¬
точно быстрым.44*
692ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИПо температуре нагрева различают низ¬
кий, средний и'высокий отпуск. Низкий
отпуск (нагрев до 120—250°) имеет целью
уменьшить внутренние напряжения в изде¬
лиях, от которых требуется сохранение вы¬
сокой твердости и износостойкости. При
этом хрупкость стали значительно уменьша¬
ется, а твердость почти не снижается.
Средний отпуск (нагрев до 300—500°)
применяют для изделий, которые должны
обладать высокими пределами упругости,
прочности, выносливости, а также доста¬
точно высокой вязкостью (пружины, рес¬
соры). Высокий отпуск (нагрев до
450—670°) используется для изделий,
испытывающих в работе значительные
ударные и вибрационные нагрузки; он
обеспечивает весьма благоприятное соче¬
тание вязкости, пластичности и прочно¬
стных свойств.1. ПРОЦЕССЫ, ПРОТЕКАЮЩИЕ В
ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ ПРИ ОТПУСКЕПроцессы отпуска 'представляют собой в
сущности процессы распада твердых раст¬
воров—мартенсита и остаточного аустени¬
та, возвращающие сталь в более устойчи¬
вое состояние. Различают четыре стадии от¬
пуска, первые две из них соответствуют
двум стадиям распада мартенсита. Распад
мартенсита протекает в широком интервале
температур — от комнатной до 300—350°.
Первая (до 150°) и вторая (150—300°) ста¬
дии этого распада различны по механизму
и кинетике1. Процессы, протекающие на
третьей и четвертой стадиях отпуска, раз¬
виваются в температурных интервалах 300—
450° и 450° — Ас\. Температурные границы
стадий условны. Они могут сдвигаться в ту
или иную сторону в зависимости от скоро¬
сти нагрева, длительности выдержки, со¬
става стали. Некоторые процессы при от¬
пуске не заканчиваются на данной стадии,
а продолжаются на последующих.Первая стадия отпуска (первая
стадия распада мартенсита)Первая стадия отпуска состоит в выделе¬
нии из мартенсита высокодисперсных час¬
тиц карбида. Возникнув, зародыши растут
до тех пор, пока области, их окружающие,
значительно не обеднятся углеродом и не
прекратится приток атомов этого элемента
вследствие малой скорости диффузии из
твердого раствора. Вокруг частиц карбида
образуются области твердого раствора с
меньшей, чем исходная, концентрацией уг¬
лерода, который находится во временном,
неустойчивом «коллоидном» равновесии [2]
с дисперсными частицами карбида. Эти
обедненные углеродом области окружены
твердым раствором, имеющим исходную кон¬
центрацию углерода. Так как наряду с ис¬
ходным возникает новый твердый растворс меньшей концентрацией углерода, распад
мартенсита на первой стадии называют
двухфазным (или гетерогенным). Областей
с промежуточными концентрациями почти
не наблюдается. Количество твердого раст¬
вора, обедненного углеродом, увеличивает¬
ся не за счет роста областей, а за счет уве¬
личения их числа. Таким образом, протека¬
ние процесса во времени обусловливается
практически только числом образующихся
зародышей карбидной фазы, а скорость рас¬
пада определяется скоростью зарождения
карбидных частиц.Кинетика процесса характеризуется кри¬
вой (рис. 1) [1, 3], где V0 — начальный объ-1 Для углеродистой стали и скорости нагрева
10е С/мин. Прим. ред.Рис. 1. Изменение количества мартенсита,
частично распавшегося в процессе отпуска
при 120° [3]ем твердого раство-ра (объем образца), V —
суммарный объем обедненной части твердо¬
го раствора, окружающей зародыши кар¬
бида (объем распавшегося твердого раст¬
вора). Температурная зависимость скорости
распада описывается общим уравнением
кристаллизации пересыщенных растворов с
учетом работы образования зародыша. Ско¬
рость процесса характеризуется време¬
нем полураспада, т. е. временем, не¬
обходимым для перехода половины исход¬
ного твердого раствора в новый. Для высо¬
коуглеродистой стали время полураспада
при комнатной температуре измеряется не¬
сколькими годами, при 80° оно составляет
около 8 час,, при 100°—50 мин., при 120°—
8 мин., при 160°—45 сек. Расчеты показыва¬
ют, что при 0° время полураспада составит
340 лет, при 20° — 6,4 года, при 40° —
2,5 месяца, при 60° — 3 суток [3, 4].Карбидные включения имеют форму тон¬
чайших пластинок толщиной в несколько пе¬
риодов решетки. Решетки карбида и а-твер-
дого раствора когерентны. Так как кристал¬
лические решетки и удельные объемы кар¬
бида и a-фазы различны, между ними возни¬
кают упругие напряжения (рис. 2) [5].В результате первой стадии распада об¬
разуется структурное состояние стали, на¬
зываемое отпущенным мартенси¬
том. Сталь в этом состоянии обладает тон-
ТЕОРИЯ ОТПУСКА ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ693кои неоднородной структурой, а-твердыи
раствор остается еще несколько пересыщен¬
ным углеродом и имеет тетрагональную ре¬
шетку. Энергия активации, соответствующая
первой стадии распада, составляет около
33 ООО кал/'г • моль, а работа образования
зародыша карбидной фазы— 1000 кал/г*
• моль (для .120°).Данные зарубежных исследователей [6—
8] и попытка приложения теории дислока-9VPPPPP?
ф ф ^ ^ ф ф
ф 9 ффГо ООО
фффф • •
ффф£ о	Офффф • •ффф<!} о о о о
фiibbbbbd)я я Ч Ч 9 9 ?
~ " °№ч95 ффф}>-^~гтЛ4 Ф £ Ф Ф6 6 <6 d 6 6 6ооРис. 2. Схема возникновения искажений решет¬
ки при образовании зародыша карбидной фа¬
зы внутри кристаллика мартенсита. Решетки
мартенсита и карбида когерентны [5]Исходный мартенсит
(первичный)Зона изменения концентрацииМалоуглеродистый мартенсит
Низкотемпературный карбидгттттт тМалоуглеродистый мартенсит
Зона изменения концентрацииИсходный мартенсит
( первичный)Рис. 3. Схема расположения дислокаций между
когерентными решетками карбида и твердого рас¬
твора [91ситной матрицы иллюстрируется рис. 3.
Предполагается, что зародыши карбида на¬
ходятся на границах кристаллов мартенси¬
та, а кристаллы карбида имеют форму
пластинок [9].Вторая стадия отпуска (вторая
стадия распада мартенсита)Вторая стадия отпуска наблюдается в
углеродистой стали в интервале 150—300°.
Повышение температуры отпуска и связан¬
ное с этим увеличение скорости перемеще¬
ния атомов обеспечивает дальнейшее выде¬
ление углерода из мартенсита. Распад твер¬
дого раствора -на этой стадии происходит
путем постепенного выделения углерода изк*t*§ *=
| I
81
^ *ю05	‘150°200° 1275-300°	5	10 15Время отпуска, тс.20Рис. 4. Зависимость содержания углерода
в мартенсите от времени отпуска при раз¬
личных температурах для стали с 1,1% С
[Ю]рентных областей ,/ Да \искажений решетки I	J от темпе¬
ратуры отпуска [1, 11]ций к объяснению механизма процессов от¬
пуска на этой стадии [91 не вносят существен¬
ных изменений в изложенные выше пред¬
ставления, основанные главным образом ка
работах советских ученых и в первую оче¬
редь Г. В. Курдюмова и его сотрудников [11.
Схема расположения дислокаций между ко¬
герентными решетками карбида и магтен-твердого раствора и небольшого роста за
этот счет карбидных частиц. Одновремен¬
но идет процесс коагуляции (коалесценции)
карбидных частиц—оастворение более мел¬
ких и рост более крупных с уменьшением
концентрации твердого раствора. Процесс —
гомогенный, однофазный, непрерывный.
Скорость его определяется скоростью диф¬
694ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИфузии атомов углерода и скоростью роста
кристалликов карбида. Выделение углерода
происходит вначале интенсивно, а затем, с
увеличением времени выдержки, уменьша¬
ется (рис. 4) [10]. Каждой температуре от¬
пуска соответствует определенное количест¬
во углерода, остающегося в твердом раст¬
воре. Когерентность решеток карбида и
твердого раствора сохраняется. Искажения
решетки уменьшаются, но все же остаются
значительными. Зависимости изменения ве¬
личины искажений второго рода и величины
областей когерентного рассеяния показаны
на рис. 5 [11]. Мартенсит при 200—300°
представляет собой несколько пересыщен¬
ный (при 250° 0,06% С) твердый раствор с
распеделенными в нем дисперсными час¬
тицами карбида.Распад остаточного аустенита
(«второе превращение» при отпуске)На процесс выделения углевода из мар¬
тенсита, идущий в интервал 150—300°, в
высокоуглеродистых и многих легирован¬
ных среднеуглеродистых сталях, содержа¬
щих большое количество остаточного аусте-^21Ш
^ 21000
§§ 20600
| 20200
g 19800(| тоо{I 13000'1 16600о 1 То W W
^ Длительность отпуска,минРис. 6. Кинетика распада остаточного аустени¬
та в стали с 0,8% С. Намагниченность насыще¬
ния в зависимости От продолжительности отпус¬
ка при различных ъемцературах [8Jнита, накладывается процесс распада этого
аустенита. Однако распад малых количеств
аустенита на кривых изменения свойств за¬
метно не проявляется. Зависимость скоро¬
сти процесса распада остаточного аустени¬
та от температуры и продолжительности
отпуска иллюстрируется рис. 6 [8].Распад остаточного аустенита начинается
при более высоких температурах, чем рас¬
пад мартенсита, так как переходы атомов
углерода из одного междоузлия в другое в
у-решетке (аустенит) осуществляются че¬
рез большие сужения, чем в а-решетке
(мартенсит), хотя сами междоузлия в ре¬
шетке аустенита больше, чем в решетке
а-железа [12]. При значительном увеличе¬
нии продолжительности отпуска темпера¬
тура начала распада остаточного аустени¬
та сдвигается в область более низких тем¬ператур [8]. Предполагается, что в резуль¬
тате распада остаточного аустенита в уг¬
леродистой стали образуются те же фазы,
что и при отпуске мартенсита при той же
температуре, но когерентность твердого
раствора и карбидной фазы в этих случаях
может быть неодинаковой.О состоянии карбидной фазы
в отпущенной сталиВопрос о составе и ст/руктуре карбида,
выделяющегося при низких температурах
отпуска, в настоящее время нельзя считать
достаточно выясненным.Результаты рентгенографических исследо¬
ваний. В течение долгого времени не пред¬
ставлялось возможным выявить присутст¬
вие карбида в низкоотпущенной стали эк¬
спериментальным путем. На рентгенограм¬
мах линии карбида наблюдались лишь пос¬
ле отпуска при температурах выше 300° [13].
Г. В. Курдюмову и М. П. Арбузову [14]
впервые удалось обнаружить в низкоотпу-
щенном мартенсите присутствие карбида,
который по своему кристаллическому строе¬
нию и, по-видимому, по химическому со¬
ставу отличался от цементита. Новый кар¬
бид был обозначен FerC. На основе это¬
го исследования значительное уменьшение
объема и другие изменения свойств стали
при отпуске при температуре около 300°
объясняли переходом карбида Fe^CBFeaC
[15, 43].1 По расчетам Я. С. Умакско-
го и Е. И. Онищика [16, 17], в низкоотпу-
щенной стали присутггвует фаза внедрения
с компактной гексагональной решеткой: со¬
став ее приближенно определяется форму¬
лой Fe3C. М. П. Арбузовым на основании
законченных в 1961 г. исследований кри¬
сталлической структуры стали на разных
стадиях отпуска установлено, что выделя¬
ющаяся при низких температурах отпуска
карбидная фаза имеет гексагональную
плотноупакованную решетку, правильно
ориентированную относительно осей кри¬
сталлов аустенита. В области 200—400°
существуют две карбидные фазы: низко¬
температурный карбид и карбид, имеющий
ромбическую решетку, выше 400° — одна
карбидная фаза: ромбический цементит.
Ю. А. Багаряцкий показал [20], что при
некоторой деформации решетки карбида и
сохранении его ориентировки по отноше¬
нию к решетке мартенсита возможен не¬
прерывный переход от решетки мартенсита
к решетке цементита. По данным М. П. Ар¬
бузова [37], низкотемпературный карбид
кристаллизуется с дефицитом по углероду
и имеет меньший объем, чем цементит. Из¬
вестно, что в результате взаимодействия
окиси углерода с железом образуется карбид
типа Fe2C [21] или Fe2oCg [22] (перкарбид).1	И. В. Исаичев нашел, что ромбическая ре¬
шетка карбида, образующегося из Fe г С при
300—400°, отличается от решетки цементита и
постепенно приближается к последней лишь пс
мере повышения температуры отпуска до 600®
[43].
ТЕОРИЯ ОТПУСКА закаленной стали695Синтетическим путем были получены две
модификации карбида ИегС: (низкотемпера¬
турная— eFe2C, образующаяся при 170—
*230° с гексагональной решеткой и точкой
Кюри 380°, и высокотемпературная — xFezC,
образующаяся в результате распада преды¬
дущей при 200° с ромбической [27] решет¬
кой и точкой Кюри 265° [28].Джек [22], наблюдая ту же интерферен¬
ционную картину, что и Г. В. Курдюмов и
М. П. Арбузов, также пришел к заключе¬
нию, что она соответствует гексагональной
решетке; состав карбида он считает близ¬
ким к РезС. Он предложил назвать этот
карбид е-карбидом из-за структурного сход¬
ства с е-нитридом железа. Карбид этот ко¬
герентен с матрицей. При 260—360° он пре¬
вращается в цементит. Лемент [7] путем рас¬
чета определил состав этого карбида как
Fe2,4C (8,22% С).Гексагональный е-карбид железа был
также обнаружен рядом исследователей,
применивших электронографичесюий метод
[24—27, 38]. Ю. А. Скаков и др. [26] опреде¬
ляют его состав как Fe4C — см. также [18].Результаты химических исследований.
Карбиды, полученные при отпуске на 200—
400°, по химическому составу соответствуют
цементиту [29]. Результаты Н. В. Гудковой
и др. [27] отличаются от результатов Н. М.
Поповой. Лемент и др. [62] считают, что
ошибка определения в этих случаях может
достигать ±0,3% С и маскировать неболь-
шие изменения содержания углерода в кар¬
биде в процессе отпуска.Результаты магнитометрических исследо¬
ваний И. Н. Богачев и В. Г. Пермяков [30]
показали, что при отпуске ниже 250° в ста¬
ли образуется карбид, отличный от цемен¬
тита. Согласно В. Г. Пермякову [31—33],
карбид Fe^C имеет точку Кюри 370°, а зна¬
чение х — около 2. При 270—400° он пере¬
ходит в промежуточный карбид, имеющий
точку Кюри 260°, а при 400—550°—в цемен¬
тит. Б. А. Апаев указывает [34, 35], что в
низкоуглеродистой стали, отпущенной при
100—200°, существует карбид e-Fe^C и не¬
большое количество цементита; с повыше¬
нием температуры отпуска количество
e-Fe jrC уменьшается, а РезС увеличивается.
В высокоуглеродистой стали из мартенсита
образуется карбид e-Fe .VC, который при на¬
греве переходит в x-Fe.rC и цементит; далее
%-Fe*C исчезает, а количество цементита
возрастает. Крекгл и Саксмит отождеств¬
ляют %-Fe *C с синтетическим %-Fe С [36].Изложенные выше результаты исследова¬
ний имеют ряд серьезных противоречий. Так,
М. П. Арбузов отмечает [37], что трудно
объяснить, почему при низких температурах
отпуска в присутствии цементита должна
возникать новая фаза, более богатая угле¬
родом, чем цементит, которая затем при бо¬
лее высоких температурах перейдет в це¬
ментит. Пока не вполне ясны причины
очень большого уменьшения объема стали
при отпуске при 300°: оно не может быть
объяснено только карбидным превращени¬
ем. Смещение точек Кюри многие исследо¬ватели объясняют искажениями решетки
карбида, когерентного с а-фазой [38, 62].
То же наблюдается в отожженной стали
после пластической деформации [39]. Б. А.
Апаев [35], ссылаясь на работы [40, 41 и
42], возражает против этих утверждений.
Я. С. Уманский и др. [17] считают недока¬
занным, что когерентность карбида может
привести к смещению точки Кюри.Подводя итоги, следует признать, что по
важнейшим вопросам о состоянии карбида
в низкоотпущенной стали имеются суще¬
ственные разногласия. Нет единого мнения
о кристаллической структуре (e-Fe*С и Fe3C
с искаженной решеткой и др.), о составе
(Fe2C, Fes.4С, Fe3C, Fe4C) нет согласия ивOU uyi^ilfcnИИ ИЗМСПСННЯ	\ucuueHHGмагнитных). Выяснение этих вопросов тре¬
бует новых исследований.Третья стадия отпуска
(«третье превращение»)Третья стадия отпуска протекает в угле¬
родистой стали в интервале температур
300—450°. На этой стадии начинается ин¬
тенсивный рост кристалликов карбида (рис.
7) [19]. Примерно до 350° этот рост проис-Рис. 7. Изменение размеров кристалликов
карбида железа в углеродистой стали в за¬
висимости от температуры отпуска:
тха — вдоль оси х; tn^b — вдоль оси у\
т2с вдоль оси z [19]ходит без нарушения когерентности карбида
с окружающим твердым раствором. Выше
350° кристаллики карбида быстро увеличи¬
ваются до таких размеров, при которых на¬
пряжения достигают величины, достаточной
для того, чтобы энергия искажения стала
больше энергии образования границы раз¬
дела. При этом когерентность нарушается,
между фазами возникают поверхности раз¬
дела, кристаллики карбида и блоки мозаики
a-фазы обособляются. Величина областей
a-фазы. когерентно рассеивавших рентгено¬
696ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИвы лучи, уменьшается (рис. 8) [4]. В обла¬
сти температур выше 450° блоки a-фазы сно¬
ва увеличиваются (растут), так как при
этих температурах интенсивно идут диф¬
фузионные процессы.Этот процесс нарушения когерентности
сопровождается снижением напряжений;
температура его завершения является тем'пластических сдвигов в микрообластях ме¬
талла. Эти сдвиги происходят под воздей¬
ствием довольно больших упругих н.апря¬
жений, имеющихся в стали, в условиях
достаточно повышенной пластичности ме¬
талла. Величины блоков, искажений вто¬
рого рода и коэрцитивной силы сопостав¬
лены на рис. 10 [46]. Интервал температур,ct 20
Qo1т5,	^11*^«1 t
Ой1si35*1—
//! Л1\\К'/ / -
фУЛ-\\\\\<и/АУ'\\1 \JJК/350иоо450Температуре отпуска *С5S0Рис. 8. Изменение размеров областей а -фазы,
когерентно отражающих рентгеновы лучи, в за¬
висимости от температуры отпуска [4]пературой снятия напряжений II рода (рис.
9) [4], что содействует значительным объ¬
емному [44] и тепловому [45] эффектам. В
этом же температурном интервале интен-ifБ ^
Н.Щ5212019!30};пп
1 300\ 1
Л мw1/^ч
/ \V\h
\ /iк/\
/ \сj\ HCJи\оь.>119¥350 ШЮ 450 500 550
Температура отпуска, °СРис. 10. Изменение величины блоков (D), ко¬
эрцитивной силы {Ис) и искажений второго ро-(?)Рис. 9. Изменение искажений второго рода
/' Да ^I	1 решетки а -фазы в зависимости оттемпературы отпуска [4]сивно снимаются также искажения III ро¬
да [47].Уменьшение блоков a-фазы в интервале
температур третьей стадии отпуска может
происходить не только в результате нару¬
шения когерентности решеток, но ,и вслед¬
ствие снятия упругих напряжений путемзакаленной стали с 0,7% С в зави¬
симости от температуры отпуска [46]в котором наблюдается дробление блоков,
и соответствующий ему интервал темпе¬
ратур, в котором значительно изменяются
механические свойства и коэрцитивная си¬
ла, мож^т смещаться под воздействием из¬
менения упругих напряжений кристалличе¬
ской решетки, которые в свою очередь
определяются степенью деформации, со¬
держанием углерода и легирующих эле¬
ментов в стали и т. д. (ср. рис. 12) [46].
На этой же стадии отпуска могут проте¬
кать начальные стадии рекристаллизации
a-твердого раствора, деформированного
в результате внутрифазового наклепа
[44, 46, 48, 49].Ряд авторов связывает изменение физи¬
ческих свойств на третьей стадии отпуска
с переходом низкотемпературного карбида
в цементит [30—35 и др.].Четвертая стадия отпускаВ основном на этой стадии протекают
процессы коагуляции (правильнее, коалес-
ценции) карбидов. Начинаясь в углероди¬
стой стали при температурах второй ста¬
дии, эти процессы интенсивно развиваются
выше 350° Подробно они исследованы
С. 3; Бокштейном [50].На первых стадиях отпуска карбиды вы¬
деляются в виде кристалликов пластинчатой
формы, так как в этом случае величина уп¬
ругой энергии минимальна. Если бы части¬
цы принимали сферическую форму, умень¬
шилась бы величина поверхностной энергии.
Упругая энергия пропорциональна объему
частиц, поверхностная—^поверхности выде¬
ТЕОРИЯ ОТПУСКА ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ697ляющейся фазы. Взаимодействие энергии
обоих видов приводит к тому, что сфероиди¬
зация наблюдается лишь после длительного
отпуска при достаточно высокой темпера¬
туре. Тогда диаметр карбидных частиц воз¬
растает примерно в 1000 раз, что ведет к
большим изменениям в суммарной поверх¬
ности и кристаллохимических связях меж¬
ду фазами, а также к существенному изме¬
нению свойств. Теоретически процесс коа¬
гуляции проанализирован С. Т. Конобеев-
ским [2]. При изотермическом отпуске мел¬
кие ч/астицы непрерывно растворяются,
крупные растут, средние сначала увеличи¬
ваются за счет мелких, а затем также,
если они в своем росте не достигнут круп¬
ных размеров, растворяются. Зависимость
скорости коагуляции от времени харак¬
теризуется уравнением вt = Ае Тгде t — время достижения определенной
степени коагуляции; Т — абсолютная тем¬
пература; А и В — константы.Скорость процесса затухает со временем.
Она повышается с увеличением степени дис¬
персности частиц. Увеличение содержания
углерода ускоряет коагуляцию [49].На четвертой стадии растут лишь немно¬
гие наиболее крупные частицы; остальные
растворяются. Скорость процесса коагуля¬
ции определяется скоростью перемещения
вакансий, и процесс контролируется ско¬
ростью самодиффузии a-железа с энергией
активации 60 000 ккал/г* моль [50, 51, 52].Влияние деформации на процессы от¬
пуска. Холодная деформация усиливает вы¬
деление углерода из пересыщенного а-твер-
дого раствора [53] и способствует распаду
остаточного аустенита [54]. Показано [55],
что деформация на 2,4% уменьшает отно¬
сительное количество остаточного аустени¬
та на 29%, деформация на 8%—еще на
36%, при деформации 11% остаточный ау¬
стенит почти полностью распадается. Рас¬
пад мартенсита под влиянием деформации
на 18% происходит так же, как при от¬
пуске на 100—120° [55, 56].По-видимому, деформация приводит к
спонтанному образованию большого числа
зародышей карбида. При деформации пол¬
ностью распавшегося мартенсита лишь воз¬
никают искажения решетки и дробятся бло¬
ки а-фазы.Влияние скорости нагрева на процессы
отпуска (электроотпуск). В. Д. Садовский и
его сотрудники [57, 58] изучали электроот¬
пуск главным образом с точки зрения влия¬
ния скорости нагрева на ударную вязкость.
Повышение скорости нагрева смещает зону
распада остаточного аустенита в область
более высоких температур, а иногда и пол¬
ностью подавляет процесс распада [57, 58].
Процессы распада мартенсита не удается
подавить или задержать при нагреве с боль¬
шой скоростью (до 60 000 °С/сек) [59, 60].
Эффект уменьшения объема, наблюдаю¬щийся на первой стадии отпуска при ~ 100°
в условиях медленного нагрева с увеличе¬
нием скорости нагрева до 50°С/сек, сдви¬
гается к 190—260°, а эффект уменьшения
объема на третьей стадии отпуска, на¬
блюдающийся обычно при 300°, смещается к
370—490°. Дальнейшее увеличение скорости
нагрева к повышению этих температур не
приводит. Распад аустенита подавляется
уже при скорости нагрева 60—100°С/сек,
однако после нагрева выше 400° остаточ¬
ный аустенит даже при непродолжитель¬
ной изотермической выдержке распадается
на феррито-карбидную смесь. Карбидные
частицы после скоростного электропуска
получаются меньших размеров, чем после
обычного. Искажения решетки второго рода
после этой обработки сохраняются даже при
600—650°. Величина блоков субмикрострук¬
туры значительно уменьшается по сравне¬
нию с обычным отпуском, особенно выше
450—500° (см. также [18]).Влияние обычного отпуска на свойства
стали, закаленной после высокоскоростного
электронагрева, исследовалось К. А. Малы¬
шевым и В. А. Павловым [134] и И. Н. Ки-
диным [61]; влияние самоотпуска после за¬
калки с нагрева токами высокой частоты —
К. 3. Шепеляковским [66].2.	ИЗМЕНЕНИЯ МИКРОСТРУКТУРЫ
И СВОЙСТВ ПРИ ОТПУСКЕИзменение микроструктурыКак показали исследования структуры под
электронным микроскопом [62], после от¬
пуска при 150—200° обнаруживается тонкая
сетка карбидов, образующихся по границам
блоков (субзерен). Эти карбиды раство¬
ряются при повышении температуры отпус¬
ка до 200—300°. Одновременно, начиная с
температуры отпуска 230°, образуются уд¬
линенные карбидные пластинки по грани¬
цам кристаллов мартенсита, а также пла¬
стинчатые и глобулярные карбиды внутри
этих кристаллов (рис 11, а). Средний диа¬
метр субзерен определен в 1,5—2,0 10-5 см,Оа толщина сетки карбидов в 8—100 А (в
стали с 0,4—1,4% С). Растворение сетки
карбидов и обеднение матрицы углеродом
вызывают разупрочнение стали. Появление
цементитных пленок по границам прежних
зерен аустенита может служить причиной
низкотемпературной (~ 260°) отпускной
хрупкости, исчезающей при повышении тем¬
пературы отпуска вследствие обеднения
матрицы углеродом. Выше 400° карбидные
частицы внутри кристаллов a-фазы раство¬
ряются. Этот процесс сопровождается сфе-
роидизацией и коагуляцией оставшихся
частиц. Пленка карбидов по границам зерен
утолщается за счет растворения мелких кар¬
бидов внутри зерен феррита. Одновременно
происходит ее сфероидизация и коалесцен-
ция (рис. 11, б). Карбидные частицы, обра¬
зовавшиеся в результате этого, остаются на
698ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОМ ОБРАБОТКИграницах зерен, но число их уменьшается, а
размеры увеличиваются. Часть пленок со¬
храняется до температур, близких к Ас\.
Процессы сфероидизации, коагуляции и
обеднения матрицы углеродом разупрочня-тельно и постепенно (рис. 16, (9) [74]. Тер¬
моэлектродвижущая сила значительно из¬
меняется (рис. 16, е) по мере выделения уг¬
лерода из твердого раствора и связанного с
этим уменьшения искажений решетки [30].Рис. 11. Электронно-микроскопическая структура стали с 1,4°/о С после закалки с 1200°
и последующего отпуска [62]:
а — отпуск при 260°, 1 час. X 15000; б — отпуск при 480°, 1 час. X 5000ют сталь. Рост кристаллов a-фазы в интер¬
вале 480—700° невелик, очевидно, вследст¬
вие задерживающего влияния цементита,
расположившегося по границам зерен фер¬
рита (см. также [63—65, 51]).Изменение свойствМагнитные свойства. Высокие значения
коэрцитивной силы в закаленной стали объ¬
ясняют обычно исходя из положений тео¬
рии напряжений [68], а дополнительное
увеличение этой характеристики в присут¬
ствии остаточного аустенита — теорией
включений [67, 68]. При отпуске коэрцитив¬
ная сила снижается, особенно в интервале
температур распада остаточного аустенита
(см. рис. 16, а) [69], а также наблюдается
подъем кривой (максимум) в интервале
температур от 400—450 до 475—550°, нали¬
чие которого объясняется [4] дроблением
блоков a-фазы. Температура максимума
при повышении содержания углерода в ста¬
ли (рис. 12) сдвигается -в область более
низких температур отпуска [70]. Изменение
максимальной магнитной .проницаемости
(см. рис. 16, б) обусловлено теми же про¬
цессами [69]. Намагниченность насыщения
(см. рис. 16, в) резко возрастает при рас¬
паде парамагнитного аустенита, но затем
несколько снижается вследствие образова¬
ния цементита [71]. Остаточная индукция
(см. рис. 16, г) возрастает особенно ин¬
тенсивно а интервале 200—400° [72].Электрические свойства. Электросопротив¬
ление наиболее резко падает после 100 и
230° (рис. 13), т. е. в периоды наибольшей
скорости распада мартенсита и остаточного
аустенита соответственно [73]. Выше 300°
электросопротивление изменяется незначи-Гальваномагнитный эффект Холла (рис. 14)
находится в зависимости от температуры
отпуска и времени выдержки [75].Рис. 12. Изменение величины коэрцитивной
силы в зависимости от содержания угле¬
рода в стали и температуры отпуска [70]Тепловые свойства. Увеличение теплопро¬
водности наблюдается при распаде мартен¬
сита (100—150°) и остаточного аустенита25
. 25
«а 24
| 23
Ц 22
\211I
£Ш- до2?о - У12Аь-У10А°щ ,,♦ -СюЩЧ7ЧА
о-стЗШШ)550 600 650
Температура отпуска,°С
ТЕОРИЯ ОТПУСКА ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ699(200—250°); дальнейший рост (см. рис. 16,
ж) связан с переходом к гетерогенной фер-
рито-карбидной структуре [76]; коагуляция
карбидов незначительно снижает теплопро¬
водность. Первый эффект на кривой тепло¬
емкости обусловлен распадом мартенсита,
второй — остаточного аустенита, третий —
изменением состояния карбида (см.
рис. 16, з) [45].Скрытая теплота превращений изменяет¬
ся на первой, второй и третьей стадиях
отпуска (рис. 16, и) [77].Рис. 13. Изменение электросопро¬
тивления стали (1,57% С) при от¬
пуске (температура закалки 1050°)
[73]значительное уменьшение объема на пер¬
вой стадии отпуска, увеличение — на вто¬
рой и большое уменьшение объема — на
третьей. Уменьшение объема продолжается
до 600—650°.Остаточные напряжения (см. рис. 16, м)
при отпуске уменьшаются [80, 81].Растворимость в кислотах (см. рис. 16, н)
характеризуется кривой с двумя максиму¬
мами [86]. Изменение окраски раствора, по
которому можно судить об изменении раз¬
меров карбидных частиц [87], показано на
рис. 16, о.Механические свойства. Предел прочности
в интервале 400—450° снижается медлен¬
нее, чем в других областях (рис. 15)O.kfjMM2iio100 900 2500 mo
Продолжительность отпускает»Рис. 14. Эффект Холла (температура от¬
пуска: верхняя кривая 20°, средняя 65°,
нижняя 100°) и изменение электросопро¬
тивления (верхняя кривая 65°, нижняя
100°; В = 18000 гс) при отпуске стали с
1,18% С [8, 75]Изменения объема. Уменьшение длины
образца соответствует первой и третьей ста¬
диям отпуска, увеличение — второй (см.
рис. 16, к) [78]. На кривой изменения плот¬
ности (см. рис. 16, л\ [79] можно видеть350 т V50 500 550 600 650Температура отпуска, °СРис. 15. Изменение механических свойств
и коэрцитивной силы при отпуске
(сталь с 0,82°/о С) [84][82—84, 46, 70]. В этом же интервале темпе¬
ратур отмечается минимум относительного
сужения: на кривых относительного удли¬
нения и ударной вязкости наблюдаются
задержки в их подъеме (сталь с 0,8%
С). Те же явления обнаруживаются также
в стали с 0,4% С [84]. Эти эффекты усили¬
ваются при увеличении скорости нагрева
при отпуске (рис. 17). Снижение пластиче¬
ских свойств в интервале 400—450° связы¬
вают с дроблением блоков а-фазы [83]. На
кривых твердости наблюдаются два мак¬
симума— при распаде мартенсита и аусте¬
нита (см. рис. 16, п) [85], небольшое повы¬
шение твердости намечается и при 450°
(рис. 15) [82, 49]. Интересны результаты
определения микротвердости мартенсита и
остаточного аустенита при отпуске (рис. 18)
[63].
Коэрцитивная си¬
ла, зрст‘ftfrjssrr- *grsesr-151 1)•‘'о<Со-о-к\лЧз
- .VМаксимальная магнитная
проницаемость, гс/эрстГ. ^\о\NУ-<л\Ло-Намагниченность насы¬
щения (ЦТТ1н),кгсСэ	NJ 45; СМ
ЮО,25 щ1
| що'ЧS3999.8\А1\/гJ\/11■°Ск!1,23 «/ С—1ост&Q12873^о,/тз45'f 0,12813■S?ЩО,12783
^0,127530.7% С0,92
| 0,86lr-wis 0,680,7S°/oC, VO1^II/,A .пСS. 'То--Л' 0,78°/сС1.сг \г100300500700ojoG?7100T ем nepamypa,°CМаксимальные остаточныеN1 1
Осевыем/Тангенци-
v /. альные0,3%L—. Pat
№luantные__г-о—о-ОРис. 16. Изменение
физических свойств
стали при отпуске
702ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИ"ЦОО 500 600 700Температура отпуска, °СРис. 17. Изменение механических свойств
стали с 0,8°/о С, нагретой при отпуске со
скоростью 4000° С/сек (В. И. Трефилов)Рис. 18. Изменение микротвердости мартенсита (М) и оста¬
точного аустенита (Л) в зависимости от температуры отпуска
[631Предел .выносливости возрастает при
300 — 400° [88]. Отмечается резкое сниже¬
ние износостойкости в стали, отпущенной
выше 350° (см. рис. 16, с) [89]. Циклическая
вязкость (затухание колебаний) снижается
в интервале температур отпуска 450—550°
(см. рис. 16, р) [82]. Данные об изменении
механических свойств хорошо согласуются
с общими представлениями о процессах,
идущих в стали при отпуске.3.	ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ
ЭЛЕМЕНТОВПервая стадия отпуска. Легирующие эле¬
менты мало влияют на скорость выделения
углерода на первой стадии распада мар¬
тенсита. Исследования [90, 91] показывают,
что для окончания первой стадии в сталях
с содержанием 1—2% хрома, вольфрама,
молибдена или кремния при 150° достаточ¬
но одного часа. Температурные границы
первой стадии распада мартенсита, таким
образом, почти не смещаются. Мало изме¬
няется и энергия активации. Кинетика рас¬
пада мартенсита здесь определяется пре¬
имущественно скоростью образования за¬
родышей карбида, зависящей в основном от
степени пересыщения раствора углеродом и
в меньшей мере от скорости диффузии ато¬
мов. Этим и объясняется заметное влияние
концентрации углерода в стали и малое
влияние легирующих элементов на ход про¬
цессов распада. На первой стадии распада
мартенсита происходит перераспределение
концентрации углерода с образованием дис¬
персных карбидных частиц; распределение
легирующих элементов при этом не ме¬
няется. Образующиеся области карбида
имеют ту же концентрацию легирующих
элементов, что и исходный твердый раствор.
Перераспределение концентрации этих эле¬
ментов между мартенситом и
карбидами начинается лишь
при повышении температуры
отпуска до 400—450° или при
значительном увеличении про¬
должительности	отпуска
[50,93—95,114].Вторая стадия отпуска. Ле¬
гирующие элементы значи¬
тельно замедляют процессы
распада мартенсита на этой
стадии. Состояние отпущенно¬
го мартенсита может сохра¬
няться до 400—500°. Г. В. Кур-
дюмов [1] объясняет замедля¬
ющее действие легирующих
элементов замедлением роста
карбидных частиц, вкраплен¬
ных в решетку твердого рас¬
твора. Этот процесс роста тре¬
бует перехода атомов металла
через границы карбид—твер¬
дый раствор при растворении
мелких частиц и твердый рас¬
твор— карбид при росте круп¬
ных, а также диффузии в пре¬
делах твердого раствора. По¬
этому скорость второй стадии зависит от
прочности междуатомных связей в решетке
твердого раствора и решетке карбида, а так¬
же от скорости диффузии углерода. Ско¬
рость перехода атомов металла через гра¬
ницу твердый раствор—карбид в ту или дру¬
гую сторону в определенной мере обуслов¬
ливается величиной связи металлических
атомов в решетке твердого раствора. Об
этой величине можно судить по скорости
ТЕОРИЯ ОТПУСКА ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ703рекристаллизации. Легирующие элементы
(W, Мо, Сг, Со) повышают температуру и
энергию активации рекристаллизации [96].
Таким образом, очевидно, легирующие эле¬
менты влияют на кинетику второй стадии
распада мартенсита, упрочняя межатомные
связи в а-растворе и карбидной фазе; те
легирующие элементы, которые сильно за¬
держивают распад твердого раствора,
упрочняют силы связи между атомами, зна¬
чительно повышают энергию активации ре¬
кристаллизации.Для количественной характеристики влия¬
ния отдельных легирующих элементов мож¬
но указать температуры отпуска, при кото¬
рых содержание углерода в a-железе до-которои коагуляция становится заметной,
повышается с 250 до 350—450° [19]. Рост
карбидных частиц при отпуске легирован¬
ных сталей иллюстрируется рис. 19 [19,93].
В результате количественного изучения про¬
цесса коагуляции карбидов при изотермиче¬
ском отпуске С. 3. Бокштейн [50] предло¬
жил метод расчета дисперсности карбидных
частиц в зависимости от времени, темпера¬
туры, концентрации углерода и содержа¬
ния легирующих элементов.Перераспределение легирую¬
щих элементов. Карбидные пре¬
вращения. Начало перераспределения
легирующих элементов между ферритом и
карбидом совпадает с последними стадиями§|\?gfсов §
й §5 1
||2
S.II1^ §
'I1<// VлАti/ ОV J/>//WAV/-jf3. j150 250 350 450
'' Температура отпускалоРис. 19. Изменение размеров кристалликов карбида в зависимости от температурыотпуска:а — для углеродистой стали (/), хромистой (2), кобальтовой (3), молибденовой (4)
и вольфрамовой (5) [19]; б — для углеродистой (/), хромистой (2), кобальтовой (3),
циркониевой (4), и кремнистой стали (5) [4]стигает 0,01% (по данным карбидного ана¬
лиза Г501): в углеродистой стали (с 0,4%
С)—500°, в легированных сталях с 0,4% С
при 1,75% Si—500°, при 3% Ni—500°; 2,4%
Мп—550°, 2°/о Сг—650° 0,5% Мо—700°. Уве¬
личение степени дисперсности карбидных
частиц приводит к сохранению в а-раство¬
ре повышенной концентрации углерода. Со¬
хранение состояния отпущенного мартенси¬
та до более высоких температур обуслов¬
ливает высокую твердость стали до 450—
500°Распад остаточного аустени¬
та при отпуске. Легирующие элемен¬
ты в той или иной мере задерживают этот
распад [96]. В сталях, легированных кар¬
бидообразующими элементами, наблюдают¬
ся два максимума на кривых распада оста¬
точного аустенита (см. также [30]).Третья стадия отпуска. Легирующие эле¬
менты увеличивают искажения кристалли¬
ческой решетки, повышают температуры их
снятия, увеличивают температурный ин¬
тервал, в котором дробятся блоки а-фа-
зы [97].Четвертая стадия отпуска. В легирован¬
ных сталях минимальная температура, прираспада мартенсита. Элементы, не образую¬
щие карбидов, остаются в растворе. Пере¬
распределение карбидообразующих элемен¬
тов происходит при тем более высокой тем¬
пературе отпуска и тем интенсивнее, чем
больше сила связи элемента с углеродом.
Поэтому наименее легированным оказывает¬
ся феррит ванадиевой стали, за ним следуют
феррит молибденовой и хромистой сталей;
наиболее легирован феррит марганцовистой
стали. При насыщении цементита легирую¬
щими элементами наступает карбидное пре¬
вращение, в результате которого образуется
устойчивый для данной стали карбид спе¬
циального элемента. При высоком содер¬
жании молибдена и ванадия специальные
карбиды могут возникать непосредственно
из твердого раствора [50, 98—102, 107]. Зна¬
чительный интерес представляют исследо¬
вания влияния карбидных превращений
(перехода карбида одного типа в другой)
на структуру и свойства стали [50, 103—
104]. Исследования показывают, что область
температур вторичной твердости совпадает
с образованием специального карбида и
значительным замедлением снятия напря¬
жений второго рода [105, 106].
704ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИ4.	ОТПУСКНАЯ ХРУПКОСТЬ1Необратимой низкотемпературной
отпускной хрупкостью обычно называют
снижение ударной вязкости в интервале
температур отпуска 250—400° [108], обра¬
тимой отпускной хрупкостью — сниже¬
ние ударной вязкости в интервале 450—
575° [109]. В сгалях некоторых марок про¬
является необратимая хрупкость и при 450—
550° (высокотемпературная не¬
обратимая отпускная хрупкость) [110] КНеобратимая низкотемпературная
отпускная хрупкостьДо недавнего времени хрупкость этого
вида объясняли распадом остаточного ау¬
стенита: Предполагалось также [113], что
остаточный аустенит служит как бы вязким
цементом, связывающим структуру зака¬
ленной стали; его распад лишь выявляет
истинную хрупкость мартенсита. Наряду с
этим высказывались предположения и о том,
что необратимая хрупкость вызывается вы¬
делением карбидов при распаде мартенсита.В.	Д. Садовский и его сотрудники пред¬
приняли серию исследований по этому во¬
просу. Были подобраны стали, у которых не
совпадали интервалы температур распада
мартенсита и аустенита. Опыты показали,
что очень часто интервал хрупкости почти
или совсем не соответствовал интервалу
температур распада остаточного аустенита.
Вместе с тем оказалось, что появление кар¬
бидной фазы при отпуске мартенсита сов¬
падает с развитием необратимой отпускной
хрупкости. Те легирующие элементы, кото¬
рые задерживают распад мартенсита, сме¬
щают интервал развития хрупкости в об¬
ласть более еысоких температур. Приме¬
няя особую термическую обработку, уда¬
лось исключить распад остаточного аусте¬
нита и показать, что развитие хрупкости
обусловлено распадом мартенсита. В связи
с этим в настоящее время можно утверж¬
дать, что развитие необратимой отпускной
хрупкости происходит независимо от распа¬
да остаточного аустенита и целиком опре¬
деляется процессами карбидообразования
при отпуске мартенсита [108].Необратимая высокотемпературная
отпускная хрупкостьХрупкость этого вида, развивающаяся в
интервале 450—550°, но не устраняемая
быстрым охлаждением, проявляется в ста¬
лях, чувствительных к обратимой хрупкости
и не восприимчивых к ней. Наиболее от¬
четливо она выражена в сталях с большимЯвления тепловой хрупкости ГШ], воз.
иикающеи при продолжительном воздействии по¬
вышенной температуры, и синеломкости1.12] проявляющихся под статической нагрузкой
”5? -““.'i 300°, а при ударной нагрузке — при
500—550 , нами не рассматриваются, хотя в их
пдаоде много общего с отпускной хрупкостьюсодержанием карбидообразующих элемен¬
тов. В сталях, содержащих кремний, зоны
низкотемпературной и высокотемпературной
необратимой хрупкости сливаются. Высоко¬
температурную необратимую хрупкость од¬
ни исследователи связывают с распадом ос¬
таточного аустенита, другие —с выделени¬
ем дисперсных легированных карбидов. Ле¬
гирующие элементы, введение которых в
сталь могло бы предотвратить появление
хрупкости этого вида, не известны. Един¬
ственным мероприятием по предупрежде¬
нию этой хрупкости можно считать отказ
от отпуска стали, чувствительной к ней,
в опасном интервале температур [110, 113].Обратимая отпускная хрупкостьЭта хрупкость проявляется после отпуска
в интервале 450—575°, после отпуска при
650—700° с последующим медленным ох¬
лаждением или при дополнительном отпуске
стали в интервале 450—575°, если сталь
была предварительно отпущена на более
высокие температуры с быстрым после¬
дующим охлаждением.После нового отпуска при 650—700° и бы¬
строго охлаждения сталь опять приобрета¬
ет вязкость. Последующая выдержка в зоне
хрупкости вновь делает сталь хрупкой и
т. д. Увеличение числа подобных циклов
снижает восприимчивость стали к хрупко¬
сти [114].В известной мере склонность стали к об¬
ратимой хрупкости определяется условиями
выплавки, т. е. способами получения [110,
114, 115]. В значительной мере различная
склонность к обратимой хрупкости в этом
случае объясняется колебаниями в химиче¬
ском составе стали, хотя они могут и не вы¬
ходить за пределы, допускаемые стандарта¬
ми.Влияние химического состава весьма зна¬
чительно. Фосфор, марганец, кремний, хром,
алюминий, ванадий (а также никель и медь
в присутствии хрома и марганца) увеличи¬
вают склонность стали к обратимой хруп¬
кости. Титан, цирконий, азот (а также ни¬
кель и медь — в отсутствие других леги¬
рующих элементов) не влияют на нее. Мо¬
либден и вольфрам уменьшают склонность
к обратимой хрупкости. Наиболее сильно
влияет на развитие обратимой хрупкости
фосфор, даже при небольшом содержа¬
нии его в стали [116, 120, 109, 117, 110]. При
высоком содержании фосфора (0,1—0,2%)
сталь, вязкая после закалки и высокого от¬
пуска, становится хрупкой после вылежи¬
вания в течение нескольких часов на возду¬
хе. Описанное явление обратимо [118, 119,
109]. Сталь с предельно низким содержани¬
ем фосфора и марганца практически не*
чувствительна к хрупкости [109]. Марга¬
нец в количестве выше 0,5% придает уг-
леродистой стали чувствительность к обра¬
тимой хрупкости [109], однако содержание
этого элемента, вызывающее хрупкость, за¬
висит от содержания фосфора [120, 110].
ТЕОРИЯ ОТПУСКА ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ/05В присутствии, например, 1,6% Сг и 2,5%Ni повышение содержания марганца от
0,25 до 0,90°/о увеличило восприимчивость
стали к обратимой хрупкости в 13 раз [121].
Кремний при содержании 1,5% повы¬
шает склонность хромоникелевой стали к
обратимой хрупкости [109, 113], однако его
влияние слабее влияния марганца. Хром
повышает чувствительность к хрупкости
особенно в присутствии никеля [113], мар¬
ганца, кремния [110]. В храмоникелевой
стали с 1,5% Si хром усиливает обрати¬
мую хрупкость даже в присутствии мо¬
либдена [109]. Ванадий несколько повы¬
шает чувствительность к обратимой хруп¬
кости [123]; никелевые стали, не склон¬
ные к хрупкости этого вида, приобретают
восприимчивость к ней в присутствии фос¬
фора, хрома, марганца; медистые
стали не склонны к хрупкости [110].
Ниобий и бор, по последним данным
[122, 123], несколько уменьшают обрати¬
мую хрупкость стали. Алюминий обыч¬
но относят к «нейтральным» элементам,
хотя имеются данные о том, что он
несколько ослабляет обратимую хруп¬
кость вследствие, по-видимому, измельчения
зерна стали [109]; по другим данным [123],
алюминий усиливает обратимую хрупкость.
Сведения о влиянии азота противоречи¬
вы. Молибден, вводимый в сталь в оп¬
ределенном количестве, снижает восприим¬
чивость к обратимой хрупкости; при мень¬
шем или большем содержании он влияет
слабее или не влияет совсем [124]. Воль¬
фрам снижает склонность стали к обра¬
тимой хрупкости и может в ряде случаев
достаточно эффективно заменять молибден
[125]. Титан и ниобий нельзя действенно
использовать для подавления обратимой
хрупкости; эти элементы могут лишь в не¬
большой степени ослаблять ее, измельчая
зерно стали.Углерод сильно увеличивает обрати¬
мую хрупкость; в его отсутствие (0,003°/о)
хрупкость не проявляется даже в хромони¬
келевой стали [126]. Углеродистые
стали восприимчивы к обратимой хруп¬
кости [114, 127, 128]. Температурный интер¬
вал ее развития у стали с 0,6% С тот же,
что и у легированных сталей (500—650°).
Обратимая хрупкость развивается и в тех
частях изделий из углеродистой стали, ко¬
торые не закаливались на мартенсит. Мак¬
симальная хрупкость наблюдается при ох¬
лаждении 20° С/час, при более высокой или
более низкой скорости охлаждения обрати¬
мая хрупкость уменьшается. При 0,35% Мп
и 0,01°/о Р хрупкость не обнаруживается;
при 0,4% Мп и 0,05% Р она значительна;
при 0,9% Мп и 0,01% Р она слабее; при0,8°/о Мп и 0,05°/о Р (верхние .пределы по
ГОСТ на сталь для вагонных колес) эффект
охрупчивания максимальный [129]. Мнение
о быстром охрупчивании углеродистой стали
опытами не подтверждается [116, 109, 129].Условия термической обработки оказыва¬
ют большое влияние на развитие хрупко¬
сти. Обратимая хрупкость возрастает с45	Металловедение (справочник), т. Iувеличением размеров зерен аустенита
[114, 116, 130]. Подстуживание перед закал¬
кой, снижающее напряжения в закаленной
стали, но не влияющее на величину зерна
аустенита, не ведет к уменьшению хрупко¬
сти [109]. Выдержка при значительном под-
стуживании может несколько ослабить ее[130].	Перегрев резко увеличивает хруп¬
кость; для устранения его сталь нужно на¬
греть выше точки b Чернова, охладить и
вторично нагреть до температуры закалки[131].	Повторная закалка из критического
интервала (между Ас\ и Асъ) снижает
чувствительность к хрупкости [132]. Повы¬
шение температуры отпуска замедляет по¬
следующее развитие хрупкости при более
низких температурах [114]. С увеличением
времени выдержки при высоком отпуске
(650°) вязкость падает, достигает миниму¬
ма, затем начинает возрастать [114, 130.
133, 94, 102]. Порог хладноломкости сдви¬
гается к более низким температурам [125].С увеличением скорости нагрева под закал¬
ку [134] и под отпуск [55, 56] и уменьше¬
нием выдержек при отпуске обратимая
хрупкость снижается и даже предупреж¬
дается. В структурах, полученных в ре¬
зультате изотермического распада хромо¬
никелевых сталей, обратимая хрупкость
развивается в меньшей степени, чем в от¬
пущенном мартенсите [116]. Повышение
температуры изотермического распада уси¬
ливает склонность к хрупкости [135]. Обра¬
тимая хрупкость наблюдается и в ото¬
жженных сталях [114, 136]. Развитие ее по¬
вышает температуру перехода к хрупкому
разрушению при определении ударной вяз¬
кости в зависимости от температуры испы¬
тания. Рациональная оценка склонности
стали к хрупкости возможна лишь в ре¬
зультате серийных испытаний и определе*
ния смещения критической температуры
хрупкости под воздействием охрупчивания
стали [109, 111, 114, 127, 120, 131 и др.]. Все
известные случаи отпускной хрупкости
можно рассматривать как разновидность
явления хладноломкости, хотя о тождест¬
ве проблем отпускной хрупкости и хладно¬
ломкости говорить все же нельзя ([109] —
см. также [138, 137]). Смещение кривых
хладноломкости указывает на наличие от¬
пускной хрупкости, но степень ее развития
характеризует очень приблизительно [109].
Хрупкость характеризуется заниженным
сопротивлением отрыву [139]. Разрушение
идет по границам зерен аустенита а-фазы
[113, 116, 140]. Под влиянием холодной пла¬
стической деформации восприимчивость к
необратимой и обратимой хрупкости ослаб¬
ляется [114, 141]. Пластическая деформа¬
ция в аустенитном состоянии, после которой
до рекристаллизации произведена закалка,
резко ослабляет необратимую и обратимую
отпускную хрупкость [142].Долгое время считали, что результаты
механических испытаний при статическом
приложении нагрузки при переходе от вяз¬
кого к хрупкому состоянию остаются неиз¬
706ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИменными. Однако в последнее время хруп¬
кость установлена и при статических испы¬
таниях [116, 143, 139, 138, 109 и др.]; при
этом повышается износ [144], снижается
выносливость [145], несколько повышается
микротвердость [158]. Величина внутренне¬
го трения выше у вязких образцов [125].Исследования физических, в частности
электрических и магнитных, свойств в вяз¬
ком и хрупком состояниях давали весьма
противоречивые данные [114, 116, 146 и др.],
гак как не учитывали наличия больших
остаточных напряжений в вязких образцах
и различного времени пребывания хрупких
и вязких образцов в зоне сравнительно вы¬
соких температур. С. Н. Полякову путем
специальной термической обработки удалось
исключить влияние указанных выше фак¬
торов. Оказалось, что коэрцитивная сила
стали в хрупком состоянии на 12% выше,
чем в вязком, а твердость —на 5%. Элек¬
тросопротивление вязких образцов также
более высокое. В стали, не склонной к от¬
пускной хрупкости, но испытанной и в вяз¬
ком, и хрупком состояниях, разницы в
свойствах не наблюдается [129].Химические свойства стали в хрупком и
вязком состояниях различны. Так, скорость
коррозии оказалась выше у образцов, под¬
верженных обратимой хрупкости [144].В последние годы предложены реактивы,
позволяющие отличить по микроструктуре
состояние обратимой хрупкости от вязкого
по сильной протравливаемости границ зе¬
рен [116, 147, 125, 148, 133 и др.]. Примене¬
ние электронного микроскопа и электроно-
графа пока не дало однозначных результа¬
тов [149, 150, 116, 151, 152]. По данным рент¬
геноструктурного анализа, основная часть
карбидов при переходе стали из вязкого в
хрупкое состояние сохраняет цементитную
решетку [114, 150, 125, 127]. О количестве
карбидной фазы в хрупких и вязких образ¬
цах сведения противоречивы [125, 127].Ранее предполагали, что твердый раствор
углерода в a-железе, образующийся при на¬
греве стали до температур, близких к Ас{,
настолько легко распадается при охлажде¬
нии, что даже с помощью резкой закалки
этот распад предотвратить невозможно.
Считали, что углерод успевает выделиться
из а-раствора даже при очень быстром ох¬
лаждении. Между тем сравнительно не¬
давно Г. В. Курдюмов и его сотрудники по¬
казали, что если в закаленных углеродистых
сталях с 0,2—0,6% С кристаллы мартенсита
представляют частично распавшийся твер¬
дый раствор, при концентрации углерода,
меньшей или большей указанной, весь угле¬
род может быть зафиксирован в твердом
растворе [153]; имеются и другие работы,
подтверждающие эти наблюдения [154,
155, 159].Исследование растворимости углерода
в a-железе, легированном марганцем или
молибденом, а также кинетики выделения
углерода из раствора [156, 129] с помощью
метода внутреннего трения показало, чтоприсутствие марганца (0,75%) и молиб¬
дена’ (0,4%) понижает растворимость угле¬
рода в железе (рис. 20). Однако при нали¬
чии в железе (с 0,03% С) только марганца
относительное количество выделяющихся
карбидов в три раза больше, чем в железе;
в присутствии только молибдена количество
карбидов было таким же, как и в железе с0,03% С без легирующих добавок. Марга-7006005»§I§1 500Г
I! Гi'1... . ЙJ11,7006006Wf(\s'1//>А1Н• -	WV	iJLUВнутреннее трение Омане'!0*Рис. 20. Растворимость углерода в а-желе¬
зе в зависимости от содержания марганца
и молибдена:1 — техническое железо (0,03% С); 2 —■ то
же, с 0,75% Мп; 3 — техническое железо
(другого состава); 4 — то же, с 0,4% Мо
[156, 1291нец резко тормозит начало процесса выде¬
ления; добавка молибдена не влияет на ход
процесса выделения. В железе с 0,03% С,
легированном молибденом, при отпуске на
550—650° образуется весьма устойчивый
карбид, вследствие чего растворимости угле¬
рода в a-железе почти не отмечается. Та*
ким образом, в присутствии марганца уве¬
личивается склонность стали к обратимой
отпускной хрупкости, по-видимому, в связи
с тем, что этот элемент повышает относи¬
тельное количество выделяющейся фазы и
тормозит процесс коагуляции мелкодис¬
персных карбидов; в присутствии оптималь¬
ного количества молибдена относительное
количество выделившейся фазы не увели¬
чивается, а коагуляция ее не задерживает¬
ся. Если при отпуске образуются специаль¬
ные карбиды, избыточная фаза не выделяет¬
ся [129].По вопросу о природе явления обрати¬
мой отпускной хрупкости в настоящее вре¬
мя имеются две основные точки зрения.Согласно одной из них, обратимая от¬
пускная хрупкость является следствием
понижения хрупкой прочности, вызванного
ТЕОРИЯ ОТПУСКА ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ	707выделением некоторых фаз на границах
зерен и мозаичных блоков. Общеизвестно,
что при нагреве до 600—700° растворимость
различных составляющих в стали повы¬
шается, а затем при медленном охлаждении
или при дополнительном отпуске с после*
дующим быстрым охлаждением они выде¬
ляются. Выделение фаз, обусловливающее
хрупкость, представляет результат распа¬
да твердых растворов, которые образуются
пр:и нагреве (под высокий отпуск или от¬
жиг). Гипотеза внутренней адсорбции, пред¬
ложенная В. И. Архаровым, согласно кото¬
рой поверхностно активные примеси нерав¬
номерно ‘распределены в объеме зерна в по-
л-икристаллических твердых растворах
[160, 161, 117, 131], позволяет предполагать
возможность образования пересыщенных
растворов в поверхностных слоях кристал¬
литов, даже в тех случаях, когда средний
состав раствора далек от насыщения. По-
видимому, нельзя предположить однознач¬
ного решения вопроса о природе фазы, вы¬
деление которой вызывает хрупкость; воз¬
можно, она неодинакова в разных сталях;
возможно также, что в некоторых случаях
хрупкость вызывается одновременным вы¬
делением двух или нескольких фаз [109].
В сталях обычного типа весьма важная
роль принадлежит фосфору. Выделения мо¬
гут представлять собой фосфиды, карбиды,
нитриды и т. д. [120, 157 и др.]. Изложен¬
ная точка зрения подтверждается новыми
данными о росте твердости и микротвер¬дости, об увеличении внутреннего трения у
ухудшении стойкости против коррозии, об
изменении электросопротивления и коэрци¬
тивной силы, некоторыми исследованиями,
выполненными при помощи электронного
микроскопа и электронографа, данными о
возможности фиксировать углерод в твер¬
дом растворе при быстром охлаждении,
данными о горофильности углерода и о кон¬
центрации его атомов в м-естах искажения
силового поля решетки a-железа и др.Согласно второй точке зрения, обратимая
отпускная и тепловая хрупкость связана
с сегрегацией (без выделений кристалличе¬
ской фазы из твердого раствора) атомов
растворенных элементов к границам зерен и
вызываемым этими перемещениями искаже¬
ниями атомно-кристаллической решетки рас¬
творителя в пограничных разделах зерен
[111 и др.]. Некоторые возражения против
сегрегационной гипотезы приведены в об¬
зоре [109].Проблема обратимой отпускной хрупко¬
сти еще не может считаться решенной, так
как до сих пор никем не были представлены
совершенно однозначные доказательства
какой-либо определенной точки зрения.
Однако следует признать, что как ранее из¬
вестные, так и новые данные наиболее пол¬
но согласуются с теорией «растворения —
выделения» [109], дополненной представле¬
ниями о возможности неравномерного рас¬
пределения поверхностно-активных элемен
тов в твердых растворах [160, 161, 117].ЛИТЕРАТУРА1.	Г. В. Курдюмов. Применение рентге¬
новских лучей к исследованию материалов.
Машгиз, 1949; Вопросы физики металлов и ме¬
талловедения, № 2, изд. АН УССР, 1950.2.	С. Т. Конобеевский. Известия АН
СССР, Сер. хим., 1937, № 5; ЖЭТФ, т. 13, 1943,
вып. 6. стр. 185 и 200; вып. 11—12, стр. 418.3.	Г. В. Курдюмов и Л. И. Л ы с а к.
ЖТФ, 1949, вып. 5, стр. 525.4.	Л. И. Лыса к. Вопросы физики металлов
и металловедения, № 3, изд. АН УССР, 1952.5.	Л. И. Лыса к. Вопросы физики металлов
и металловедения, № 7, 1956, стр. 20.6.	Н. Krainer. Arch. Eisenhuttenw., Bd. 22,1951,	S. 53.7.	С. S. Roberts, B. L. Averbach,
M. Cohen. Trans. ASM, v. 45, 1953, p. 576.8 W. Jellinghaus. Arch, Eisenhuttenw.,1956,	S. 433.9.	B. S. L e m e n t, M. Cohen. Acta metal-
lurgica, 1956, v. 4, N. 5, p. 469.10.	Э. 3. Каминский и T И. С т е л л е ц-
к а я. Проблемы металловедения и физики ме¬
таллов. Металлургиздат, 1949, стр. 192.11.	Г. В. Курдюмов и Л, И. Л ы с а к.
ЖТФ, 1947, вып. 9, стр. 993.12.	В. И. Архаров. Кристаллография за¬
калки стали. Металлургиздат, 1951.13.	Г. В. Курдюмов. ЖФХ, 1930, стр. 281.14.	М. П.. Арбузов и Г. В. Курдюмов.
ЖТФ, 1940, вып. 13, стр. 1093.15.	Э. 3. Каминский и Д. С. К а ц н е л ь-
с о н. ЖТФ, 1945, вып. 3, стр. 182.16.	Я. С. У м а н с к и й. Технологические, фи¬
зико-химические и механические свойства стали,
Труды Московского института стали, Сб. XXVIII.
Металлургиздат, 1949.17.	Я. С. У м а ? с к и й, Б. Н. Финкель-
штейн, М. Е. Б л а н т е р, С. Т. К и ш к и н.
Н. С. Ф а с т о в, С. С. Горелик. Физические
основы металловедения. Металлургиздат, 1955.18.	F. М а г i о п, R. F а ) v г е, Rev. mStallur-
gie, v. 55, 1958, p. 459.19.	М. П. Арбузов. Вопросы физики метал-
*ло>в и металловедения, № 3, Изд. АН УССР, 1952.20.	Ю. А. Б а г а р я ц к и й, ДАН СССР, т. 73.1950,	№ 6.21.	G. Н я g g. Zeitschr. Kristallogr., Bd. 89,
1934 S. 92.22.	К. H. Jack. Proc. Roy. Soc,, v. 195, 1948.
Ser. A, p. 56.23.	К. H. J a с k. J. Iron and Steel Inst., v. 169,1951,	p. 26.24.	R. D. H e i d e n r e i r h, L. S t u г k e y,
H. L.Woods. Nature, v. 158, 1946, p. 60; Appl.
Phys., v. 17, 1946, p. 127.25.	H. K. G б r 1 i с h H. G о о s s e n s. Arch.
Eisenhuttenw., 1956, S. 119.26.	Ю, А. С к а к о в и др. ДАН СССР, т. 118,1958,	Ко 2. стр. 284.27.	II. В. Гудкова, Э И. Левина,
В. А. Т о л о м а с о в. Физика металлов и метал¬
ловедение, т. IV, 1957, вып. 3, стр. 500.28.	Б. А. А п а е в. Металловедение и обработ¬
ка металлов, 1957, № 1, стр. 2.29.	Н. М. Попов а. Заводская лаборатория,1949,	№ 3, стр. 264; 1950, № 3, стр. 280.30.	И. Н. Богачев и В. Г. Пермяков.
Отпуск закаленной стали. Машгиз, 1950.31.	В, Г. Пермяков. ЖТФ, 1955, вып. 5,
стр. 908.32.	В. Г» Пермяков и М. В. Белоус. Фи¬
зика металлов и металловедение, т. IV, 1957,
вып. 3, стр. 490.33.	В. Г. Пермяков. Металловедение
обработка металлов, 1958, № 3, стр. 24.34.	Б. А. А п а е в. Сб. «Термическая обра¬
ботка металлов», Машгиз, 1950, стр. 190; ЖТФ,
1953, вып. 7, стр. 1192; Физика металлов и ме¬
талловедение, 1955, т. 1, вып. 3, стр. 467- ДАН
СССР; 1956, т. 107, № 5, стр. 685.35.	Б. А. А п а е в. Металловедение обиа-45*
708ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИботка металлов, 1957, № 1, стр. 2; 1957, № 7,
стр. 23.36.	J, С г a n g 1 е, W. Sucksmith. J. Irona.	Steel Inst., v. 168, 1951, p. 141.37.	M, П. Арбузов. Физическая природа
процессов отпуска стали, Киев, 1954.38. J. Iron a. Steel Inst., v. 170, 1952, pp. 251,
252, 254.39.	J. H. Andrew, H. Lee. J. Iron a. Steel
Inst., 1942, N 1, p. 153; v. 165, 1950, p. 145; p. 369;D.	V. Wilson. Nature, v. 167, 1951, p. 899;D.	V. Wilson. Trans. ASM, v. 47, 1955, p. 321.40.	E. И. К о н д о р с к и й. ДАН СССР, 1950,
т. 70, стр 215; т. 74, стр. 213; 1951, т. 80, стр. 197;
1952, т. 82, стр. 365.41.	С. В. В о н с о в с к и й. Изв. АН СССР,1952,	т. 16, стр. 4; Современное учение о магне¬
тизме, Гостехтеориздат, 1953, стр. 270.42.	К. П. Белов. Упругие, тепловые и элек¬
трические явления в ферромагнитных металлах,
Гостехтеориздат, 1957.43.	И. В. И с а и ч е в. ЖТФ, 1947, вып. 7,
стр. 839.44.	А: П. Гуляев и Н. И. Бурова. Ме¬
талловедение и обработка металлов, 1955. № 1,
стр. 40.45.	П. Л. Грузин, Г. В. Курдюмов,
Р. И. Э н т и н. Металлург, 1940, № 8, стр. 15;
Р« А. Абрамович. П. Л. Грузин,-
Г. В, Курдюмов, Р. И. Эм тин. ЖТФ, 1941,
вып. 12, стр. 1083.46.	К. Ф. Стародубов, В. К. Бабич.
Изменение пластических свойств стали при от¬
пуске. Изд. Украинского республиканского прав¬
ления НТО ЧМ, 1957; Известия, высших учебных
заведений. Черная металлургия, 1958, № 2, стр.133.47.	В. К. К р и ц к а я, Г. В. Курдюмов,
Н. М. Н о д и а. ЖТФ, 1955, вып. 2, стр. 177.48.	Э. 3. Каминский, Г. В. Курд ю-
м о в, Д. X. JI е й в и к о в а. ЖТФ, 1941, вып.12,	стр. 1089.49.	JI. С, Мороз. Тонкая структура и проч¬
ность стали. Металлургиздат, 1957.50.	С. 3. Б о к ш т е й н. Структура и механи¬
ческие свойства легированной стали. Металлург¬
издат, 1954.51.	Е. D. Н у а ш, J. Nutting. J. Iron а.
Steel Inst., v. 184, 1956, p. 148.52.	J. H. H о 1 1 о m о n, L. D. J a f f e. Trans.
AIMME, v. 162, 1945, p. 223; Metals Technology,
Techn. Publ., N 1831.53.	С. Т. Кишкин. Изв. АН СССР, ОТН,
1946, № 12, стр. 1799.54.	В. И. П р о с в и р и н. Влияние внешнего
давления на фазовые превращения в стали и чу¬
гуне. Машгиз, 1948.55.	Л. И. Лыса к. Вопросы физики метал¬
лов и металловедения, 1956, № 7, стр. 12.56.	Г. В. Курдюмов, Б. Д. Грозин,
Л.. И. Л ы с а к. ДАН УССР, 1949, № 1, стр. 17;
Вопросы физики металлов и металловедения,
1950, № 2, стр. 43.57.	В. Д. С а д о в с к и й, Б. Г. Сазонов.
Труды Института физики металлов УФАН СССР,
1946, вып. 9, стр. 41.58.	Р. М. Л е р и н м а н, В, Д. Садов¬
ский. Труды Института физики металлов УФАН
СССР, вып. 13, 1951, стр. 32; Сталь. 1948, № 5,
стр. 456.59.	В, Н. Гриднев. Сб. «Термическая об¬
работка металлов». Машгиз, 1952, стр. 114; Сб.
«Вопросы физики металлов и металловедения
изд. АН УССР, 1959, стр. 54.60.	В. Н. Гриднев, В. Г. Пермяков,
В. Т. Ч е р е п и н. Металловедение и обработка
металлов, 1958, № 4, стр. 9.61.	И. Н. К и дин. Термическая обработка
стали при индукционном нагреве. Металлургиз¬
дат, 1950.62.	В. S. L е m е n t, В. L. Averbach,
М. Cohen. Trans. ASM, v. 46. 1954, p. 851;
v. 47, 1955, p. 291.63.	L. В e s d e k, D. RuzTcka. Sb. «Pro-
Ыёшу a vyhtedy naseho hutnictvi a stevarenstvi»,
Praha, 1956.64.	P. М. Л e p и н м а н, В. Д. Садов¬
ский, А. М. Полякова. Изв. АН СССР,
ОФН, 1951, № 3, стр. 337.65.	А. П. Гуляев, М. П. 3 е л ь б е т. Изв.
АН СССР, ОТН, 1954, № 3, стр. 83.66.	К. 3. Ш е п е л я к о в с к и й. Самоотпуск
стали при высокочастотной закалке. Машгиз,1955.67.	М. К е г s t е n. Phys. Zs., Bd. 44, 1938,
S. 63; Zs. Physik, Bd. 124, 1948, S. 714.68.	E^ И. Кондорский. Ж. эксперим. и
теор. физ., 1937, т. 7, стр. 1117; 1940, т. 10, стр.
420; ДАН СССР, т. 63, 1948, стр. 507.69.	В. С. М е с ь к и н. Ферромагнитные спла¬
вы, ОНТИ, 1937.70.	К. Ф. Стародубов, М. А. Ты л-
к и н. Повышение прочности, пластичности и
вязкости стали путем термической обработки,
НТО ЧМ, 1957.71.	И. Л. Мир кин, Б. А. Садиков. Хи¬
мические и термические методы обработки стали.
Труды Московского института стали, Металлург¬
издат, 1938.72.	В. С. М е с ь к и н. Труды Института ме-
Изд. Украинского республиканского правления
таллов, Гостехиздат, вып. 10, 1930.73.	В. D. Enlun d. Jernkont. Ann., v. 106,
1922, S, 389.74.	E. D. Campbell. J. Iron a. Steel Inst.,
v. 92, 1915, p. 164; v. 94, 1916, p. 268.75.	W. J e 1 1 i n g h a u s, M. P. de Andres.
Arch. Eisenhiittenw., 1956, S. 187; См. так же
W. Jellinghaus, Arch. Eisenhiittenw., 1956,
S. 433.76.	F. Boll'enr ath, W. В u n g а г d t.
Arch. Eisenhiittenw., 1935, S. 253.77.	S. Sato. Science Reports on the Tohoku
Imperial University, v. 18, 1929, p. 303.78.	A. v о n V e g e s a с k. Jernkont. Ann.120,	1936, S. 49, 143, 226.79.	В. H. Гриднев, А. Ц. Спектор. Тру¬
ды Института черной металлургии, т. VI, изд.
АН УССР, 1953.80.	Н. В ti h 1 е г, Н. В и с h h о 1 t z,Е.	Н. Schulz. Arch. Eisenhiittenw. 1932, S. 413.81.	Д. М. Нахимов. Структура и свойства
термически обработанной стали, Сб. Московского
механического института, № 2, Машгиз, 1951,
стр. 164.82.	К. Ф. Стародубов. ДАН СССР, т. 53,
1946, № 3, стр. 217.83.	К. Ф. Стародубов. Сб. «Проблемы
металлургии» Изд. АН СССР, 1953, стр. 442.84.	К. Ф. Стародубов. Научные до¬
клады высшей школы. Металлургия, 1958, № 1.
стр. 266.85.	Г. М. Курдюмов, Н. Л. Ослон.
ЖТФ, 1939, вып. 21, стр. 1891.86.	К. Ф. Стародубов, С. Г. Черняв¬
ская. ДАН УРСР, 1956, № 2, стр. 140.87.	К, Ф. Стародубов, С. Г. Черняв¬
ская. ДАН УРСР, 1956, № 3, стр. 259.88.	A. Pomp. Stahl u. Eisen, 1924, II, Sep¬
tember.89.	М. И. 3 а м от о p и н. Труды Институ¬
та механизации сельского хозяйства, т. 11, 1931.90.	Г. В, Курдюмов и Г. Я. К о з ы р-
с к и й. Вопросы физики металлов и металло¬
ведения, № 2, изд. АН УССР, 1950, стр. 38.91.	Г. В. Курдюмов и М. Д. П е р к а с.
Проблемы металловедения и физики металлов,
вып. 2, Металлургиздат, 1951, стр. 153.92.	Л. И, Коган и Р. И. Э н т и н. ЖТФ,1950,	вып. 5, стр. 629.93.	Л. И. Л ы с а к, Г. Я, К о з ы р с к и й.
Вопросы физики и металловедения, № 3, изд.
АН УССР, 1952, стр. 53.94.	JI. И. Л ы с а к и Г, Я. Козыре кий.
ДАН УРСР, 1950, № 4, стр. 293.95.	С. Т. Кишки н. Изв. АН СССР, ОТН,
1941, № 3, стр. 101.96.	В. Д. Садовский. Труды Института
металлофизики и металлургии. УФАН СССР,
вып. 3, 1945.97.	Л. И. Л ы с а к, Г. Я. Козырский.
ЖТФ, 1953, вып. 10, стр. 1761.98.	Г. В. Курдюмов, М, Д. П е р к а с.
ДАН СССР, т. 87, 1952, № 1, стр. 41.99.	К. К и о. J. Iron. a. Steel Inst., v. 173,1953,	p. 363; v. 174, 1953., p. 223; v. 184, 1956,
p. 258; v. 185. 1957. p. 297.
ТЕОРИЯ ОТПУСКА ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ709100.	А. П. Гуляев. Сб. «Новое в металло¬
ведении», Машгиз, 1948, стр. 5.101.	А. С. Завьялов, Е. Я. Палей. Сб.
«Металловедение», Судпромгиз. 1957, стр. 220.102.	С. Т. К и ш к и н. Изв. АН СССР, ОТН,
1941, Лг2 4, стр. 91.103.	Н. Ф. Лашко и М. Д* Нестерова.
Изв. АН СССР, Сер. физ., т. 15, 1951, N° 1.104.	3. К. К о с ь к о. ДАН СССР, т. 108,1956,	№ 6, стр. 1072; Физика металлов и метал¬
ловедение, 1957. т. V, вып. 1, стр. 179.105.	Л. И. Л ы с а к, Е, Г. Нестеренко.
Вопросы физики металлов и металловедения, № 4,
Изд. АН УССР, 1953.106.	3. К. К о с ь к о. Металловедение и обра¬
ботка металлов, 1956, № 11, стр. 33.107.	В. И, Архаров, С. Т. Киселев.
ДАН СССР, т. 59, 1948, N° 9, стр. 1571; Сб. «Ме¬
талловедение и термообработка», вып. II,
Машгиз, 1949, стр. 191.108.	Е. Н. Соколков. В. Д. Садовский.
Труды Института физики’ металлов. УФАН
СССР, 1956, вып. 18, стр. 3.109.	В. Д. Садовский. Металловедение и
обработка металлов, 1957, № -6, стр. 24.110.	В. А. Делле. Легированная конструк¬
ционная сталь. Металлургиздат, 1953.111.	Г. П. Михайлов-Михеев. Тепловая
хрупкость стали. Машгиз, 1956.112.	Г. И. Погодин-Алексеев, М. М.
Фетисова. Термическая обработка метал¬
лов, Сб. МВТУ, вып. 70, Машгиз, 1956, стр. 36;
Металловедение и обработка мехаллов, 1956, N° 8,
стр. 31.113.	В. Д. Садовский, Н. П. Ч у п р а к о-
в а. Труды Института металлофизики и метал¬
лургии, УФАН СССР, вып. 6, 1945.114.	Г. В. Курдюмов и Р. И. Э н т и н. От¬
пускная хрупкость конструкционных сталей. Ме¬
таллургиздат, 1945.115.	С. М. Баранов. Сталь, 1948, № 4, стр.
346; Сб. «Проблемы конструкционной стали»,
Машгиз, 1949; ДАН СССР, т. 83, N° 1, стр. 125;
Металловедение и обработка металлов, 1956, № 12,
стр. 41.116.	В. С. W о о d f i n e. J. Iron a. Steel Inst.,
v. 173, 1953, p. 229 a. 240.117.	В. И. Архаров, С. И. Ивановская.Н.	М. Колесникова, Т. А. Фофанова.
Физика металлов и металловедение, т. И, 1956,
вып. 1, стр. 57.118.	Е. Houdremont, Н. Schrader.
Arch. Eisenhiittenw., 1950, Н. 3/4119.	А. М. В е й н г а р т е н. Сталь, 1949, №10,
стр. 920.120.	Н. В. Толстогузов, А. Д. Крама¬
ров. Металловедение и обработка металлов, 1957,
№ 2, стр. 32.121.	Н. Е s s е г, Н. Е i 1 е n d е г. Arch. Eisen¬
huttenw., 1930, Н. 3.122.	И. В. Волобуев В. В. Гавр а нек
Труды Харьковского политехнического института,1957.	вып. 9, стр. ИЗ.123.	М. Л. Бернштейн. Металловедение и
обработка металлов, 1956. № 9, стр. 25.124. А. А. Моисеев, В. А. Делле. Сб.
«Металловедение и термическая обработка»
вып. 1, Металлургиздат, 1954, стр. 24.125.	В. И. Просвирин, Е. И. Квашни-
н а. Вестник машиностроения, 1955, № 2, стр. 58.
Термическая обработка и свойства литой стали.
Машгиз, 1955; Металловедение и обработка ме¬
таллов. 1955, № 3. стр. 18; 1956, № 2, стр. 34.126.	Е. В. Mikus, С. A. S i е b е г t. Trans.
ASM, v. 50, 1958, p. 682.127.	А. С. Завьялов, М. И. С е н ч е н к о.
ЖТФ, 1953, вып. 3, стр. 479; А. С. Завьялов.
М. И. Сенченко и Л. Я. Гольдштейн. Ме¬
талловедение и обработка металлов, 1957, № 4,
стр. 21; Сб. «Металловедение». Судпромгиз, 1957.128.	J. F. L f b s с h, А. Е. Powers,G.	В h a t. Trans. ASM, v. 44, 1952, p. 1058.129.	К. Ф. Стародубов, С. Н. Поля¬
ков. Известия высших учебных заведений, Чер-
ьая металлургия, 1958, № 3, стр. 132.130.	Л. В. Смирнов, В. Д. Садовский.
Труды Института физики металлов УФАН СССР,
вып. 18, изд. АН ССР. 1956, стр. 57.131.	М. Л. Бернштейн. Н. Н. Кулешо¬
ва. (по 109). Металловедение и обработка ме¬
таллов, 1957, № 6, стр. 36.132.	Б. Г. Сазонов. Металловедение и об¬
работка металлов, 1957, № 4, стр. 30..133.	В. Н. Свечников, В. Н. Гриднев.
Труды Института черной металлургии АН УССР,
т. V, изд. АН УССР, 1951, стр. 23.134.	К. А. Малышев. В. А. Павлов,
Труды Института физики металлов УФАН СССР,
вып. 9. 1946, стр. 20.135.	Т. В. Сергиевская. Сталь, 1955, № 1,
стр. 63 ('ср. сб. «Металловедение и термическая
обработка», Приложение к журналу «Сталь»,
Металлургиздат, 1958, стр. 95).136.	К. М. Погодин а-А лексеева. Ме¬
талловедение и обработка металлов, 1957, № 3.
стр. 36.137.	Н. Н. Д а в и д е н к о в, Г. П. Зайцев.
ЖТФ, 1932, вып. 5, стр. 477.138.	Н. Н. Давиденков. ЖТФ, 1953, вып.3,	стр. 401.139.	М. М. Штейнберг, А. А. Попов
Заводская лаборатория, 1952, № 11, стр. 1377.140.	A. R. Е n t w i s 1 е. J. Iron a. Steel Inst.,
v. 169, 1951. p. 36.141.	М. М. Штейнберг, В. Д. Садовс¬
кий, А. В. Д е м а к о в а. Металловедение и
обработка металлов, 1956, №6, стр. 26.142.	Л. В. Смирнов, Е. Н. Соколков.
В. Д. Садовский. Труды Института физики
металлов УФАН СССР, вып. 18, изд. АН СССР,1956,	стр. 36.143.	Н. В. Толстогузов. Металловедение
и обработка металлов, 1956, N° 8, стр. 28.144.	В. К. Целиков. Сталь, 1947, № 5, стр.
436; 1948, № 8, стр. 724.145.	С. И. Р а т н е р. ДАН СССР. т. 106, 1956,
Ni 2.146.	Дж. Ф. Л и б ш и Г. П. К о н р а д. Сб.
«Структура металлов и свойства», Металлургиз¬
дат, 1957, стр. 215.147.	Н. С. Gonlich, Е. Koerfer, G. Obe-
1 о d е, Н. S с h е п с k.	Arch. Eisenhuttenw.,1954,	S. 613; 1956, S. 147.148.	С. Ф. Юрьев, 3. И. К У с н и ц ы н а.
Физика м<*таллов и металловедение, т. III, 1956,
ьып. 2, стр. 382.149.	А. И. Р и з о л ь, Л. Г. С а к в а р е л и д-
зе, Л. М. Утевский. ДАН СССР, т. 105,1955,	N° 2.150.	S. R. М а 1 о о f. Trans. ASM, v. 44, 1952,S.	264; перев. см. «Проблемы современной ме¬
таллургии», 1953. №2.151.	Л. Я. Гольдштейн. Металловедение
и обработка металлов, 1956, № 11, стр. 36.152.	Н. В. Казакова и Н. В. Королева.
Металловедение и обработка металлов, 1957,
N° 2, стр. 39.153.	Г. В. Курдюмов, М. Д. П е р к а с,А.	Е. Ш а м о в. ДАН СССР, т. 92, 1953, стр. 955.154.	С. A. Wert. J. Appl. Phys., v. 20, 1949,
№ 10, p. 943.155.	W. W e p n e r. Arch, Eisenhuttenw., 1955,H.	2, S. 71.156.	К. Ф. Стародубов, С. H. Поля¬
ков. ДАН УРСР, 1958, № 2, стр. 135.157.	В. С. М е с ь к и н. Металловедение и об¬
работка металлов, 1956, № 7, стр. 24.158.	S. Н. Busch, С. A. S i е b е г t. J. Me¬
tals, 1954, N 11.159.	А. С. Новик. Успехи физики металлов,
т. 1, Металлургиздат, 1956.160.	В. И. Архаров. ДАН СССР, т. 50,
1945. стр. 293.161.	В. И. Архаров. Труды Института фи¬
зики металлов УФАН СССР. вып. 8, 1946, стр. 54.
710ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИГЛАВА 37НАКЛЕППод наклепом понимают изменение
структуры и свойств металла и прежде
всего его упрочнение, вызванное чаще все¬
го холодной пластической деформацией
(т. е. деформацией при температуре ниже
температуры рекристаллизации) или же
фазовыми превращениями (из-за разности
удельных объемов фаз); в последнем слу¬
чае наклеп называют фазовымМногие вопросы теории наклепа и меха¬
низма пластической деформации еще до
конца не выяснены; значительный успех
в понимании явлений достигнут в послед¬
ние годы при применении теории дислока¬
ций [1, 230].1.	СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ
ПРИ НАКЛЕПЕВнутризеренная сдвиговая
деформацияВ процессе холодной пластической де¬
формации происходит смещение (скольже¬
ние) отдельных частей кристаллитов (па¬
чек скольжения) относительно друг друга
в направлениях, параллельных атомным
плоскостям и направлениям, наиболее гус¬
то заполненным атомами. Кристаллическая
решетка вдоль этих направлений обладает
минимальным сопротивлением сдвигу, по-
видимому, потому, что расстояние между
этими плоскостями, определяющее сопро¬
тивление сдвигу, максимально. В металлах
с гранецентрированной кубической решет¬
кой (Ni, А1, Си, а-латунь, дуралюмин и
другие сплавы на их основе) скольжение
идет по плоскостям {111} и параллельно
направлениям < 101 >; в металлах с решет¬
кой объем’ноцентр.'ированного куба (Fe, W,
Мо и их сплавы, Р-латунь и др.) соответ¬
ственно {110}, {112}, {123^ и < 111 >;
в металлах с гексагональной плотноупако-
ванной решеткой (Zn, Cd, Be и др.) —
{0001} и <2110>. При повышении темпера¬
туры деформации бывают отклонения от
приведенных ориентировок.Плоскость скольжения и направление
скольжения, лежащее в этой плоскости,
образуют систему скольжения. Металлы
с гранецентрированной кубической решет¬
кой, имеющей четыре плоскости {111}* и
три направления типа <110> в каждой
плоскости, обладают 12 системами скольже¬ния. На рис. 1 показаны плоскость (111)
и три направления из семейства <110>,
лежащие в этой плоскости, образующие
вместе три системы скольжения^ Аналогич¬
но _можно показать плоскости (111), (111)
и (111).Объемноцентрироьанная решетка, на¬
пример решетка a-железа, имеет восемь
направлений < 111 >, вокруг каждого из
которых расположено по б плоскостей из
входящих в семейства {123}, {110} и {112}.Рис. 1. Три си¬
стемы сколь¬
жения в гране¬
центрирован¬
ной кубичес¬
кой решетке,
связанные с
плоскостью
[111]Таким образом, всего у а-железа 48 си¬
стем скольжения. Следует отметить, что,
хотя эти плоскости имеют относительно
высокую упаковку атомов, ни одна из них
все же не является плоскостью с плотней¬
шей упаковкой.При малых напряжениях (деформациях)
скольжение идет вдоль плоскостей, наибо¬
лее благоприятно ориентированных к на¬
правлениям сдвига. По мере увеличения на¬
пряжений оно начинает происходить также
по менее благоприятно ориентированным
плоскостям; таким образом, различные си¬
стемы скольжения последовательно всту¬
пают в процесс пластического течения.Следы скольжения в виде прямых линий
(так называемые линии скольжения) мож¬
но наблюдать под микроскопом на предва¬
рительно полированных образцах после их
пластической деформации; эти линии оди¬
наково ориентированы в пределах отдель¬
ных зерен 2. Группы близко расположенных1 Краме того, наклепом называют техноло¬
гическую операцию создания упрочненного сос¬
тояния в результате холодной пластической де¬
формации.•	В кубической решетке в совокупность
{ 111 > входит 8 плоскостей, но из них каждая
имеет себе параллельную, лежащую по другую
сторону начал*, координатных осей. Таким обра¬
зом. непараллельных плоскостей будет 4.Если шлиф готовить после деформации, то
линии скольжения в чистых металлах и гомо¬
генных твердых растворах видны не всегда; они
г.ыявляются в пересыщенных твердых растворах
за счет выделений частиц второй фазы, груп¬
пирующихся вдоль плоскостей скольжения, и за
счет скопления дислокаций. С этим связана по¬
вышенная местная травимость. В однофазных
сплавах и чистых металлах выявление линий
скольжения происходит только за счет наличия
искажений (скопления дислокаций) в плоскостям
скольжения.
НАКЛЕП711линий скольжения образуют полосы сколь¬
жения.С увеличением степени деформации вна¬
чале растет число линий скольжения в от¬
дельных зернах и число зерен, в которых
эти линии появляются, а затем появляются
новые системы лин,ий (рис. 2). По мере раз-вдоль направления деформации при растя¬
жении и перпендикулярно нагрузке при
сжатии (рис. 3).Помимо линий скольжения, при деформа¬
ции часто наблюдаются макрополосы (так
называемые линии Людерса — Чернова),
ориентированные под углом 45 — 60 илиРис. 2. Линии скольжения в аустенитной
стали (Ni — 12%; Сг — 18%; Nb — 1,0%;
С — 0,1%), деформированной на 10%. В
некоторых кристаллитах видны две систе¬
мы линий скольжения. X 400Рис. 3. Вытянутость зерен в аустенитной ста¬
ли вдоль направления течения металла при
большой степени деформации (50%)« X 200зития процесса пластического течения
прямолинейность линий скольжения начи¬
нает исчезать. Связано это с тем, что в по¬
ликристаллах свободному распространению
сдвиговой деформации препятствуют гра¬
ницы зерен и внутризеренные структурные
нарушения. В результате с увеличением
степени деформации наряду со скольжени¬
ем происходит также поворот и из¬
гиб самих кристаллитов и отдельных их
частей (пачек скольжения). Этому способ¬
ствует также различная ориентировка кри¬
сталлитов относительно внешних сил и,
следовательно, разная «податливость» их
скольжению. В силу этого деформация
одного кристаллита связана с возникнове¬
нием напряжений и деформаций (сколь¬
жение, изгиб и поворот) в других кристал¬
литах *.При малых степенях деформации с отно¬
сительно большой скоростью (осадка на ко¬
пре) вследствие большой неоднородности
деформации создаются условия для возник¬
новения однородных упругих напряжений
и поворотов в объеме отдельных зерен [3].
С уменьшением скорости и увеличением сте¬
пени деформации области однородной де¬
формации уменьшаются.В процессе деформации постепенно ме¬
няется и форма зерен. Они вытягиваются*	С повышением температуры и уменьшением
скорости деформации возрастает роль перемеще¬
ния зерен относительно друг друга. Роль сдви¬
говой деформации внутри зерен несколько умень¬
шается, но, очевидно, остается ведущей.90° к направлению нагрузки. Обычно они
появляются в местах концентрации напря¬
жений и распространяются далее на весь
образец.По современным представлениям, процесс
скольжения является не результатом одно¬
временного смещения одной части кристал¬
лита относительно другой, а следствием пе¬
ремещения в кристаллите особого рода де¬
фектов (несовершенств), получивших наз¬
вание дислокаций (см. гл. 24). Прак¬
тически в металле всегда имеются дислока¬
ции. В отожженном поликристаллическом
материале на 1 см2 приходится в сред¬
нем ~108 дислокаций («основная струк¬
тура»). Дополнительно они возникают в
процессе самой пластической деформации.Перемещение дислокаций затрудняется,
если на их пути оказываются препятствия
в виде других дислокаций, границ блоков,
фрагментов и кристаллитов, дефектов упа¬
ковки (см. ниже), частиц второй фазы
'И др.Влияние одних дислокаций на перемеще¬
ние других связано с наличием поля упру¬
гих напряжений вокруг них. Дислокации
одного знака отталкиваются, дислокации
противоположных знаков, лежащие в одной
и той же плоскости скольжения, притягива¬
ются и взаимоуничтожаются. Однако, если
дислокации противоположных знаков лежат
в соседних плоскостях скольжения, то они
затрудняют взаимное перемещение, вызывая
вращение решетки, фрагментацию, поворот
и изгиб кристаллитов и их частей (фрагмен-.
712ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИтов, блоков). Поэтому при увеличении плот¬
ности дислокаций в металле затрудняется
дальнейшая пластическая деформация, про¬
исходит упрочнение металла.Теоретические расчеты и эксперименталь¬
ные данные последних лет показывают, что
предельная плотность дислокаций в накле¬
панном металле составляет примерно 1012
на 1 см2. Пересечение винтовых дислокаций
приводит к образованию вакансий, которые
также могут тормозить движение дислока¬
ций и вызывать местное упрочнение.Образование и перемещение дислокаций,
поворот и изгиб кристаллитов ч пачек ско¬
льжения вызывают изменения в тонкой
структуре деформированного металла.С помощью рентгеновских и иных мето¬
дов [4, 5] установлено, что наклеп и связан¬
ное с ним перемещение и скопление дисло¬
каций сопровождается измельчением струк¬
туры, дроблением блоков мозаичной струк¬
туры и увеличением угла разориентировки
между ними, созданием упругих неоднород¬
ных микронапряжений (напряжений II ро¬
да) и статических искажений (напряжений
III рода).Большую роль в упрочнении, очевидно,
играет измельчение и разориентировка бло¬
ков. Чем меньше размеры блоков и
больше углы разориентировки между
ними, тем больше препятствий для переме¬
щения дислокаций.По Брэггу [6], между размерами блоков
мозаики D и величиной критического ска¬
лывающего напряжения <7Т существует
прямая зависимость. В первом приближении
она имеет вид:где G— модуль упругости при сдвиге, а —
междуатомноё расстояние в направлении
сдвига.На рис. 4 показана связь между размера¬
ми блоков, выраженными через плотность
субграшщ, и пределом текучести для никеля
и сплава Ni-Ti; связь между ^ и разориен-
тировкой блоков показана в работах Гирша
и др. [7, 8]. Экспериментальными работами
многих исследователей показано, что из¬
мельчение структуры является обязатель¬
ным признакам упроченного состояния [9].Размеры блоков при наклепе изменяются
от нескольких микронов до 0,1—0,03 мк [9],
углы разориентировки блоков — от секунд
и минут до десятков минут и даже несколь¬
ких градусов [7, 9].Максимальные микронапряжения II рода
А а	достигают при наклепе значений поряд-ака 10 ~3> а искажения III рода 1—
примерно 10~~9см [9]. Роль этих искажений
в упрочнении еще полностью не ясна.Границы блоков мозаики, области решет¬
ки вблизи дислокаций, области с искажен¬ной и упругонапряженной решеткой отли¬
чаются повышенным уровнем энергии.На создание этого повышения внутрикри-
сталлической энергии расходуется около
10—15% от всей энергии, затраченной наПлотность суЬграниц 1$Рис. 4. Связь между плотностью субграниц ипределом текучести для никеля и сплава Ni-Tiсовершение холодной пластической дефор¬
мации.Наличие искаженных участков с повышен¬
ной энергией и неравномерность распреде¬
ления этой энергии в решетке являются пер¬
вым существенным признаком, отличающим
наклепанный металл.Пластическая деформация
двойникованиемПомимо скольжения, пластическая дефор¬
мация может осуществляться двойникова¬
нием [5, 10]. Роль этого процесса возрастает
с понижением температуры деформации.
При этом кристаллит делится, обычно скач¬
кообразно, плоскостью двойникования на
две части, причем кристаллическая решетка
одной его части становится зеркальным от¬
ражением решетки другой части (рис. 5).
Величина смещения вдоль каждой из парал¬
лельных перемещающихся плоскостей про¬
порциональна расстоянию от плоскости
двойникования.Деформация двойникованием обычно на¬
блюдается в металлах и сплавах с плотней¬
шими упаковками атомов (гранецентриро-
ванной кубической и гексагональной ком
пактной) и приводит к нарушениям в за¬
кономерностях этой- укладки.Плоскостями плотнейшей упаковки гране-
центрированного куба являются плоскости
НАКЛЕП713{111}, а в гексагональной компактной ре¬
шетке-плоскости {0001}. Различие меж¬
ду обеими решетками связано с характером
взаимной укладки параллельных компакт¬
ных слоев атомов.Гранецентрированная решетка строится
так, что в параллельных плоскостях {Ш}
атомные слои чередуются в следующей пос¬
ледовательности (рис. 6, б):АВСАВСАВС•	• • од© © © © вООО	ос•	• •© С © ©8о	О О ОС
• • • •/)
° О о о с® С) © © Q•	• •° О О О сО © © © д•	• • • Лс с О ©8о	О О Ос•	• • вя*> © О ©8•	• • • я© с о с 8О О о оС•	• • • вв © © о 0О	О О 0 е•	• « «д
° о о О с•	• • • 0
о с © о 8° о о о С•	• • #ЛРис. 5. Схема расположения атомов при двой-
никовании (а) при образовании дефектов упа¬
ковки (б) и структура сплава с двойниками (в)Обозначим точки, расположенные над
центрами атомов первого слоя, через А и
точки, расположенные над центрами двух
типов межатомных пор, через В и С
(рис. 6, а).При компактной упаковке слоев второй
слой атомов может быть уложен в пози-В гексагональной компактной решетке
последовательность укладки слоев в плос¬
костях {0001} имеет вид (рис. 6, в):АВАВАВАВНаличие двойника в кристалле с гране¬
центрированной решеткой связано с тем, чтоции, отвечающие или точкам В или точкамС.	Если его уложить в позиции В, то тре¬
тий слой атомов можно поместить или в
позиции С, или в позиции А (во втором
слое в позициях А будут размещены поры).закономерность укладки слоев нарушается
и имеет, например, следующий вид:ABC ABC А СВ А СВ ABC ABC.
714ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИПодчеркнутые семь слоев представляют
собой часть решетки, находящуюся в двой¬
никовом соотношении к основной части ре¬
шетки (т. е. двойник). Видимые в структуре
прямые границы двойников (рис. 5, в) пред¬
ставляют собой след пересечения плоскостей
(111) на границе матрица—двойник с пло¬
скостью шлифа. На этих границах между
расположением атомов в матрице и двойни¬
ке имеется закономерная, когерентная
связь. Когерентные границы двойника об¬
ладают, как и всякие границы, определен¬
ной поверхностной энергией. Однако, оче¬
видно, что эта поверхностная энергия зна¬
чительно меньше поверхностной энергии
на обычных некогерентных границах. По
подсчетам ряда авторов [11], отношение
удельной поверхностной энергии на коге¬
рентной границе матрица — двойник к
удельной поверхностной энергии обычных
границ различно для разных металлов.
Для меди, например, оно 0,05, а для
алюминия 0,2. Чем меньше это отно¬
шение, тем более вероятно образование
двойников в данном металле. Поэтому в ме¬
ди двойникование наблюдается чаще, чем в
алюминии.Малой величиной поверхностной энергии
на когерентной границе двойник—матрица
объясняется также большая устойчивость
двойников. Для их устранения нужны высо¬
кие температуры отжига, однако и в этом
случае двойники исчезают далеко не всегда.
По энергетическим же соображениям, само
исчезновение двойников идет за счет пере¬
мещения некогерентной границы. В слу¬
чае двойника, ограниченного с двух сторон
параллельными линиями, такой некогерент¬
ной является его торцовая граница.Хорошо известно, что мелкие двойники
(двойники деформации) образуются обычно
при ковке (и прокатке) аустенитных сталей,
никелевых и медных сплавов, реже — непо¬
средственно при отжиге. Крупные двойни¬
ки, наблюдающиеся в указанных сплавах
после отжига (двойники рекристаллизации),
являются чаще выросшими двойниками де¬
формации.Деформация двойниковянием — основной
механизм пластического течения ряда метал¬
лов с плотнейшей упаковкой цинка, висму¬
та и др. [21].Распространенным видом структурных
изменений при деформации металлов и
сплавов, имеющих гранецентрированную
кубическую решетку, является образование
так называемых двойниковых дефектов
(«дефекты упаковки», или «нарушения упа¬
ковки») [12]. Эти дефекты .представляют
собой очень малые области, толщиной в
несколько атомных слоев, в которых решет¬
ка оказывается смещенной относительно
матрицы и находится к ней в двойниковом
отношении. Схема расположения атомов
при наличии «дефекта упаковки» приведе¬
на на рис. 5, б. Дефекты упаковки легче
■возникают в одновалентных металлах (Си,
Ag и др.) и труднее—© многовалентных
(Al, Pb, Zn и др.). Наличие дефектов упа¬ковки и примерное их количество (плот¬
ность) удается определить по ряду тонких
рентгеновских эффектов [13].Двойникование и образование дефектов
упаковки происходят, однако, не только в
металлах с плотнейшими решетками. При
определенных условиях (большая скоростьРис. 7. Двойники в сплаве железо-крем¬
ний (X 200)и низкая температура деформации) двойни¬
кование, а также образование дефектов упа¬
ковки [14] можно наблюдать в металлах и
сплавах, имеющих объемноцентрированную
кубическую решетку. В a-железе этот про¬
цесс сопровождается образованием в струк¬
туре характерных узких полос — полос Ней¬
мана (рис. 7).В твердых растворах, очевидно, за счет
наличия чужеродных атомов образованиеТаблица 1Кристаллографические закономерности
двойникования [5,10]Тип решеткиМеталлПлоскостьдвойнико¬ванияНаправле¬
ние двой¬
никованияО. ц. к.a-Fe,
(3- ла¬
тунь,
W(112)[ill]Г. ц. к.Al, Си, Ni(111)[112]Гексагональ¬
ная ком¬
пактнаяCd, Zn,
Be, Mg.(1012)
НАКЛЕП715дефектов упаковки идет легче, а концентра¬
ция их больше, чем в чистых металлах [13].Присутствие дефектов упаковки, как и
двойниковых границ, существенно влияет
на упрочнение, препятствуя перемещению
дислокаций.С двойникованием связана определенная
критическая величина касательного ьнапря¬
жения, аналогичная величине скалывающе-кает текстура деформации, т. е. преимуще¬
ственная кристаллографическая ориентиров¬
ка .зерен. Слабое проявление текстуры
улавливается рентгенографически уже при
деформации 5—10°/о [15].Характер текстуры (ориентировки) и сте¬
пень ее совершенства зависят от ряда фак¬
торов и прежде всего от типа решетки ме¬
талла или сплава, его структуры и химиче-Рис. 8. Фестоннстость, возникающая при глубокой штам¬
повке деталей из текстурованного металла:
а — алюминий; б — железо; в — латунь; г — томпак;
д — медьго напряжения в процессе скольжения. Од¬
нако экспериментальных данных об этой ве¬
личине касательного напряжения очень ма¬
ло.Деформация двойникованием сопровожда¬
ется возникновением локальных объемных
напряжений. В результате этого области
вокруг двойниковых полос часто оказыва¬
ются местами преимущественного образо¬
вания зародышей рекристаллизации.Как и при обычном скольжении, при двой-
никовании соблюдаются определенные кри¬
сталлографические соотношения. Для реше¬
ток каждого типа характерны свои плоско¬
сти и направления двойникования (табл. 1).Текстуры деформацииПри значительных деформациях кристал¬
литы в поликристаллическом теле стремятся
принять определенную кристаллографиче¬
скую ориентировку 1 относительно внешних
деформирующих усилий. В результате в
сильно деформированных металлах возни-1 Кристаллографическую текстуру не следует
смешивать с волокнистой структурой, наблюдае¬
мой при металлографическом исследовании. Во¬
локнистость, вытянутость зерен в определенном
направлении, может и не сопровождаться тек¬
стурой, а быть связанной с определенным харак¬
тером расположения частиц второй фазы и др.ского состава, а также от характера и схе¬
мы деформации.При волочении, например, все кристалли¬
ты ориентируются определенным кристал¬
лографическим направлением [uvw] вдоль
направления протяжки, занимая, однако,
вокруг оси [uvw] произвольное положение,
а при прокатке — определенной кристалло¬
графической плоскостью \hkl\ параллельно
плоскости прокатки и одновременно опре¬
деленным кристаллографическим направле¬
нием [uvw] параллельно направлению про¬
катки (об анализе текстур см. «Рентгено¬
структурный анализ»).В табл. 2 приводятся данные о типе тек¬
стур деформации в некоторых широко при¬
меняемых металлах и сплавах [5, 10].Практически важное значение текстур оп¬
ределяется тем, что они обусловливают ани¬
зотропию механических и физических
свойств поликристалла. В ряде случаев эту
анизотропию используют; иногда она неже¬
лательна. Так, листовой металл для глубо¬
кой вытяжки должен деформироваться оди¬
наково во всех направлениях, в противном
случае образуются «фестонистость»
(рис. 8), складчатость и другие дефекты.С другой стороны, в трансформаторном
железе анизотропию магнитной проницаемо¬
сти очень эффективно используют, распо-
716ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИТаблица 2Текстуры некоторых технических металлов и сплавовХарактер дефор¬
мацииМеталлРешеткаХарактеристика текстурыПримечаниеВолочение
проволоки
и прессованиеFe, Мо, WО. Ц. К[110]Введение до¬
бавок в твердый
раствор не меня¬
ет текстурыNi, Си, Al, РЬГ ц. к.[1111-60%,
[100] — 40%;
[111]— 100%ОдноосноесжатиеFeО. Ц. К.[111] и [100] парал¬
лельно оси сжатияNi, Си, А1Г. ц. к.[110]Кроме этой
основной ориен¬
тировки, имеется
еще несколько
слабыхПрокаткаFeСплавы Fe-SiО. д. к.(100) [ОН];
(112) [1101;
(111) [112]Ni, Си. А1Сплавы
Fe-Ni, Cu-Zn,
Cu-Sn, Си-NiГ. ц. к.(100) [112];
(112) [111]ВолочениетрубСталь 10О. ц. к.(112) [110];
(ПО) [ПО];
(ПО) [112];
(111) [ПО].КручениеFeО. ц. к.[110] и [121]Ni, Си, AlГ. ц. к.[111] и [110]ГлубокаявытяжкаХарактер текстуры
для разных участков
деталей, полученных
глубокой вытяжкой,
различен. В центре
дна чашки — текстура
сжатия. На верхнем
ободе чашки — тексту¬
ра сжатия, ось которой
тангенциальна
НАКЛЕП717лагая направление с максимальной прони¬
цаемостью параллельно направлению маг¬
нитного потока в сердечнике трансформа¬
тора.Деформационные макронапряженияВ связи с макронеоднородностью дефор-мации в холоднодеформированном металле
могут возникнуть напряжения I рода, урав¬
новешивающиеся в макрообъемах изделия.Под влиянием сил трения между инстру¬
ментом и металлом скорость его течения
при пластической деформации, а следова¬
тельно, и сама деформация неодинаковы по
сечению. При этом меняются по сечению и
величина, и знак остаточных напряжений.Рис. 9. Схема изменения размеров ша¬
рикоподшипниковых колец при термо¬
обработке. Пунктирными линиями пока¬
заны размеры после термообработки:
а — горячекатаные заготовки; б — хо¬
лоднокатаные заготовки; вверху пока¬
зана эпюра напряжений (схема)Зона, где металл при деформации испыты¬
вал более высокие напряжения растяжения,
где, следовательно, происходило более силь¬
ное течение, испытывает остаточные напря¬
жения сжатия, а зона, где напряжения рас¬
тяжения при деформации были меньши¬
ми, — остаточные напряжения растяжения.Величины этих напряжений могут быть
весьма значительными (в стали до
70 кг!мм2 и больше), что приводит, как
правило, к нежелательным последствиям
(изменение формы образца, образование
трещин и т. д.), но иногда играет и полез¬
ную роль (автофритирование и др.).Примером влияния напряжений I рода
может служить различие в характере изме¬
нения при термической обработке размеров
шарикоподшипниковых колец (рис. 9), изго¬
товляемых из стали ШХ15 [16].Если заготовкой для колец служат го¬
рячекатаные трубы, то после закалки на¬
ружный и внутренний диаметры колец уве¬
личиваются вследствие различия удельных
■объемов фаз до и после обработки, еслихолоднокатаные — то эти размеры умень¬
шаются.Причина различия состоит в том, что эф¬
фект от снятия сжимающих напряжений в
наружном слое колец перекрывает эффект
от разности удельных объемов фаз.При горячей пластической деформации
пересыщенных твердых растворов, сопро¬
вождающейся неравномерной скоростью ис¬
течения металла по сечению, зональные на¬
пряжения могут облегчать или затруднять
старение. Растягивающие напряжения бу¬
дут способствовать распаду твердого рас¬
твора, если он идет с увеличением удельно¬
го объема сплава, и затруднять распад,
если удельный объем при этом уменьшает¬
ся. Сжимающие напряжения — наоборот.
В свою очередь это может существенно ска¬
заться на свойствах изделия и механизме
формирования структуры при последующей
рекристаллизации.Примером полезного использования нап¬
ряжений I рода является автофритиро¬
вание артиллерийских стволов, а также
создание напряжений сжатия в поверх¬
ностном слое деталей, работающих на
усталость, дробеструйным наклепом [17]
или обкаткой роликами [18].2.	ВЛИЯНИЕ НАКЛЕПА
НА МЕХАНИЧЕСКИЕ
И ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВАМеханические свойстваНаклеп сопровождается резким увели¬
чением прочностных и снижением пласти¬
ческих свойств. Способность металлов уп¬
рочняться при наклепе характеризуется
кривыми упрочнения, отражающими зави¬
симость истинного напряжения от степени
деформации (степени уменьшения сечения
образца).Ход кривых упрочнения зависит от боль¬
шого числа факторов, поэтому не суще¬
ствует универсального уравнения для всех
металлов и ,сплавов для различных схем
деформаций.Приближенно [19] кривые упрочнения
могут быть описаны уравнениями типа(У = <Jo + Cfm.
где а — истинное сопротивление деформа-/^оции; f — In (h0 и hi —начальная и ко-
пхнечная высота образца); а0, С и т — кон¬
станты.Множитель С, характеризующий способ¬
ность металла к наклепу, иногда называ¬
ют показателем наклепываемости.В табл. 3 приведены значения констан¬
ты С для некоторых металлов по данным
разных исследователей [19].На рис. 10 приведены кривые упрочне¬
ния для ряда сталей и сплавов. Для зна¬
чительного диапазона деформаций эти
кривые имеют практически линейный ха¬
718ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИрактер. Угол наклона кривых к горизонта¬
ли характеризует способность сплава к уп¬
рочнению. Из анализа рис. 10 и данных
табл. 3 следует, что металлы и сплавы,
имеющие гранецентрированную кубическую
решетку, как правило, упрочняются сильнее,
чем сплавы с объемноцентрированной куби¬
ческой решеткой. Согласно теории дисло-взаимодеиствие дислокации в пересекаю¬
щихся плоскостях скольжения [30, 33]_
Кроме того, в этих металлах легко обра¬
зуются дефекты упаковки и двойники, тор¬
мозящие движение дислокаций. В этомг
очевидно, состоит одна из причин повышен¬
ной склонности этих металлов и сплавов к
упрочнению.тIIII 30
70tip 60soО 0,2 0£ 0,6 0,8 1,0 1t2 16
Отношение сечений In 7°0102030 W SO 60 70
Уменьшение сечения^ %80МеталлПоказатель накле¬
пываемости Сдля пре¬
дела
текучестидля пре¬
дела
прочностиЖелезо армко . .
Электролитическая6,55,28медь7,796,55ЛатуньУглеродистая сталь8,437,87(от 0,12 до 0,61 % С)
Нержавеющая сталь
(10,5% Сг; 3,5%9,77,8Ni)12,6212*91каций, основным механизмом деформаци¬
онного упрочнения гранецентрированных
кубических металлов является упругоес:|I»I!^ Sg j•О :Рис. 10. Кривые упрочнения железа
и некоторых его сплавов:У —21 % Мп и. 1,2% С; 2—12% Мп и
1,1% С; 3 — 25% Ni и 1% С; 4 — 25%
Ni и 0,3% С; 5 - 25% Сг и 24% Ni; 5-
2% Мп и 0,18% С; 7 — мягкое железоТаблица 3
Значения показателя наклепываемости СS10Q
% 75
SOчг1УлвЬА>U/}\/'о9—fsV4-ч-NL_SwI-НВL->10 20 - 30 40 50 ВО 70 80
Вытяжка(fjdj.wo)Рис. 11. Зависимость механических свойств ста¬
ли (0,27% С) от степени деформации волочением(Помимо тшпа решетки, упрочняемость
при наклепе определяется также степенью
легирования сплава: чем больше легиро-
ванность сплава и его исходная твердость
и прочность, тем, как правило, меньше его
способность к упрочнению при деформации.
Это справедливо для стали с разным со¬
держанием углерода и для сплавов на
основе железа, никеля и других элементов.Характерной особенностью влияния нак¬
лепа является увеличение предела текуче¬
сти и приближение его к пределу прочно¬
сти. Тем самым резко снижается способ¬
ность стали к пластической деформации.
В результате деформация идет в основном
за счет течения в шейке.В табл. 4 и на рис. 11 приводятся дан¬
ные об изменении механических свойств
ряда сплавов в результате их холодной
деформации.Если, как было отмечено, в общем слу¬
чае при холодной деформации предел те¬
кучести повышается, то при малых обжа¬
тиях в отдельных случаях можно достичь
обратного результата [20]. Так, малоугле¬
родистая сталь (<0.1°/о С), предназна-
НАКЛЕП719ченная для глубокой вытяжки, после от¬
жига и последующего естественного ста¬
рения при вылеживании характеризуется
плохой штампуемостью, наличием «зуба
текучести» и высоким абсолютным значе¬
нием предела текучести. При штамповке
возникают иногда надрывы, а на поверх¬
ности изделий наблюдаются линии Лю-
дерса. Эти нежелательные явления устра¬
няются, т. е. предел текучести понижается,
если перед глубокой штамповкой сталь
подвергнуть небольшой (~3°/о) деформа¬
ции (рис. 12).Согласно представлениям теории дисло¬
кации, в результате естественного старе¬
ния дислокации оказываются окруженными
«облаком» из атомов растворенных элемен¬
тов, в данном случае углерода и азота,
затрудняющих передвижение дислокаций.При небольших обжатиях дислокации
преодолевают это сопротивление и выры¬
ваются из «облака». Их дальнейшее пере¬
мещение облегчается. Предел текучести
понижается и становится менее отчетливо
выраженным.Таблица 4Изменение механических свойств при холодной деформацииВид деформацииСтальСтепеньдеформа¬цииаькГ/мм2°5кГ/мм25%Ф%'1«гч *Волочение0,08% С; 0,4+0,6% Мп;
следы Si070,595,0—41,883,510830.065.090.03165733125—18% Сг; 8% Ni04090—61,9112,5182,824,6
105 4
18280571,843—Прокатка18,1% Сг; 7,3% Ni03050—85,3129.0150.0—4181,5——18,2% Сг; 9,2% Ni03050—60,385,6109.8—65215——СкручиваниеСт. 30205010012013016017518520045525661662947505759351815121165610060551383,52,3ЭИ257 (0,12% С; 0,34%
Si;15,3% Сг; 13,8% Ni;
2,54% W; 0,5% Мо)013501502001702102803153206062678187. 30
40
54
75
827067552513787776757334302113ИНаклеп резко повышает также сопротив¬
ление отрыву [21]. Это его действие эффек¬
тивно используют, чтобы придать пластич¬
ность материалам, хрупким в ненаклепан-N.J0№10Исходноеmnrrt/irrui ISfV\ЧГО0,5t,o2,03,0°]Ус ха1. Iподьi ..iwuinpt1 17кт1 177KUУдлинение (0,8 мм) 5%Рис. 12. Влияние предварительного слабого на¬
клепа на предел текучести малоуглеродистой
сталином состоянии (вольфрам, молибден, жа¬
ропрочные сплавы).Создавая остаточные сжимающие нап¬
ряжения в поверхностном слое деталей,
720ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИповерхностный наклеп сильно повышает
усталостную прочность из-за затруднений
для образования и развития трещин в
этом слое. При дробеструйной обработке
или обкатке роликами среднеуглероди¬
стой нормализованной стали остаточные
сжимающие напряжения могут достигать
величины 50 ^ 70 кг/мм2. Долговечность
работы детали при поверхностном наклепе
увеличивается в несколько (5—15) раз
[21, 17].Холодный наклеп можно использовать
для повышения длительной прочности де¬
талей, работающих при высоких темпера¬
турах, но ниже температуры рекристалли¬
зации [22]. Этот эффект уменьшается с уве¬
личением продолжительности испытания
(табл. 5).Таблица 5Пределы длительной прочности
стали ЭИ395 после различной обработкиОбработкао«°о. -Н SB
«3 жНапряжение,
кг/мм}, до
разрыва за
время, часо. я<у нЕ 2
2 со о
Ь к101005 0 0j 1 000Закалка с 1200° в во¬
де ...70028221816Закалка с 1200° +
+ старение 50 час.
при 7С0° ...70027201614Закалка с 1200° + на¬
клеп 20% + старе¬
ние 50 час. при 700°70032241816Закалка с 1200° в во¬
де 	80018И87Закалка с 1200° + ста¬
рение 15 час. при
800° 	800161076Закалка с 1200° + на¬
клеп 20% + старе¬
ние 15 час. при 800°800191287Если же при эксплуатации могут проте¬
кать процессы рекристаллизации, то пред¬
варительная деформация не только не улуч¬
шает, но даже снижает прочностные свой¬
ства. Существенно подчеркнуть, что в слу¬
чае стареющих гетерогенных сплавов сни¬
жение прочности соответствует не образо¬
ванию зародышей рекристаллизации, а на¬
чалу их интенсивного роста [23].В этой связи большое практическое зна¬
чение приобретают различные методы
упрочнения деформацией при повышенных
температурах с последующей термической
обработкой —так называемая термомеха¬
ническая обработка. Она обеспечивает соз¬
дание упрочненной структуры, сохраняю¬
щей устойчивость до более высоких темпе¬
ратур, чем после холодной деформации [31].Особенностями этой структуры, очевид¬
но, являются наличие устойчивой мозаич¬ной субструктуры за счет полигонизации
(см. гл. 38) и направленность элементов
структуры, в том числе'дисперсных выделе¬
ний.Идея о роли направленности элементов
строения в упрочнении нашла свое выра¬
жение в предложенном недавно новом про¬
цессе — термомагнитной обработке, при
которой аустенитно-мартенситное превра¬
щение осуществляется при наложении маг¬
нитного поля. Еще более высокие свойства
достигаются при термомеханикомагнитной
обработке, когда в магнитном поле осуще¬
ствляется термическая обработка после
горячей деформации [32].Наклеп отрицательно влияет также на
сопротивление термической усталости, сок¬
ращая число теплосмен [24]; особо нежела¬
телен он при наличии концентраторов нап¬
ряжений [25]. Поверхностный наклеп дета¬
лей (лопаток турбин реактивных двигате¬
лей), создаваемый при механической обра¬
ботке, отрицательно сказывается на их дли¬
тельной прочности [24].Таким образом, при определении возмож¬
ности практического применения наклепа
для повышения жаропрочности необходим
тщательный учет конкретных условий служ¬
бы деталей.ЭлектросопротивлениеХолодная деформация вызывает неболь¬
шой рост электросопротивления чистых ме¬
таллов (на 2-^-6%), несколько более интен¬
сивный рост сопротивления (до 10-5-20%)
однофазных твердых растворов и резкое по¬
вышение р (до 100% и больше) упорядо¬
ченных твердых растворов [26]. Этот рост
обусловлен влиянием упругих искажений
решетки, дислокаций и вакансий, усиливаю¬
щих рассеяние электронов проводимости.
Если наклепывать однофазный раствор, в
котором предварительно создано К-состоя-
ние (атомные сегрегации), то результат
окажется обратным. Электросопротивление
раствора уменьшится.В случае гетерогенных сплавов эффект
изменения электросопротивления зависит от
двух факторов, часто действующих в про¬
тивоположных направлениях: от величины
искажений в решетках фаз сплава и от раз¬
меров, формы и взаимной ориентировки фа¬
зовых и структурных составляющих. Так,
сопротивление углеродистой проволоки
(0,58% С), предварительно гтатентирован-
ной в свинце, не только не возрастает, но
даже падает с ростом деформации. В этом
случае эффект от наклепа феррита оказы¬
вается меньшим, чем эффект от переориен¬
тировки частиц цементита вдоль проволоки,
снижающей электросопротивление.Вообще с увеличением содержания угле¬
рода в стали влияние наклепа на электри¬
ческое сопротивление падает.Магнитные свойстваНаклеп сказывается на структурно чув¬
ствительных магнитных свойствах [26]: ко¬
НАКЛЕП721эрцитивной силе Нс проницаемости jli и
остаточной индукции Вг> На рис. 13 пока¬
зана зависимость этих величин от степени
обжатия для мягкой железной проволоки сНс,эрстРис. 13. Зависимость магнитных свойств стали
(0,07% С) от степени деформации0,07% С. Нс растет, а Цмакс падает с уве¬
личением деформации. Особо ведет себя
Вг. При малых деформациях (5-*-8э/о) оста¬
точная индукция резко падает, а с дальней¬
шим их увеличением начинает расти.С увеличением содержания углерода в
стали эффект изменения магнитных свойств
при деформации уменьшается.Особое значение имеет анизотропия маг¬
нитных свойств, и- прежде всего магнитной
проницаемости, создаваемая за счет тексту¬
ры.ПлотностьС увеличением степени холодной дефор¬
мации плотность уменьшается за счет соз¬
дания новых дислокаций, вакансий, упру-Рис. 14. Зависимость удельного веса железа
от степени деформациигих искажений и дробления структурных
составляющих. После значительных оЪжа-
тий увеличение удельного объема AV со¬ставляет несколько десятых процента
(рис. 14). Удельный объем холоднокатаных
труб из стали ШХ15 больше объема горя¬
чекатаных труб на 0,16%.При очень больших деформациях (боль¬
ше 90%) иногда наблюдается повышение
плотности [20] по сравнению с меньшими
деформациями (рис. 14).Сопротивление коррозииНаклепанный металл, как правило, хуже
сопротивляется коррозии, чем ненаклепан-
ный, особенно в кислых средах. Коррозия
носит при этом преимущественно межкри-
сталлитный характер. Сильнее сказывается
на коррозии холодная деформация растя¬
жением. Наклеп железа резко увеличивает
его растворимость в серной кислоте уже
при малых степенях деформации.С увеличением содержания углерода в де¬
формированной растяжением стали корро¬
зионное действие разбавленной серной кис¬
лоты растет [27].При холодной пластической деформации
стали 1Х18Н9Т внутри зерен по плоскостям
скольжения образуются выделения а-фазы.
В этом случае наблюдается внутрикристал-
лическое разрушение этой стали под нап¬
ряжением в среде сероводорода в отличие
от межкристаллитного при распределении
a-фазы в виде сетки по границам зерен
аустенита [28].3.	ВЛИЯНИЕ НАКЛЕПА НА ФАЗОВЫЕ
И СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯХолодная деформация облегчает диффу¬
зионные процессы и способствует переходу
сплавов в более стабильное состояние.Так, в хромоникелевых сталях типа
1Х18Н9 при содержании никеля не больше
8% холодная деформация способствует по¬
явлению в структуре стабильной а-фазы.
При сильной деформации сталь может стать
полностью мартенситной (рис. 15). Образо¬
ванием а-фазы в этой стали объясняется
более резкий эффект ее упрочнения при нак¬
лепе в сравнении со сталью, содержащей
большее количество никеля (см. табл. 4 и
следующие данные об изменении твердости
этой стали, НВ):До дефор- После де-
мации формацииСталь с 0,1% С; 18% Сг
и 8% Ni . .	123 187Сталь с 0,1% С; 18% Сг
и 14% Ni	109 141Наклеп облегчает распад мартенсита,
снижает температуру его отпуска.Влияние пластической деформации на
устойчивость аустенита и кинетику превра¬
щения его в мартенсит весьма сложно [29].
Малые степени деформации активизируют
и ускоряют мартенситное превращение.
Увеличение степени и повышение темпера¬
туры деформации приводят к обратному46	Металловедение (справочник), т. I
722ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИО- 10 ■ 20 30 40 SO SO 70 80 SO
Обматие при холодной протяжно,%Рис. 15. Изменение магнитной проницаемости
стали типа 18—8 при холодной деформацииэффекту: аустенит все в большей мере ста¬
билизируется, мартенситное превращение
затрудняется. Г. В. Курдюмов с сотрудни¬ками [29], обнаружившие это явление, вы¬
сказывают предположение о том, что раз¬
ная интенсивность изменения элементов тон¬
кой структуры при наклепе приводит к
сложному характеру влияния на стабиль¬
ность аустенита и скорость образования
мартенсита. Вероятно, напряжения II рода
облегчают это образование, а измельчение
блоков мозаики затрудняет его.Деформация пересыщенных твердых рас¬
творов вызывает частичный их распад не¬
посредственно при деформации и сущест¬
венно влияет на распад при .нагреве. Хо¬
лодная деформация ускоряет его. Помимо
этого, деформация изменяет характер рас¬
пределения второй фазы и дисперсность ее
при старении [30, 31]. Эта особенность на¬
клепа пересыщенных твердых растворов
может быть эффективно использована при
термомеханической обработке жаропроч¬
ных сплавов.Нагрев после холодной деформации угле¬
родистой стали с пластинчатым перлитом
о-блегчает коагуляцию цементита и переход
перлита в зернистый. Это влияние накле¬
па практически используется в технологии
обработки высокоуглеродистых деформи¬
руемых сталей [20].ЛИТЕРАТУРА1.	А. X. Коттрелл. Дислокации и плас¬
тическое течение в кристалллах. Металлургиэ-
дат, 1958.2.	В. Т. Р и д. Дислокации в кристаллах. Ме¬
таллургиздат, 1957.3.	Б. М. Р о в и н с к и й, И_» Н. Синайс¬
кий. Изв. АН СССР, Металлургия, 6. 1959.4.	Я. С. Уманский. Рентгенография метал¬
лов, Металлургиздат, 1960.5.	Г. С. Б аррет. Структура металлов. Ме¬
таллургиздат, 1948.6.	W. L. В г egg. Iron a. Steel, XVIII, № 13,
1945, p. 531.7.	P. E. H i r s с h. Acta Crystallogr v. 5, № 2,1952,	p. 172; v. 7, № 1, 1954, p. 41.8.	Б. М. Ровинский и Jl. М. Рыбакова.
Известия АН СССР, Серия физ., XX, 6, 646,
(1956).9.	В. М. Голубков, В. А. Ильина,
В. К. К P и ц к а я, Г. В. Курдюмов, М. Д.
П е р н а с. Проблемы металловедения и физики
металлов, вып. 5, Металлургиздат. 1958.10.	Е. Шмид и В. Боас. Пластичность
кристаллов в особенности металлических. ГОН-
ТИ НКТП СССР, 1938.11.	R. L. Fullman. Journ. Appl. Physic, v. 22,1951,	p. 448.12.	N. E. Mott. Phil. Mag. v. 44, 1953, p. 187.13.	Я. Д. Вишняков, С. С. Горелик.
Физика металлов и металловедение, т. 10, вып. 5,1960.14.	О. J. Q u е n t е г t, В. Е. Warren. Journ.
Applied Physics, v. 29, № 1. 1958.15.	С. С. Горелик, Э. Н. С п е к т о р. Фи¬
зика металлов и металловедение, т. 12, вып. 8,1961.16.	Б. М. 3 е л ь б е т. Труды секции металло¬
ведения и термической обработки металлов НТО
Машпром, № 1, 1958.17.	М. М. С а в е р и н. Дробеструйный
клеп, Машгиз. 1955.18.	R. L о u е. Properti of Metalic Surfaces.
London, 1953.19.	И. H. Францевич, реформация ста¬
лей. ОНТВУ. Изд.во Сталь, 1933.20.	Э. Г у д р е м о н. Специальные стали, 1„
Металлургиздат, 1959.21.	Я. Б. Фридман. Механические
ва металлов. Оборонгиз, 1952.22.	М. Л. Бернштейн. Труды секции ме¬
талловедения и термической обработки метал¬
лов, НТО Машпром, № 1, 1958.23.	С. С. Горелик. Доклады высшей шко¬
лы. Металлургия, № 1, 1958.24.	С. Т. К и ш к и н, А. М. Сулима, В. П.
Строганов. Исследование влияния наклепа
на механические свойства и структуру сплава
ЭИ-437А, Оборонгиз, 1956.25.	И. И. Труни н. Влияние холодного нак¬
лепа на жаропрочность стали. Передовой науч¬
но-технический и производственный опыт М-57-
242/11, Москва, 1957.26.	Б. Г Лившиц. Физические свойства ме¬
таллов и сплавов, Машгиз, 1956.27.	Ю. Р. Эванс. Введение кристаллохи¬
мию, Госхимиздат, 1948.28.	В. М. Никифорова, Н. А. Решет¬
никова. Влияние коррозионных сред на проч¬
ность стали. Сб. трудов ЦНИИТМаш, книга, 77„
Машгиз, 1955.29.	Г. В. Курдюмов, О. ,П. Максимо¬
ва, А. И. Никанорова и др. Проблемы
металловедения и физики металлов, вып. 5, Me
таллургиздат, 1958.30.	Дислокации и механические свойства кри¬
сталлов. Изд-во иностр. лит., I960.31.	Е. Н. Соколков, М. Г. Лозинский,Е.	И. Антипова. Металловедение и обработка
металлов, 1958, № 1U М. Г._ Лозинский,
Вестник машиностроения, 1961, № 1.32.	М. Л. Бернштейн. Металловедение и
термическая обработка, 1960, № 10.33.	Р. В. Hirsh. Journ. Inst. Metals, v. 87*1959,	p. 406.
ОТДЫХ И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ723ГЛАВА 38ОТДЫХ И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯСостояние металла, возникающее в ре¬
зультате наклепа (см. стр. 710), является
неустойчивым, метастабильным при всех
температурах. Переход в более стабильное
состояние требует определенной подвижно¬
сти атомов; поэтому он протекает с прак¬
тически заметной скоростью только при
достаточно высокой температуре (относи¬
тельно температуры плавления), но этот
переход (в отличие от процессов обычных
фазовых превращений) не связан с какой-
либо определенной температурой. С изме¬
нением степени деформации и температуры
нагрева скорость рассматриваемого процес¬
са меняется по экспоненциальному за¬
кону.В зависимости от степени деформации,
температуры и времени нагрева устранение
следов наклепа в структуре и свойствах
металла могут протекать разными путями
и с разной полнотой.Диффузия вакансий идет при более низ¬
ких температурах и приводит к уменьше¬
нию концентрации вакансий за счет выхо¬
да их к поверхностям раздела или за счет
взаимного уничтожения их (аннишляции)
с дислоцированными атомами.Перемещение дислокаций идет при более
высоких температурах и приводит или к
уменьшению их концентрации за счет ан¬
нигиляции дислокаций противоположных
знаков или к их перераспределению с об¬
разованием более равновесных дислокаци¬
онных сеток. Последний процесс называют
полигонизацией.Полигонизация является следствием пе¬
рераспределения дислокаций из их горизон¬
тальных скоплений в вертикальные с обра¬
зованием дислокационных стенок [1].
Такое перераспределение осуществляется1.	ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА
ПРОЦЕССОВ, ИДУЩИХ ПРИ НАГРЕВЕ
НАКЛЕПАННОГО МЕТАЛЛАРазличают следующие стадии процесса
устранения следов наклепа при нагреве:1)	отдых (возврат), в том числе полиго¬
низация и рекристаллизация на месте (in
situ);2)	первичная рекристаллизация или рек¬
ристаллизация обработки;3)	собирательная рекристаллизация или
рост зерен;4)	вторичная рекристаллизация.ОтдыхПод отдыхом (возвратом) понимают
частичное 1 восстановление свойств накле¬
панного металла при нагреве на относитель¬
но невысокие температуры (ниже темпера¬
туры рекристаллизации), происходящее без
существенных изменений в структуре: со¬
храняется ориентировка кристаллитов и от¬
сутствует миграция их границ.Отдых приводит к частичному снятию
упругих искажений в решетке путем диф¬
фузионного перемещения атомов на не¬
большие расстояния (как правило, равных
межатомным) и диффузии вакансий. Дру¬
гой механизм отдыха — пластические сдви¬
ги в пределах отдельных кристаллитов
и фрагментов, обусловленных перемещением
дислокаций.1 Полное восстановление свойства за счет от¬
дыха возможно только на гексагональных моно¬
кристаллах, деформированных по простейшей
схеме — скольжением в плоскости базиса. Возв¬
рат свойств после деформации, сопровождаю¬
щейся изгибом, никогда не бывает полным.46*Рис. 1. Схема по-
лигонизации и об¬
разования границ
субзерен:
вверху — до по-
лигонизации;
внизу — после
неесочетанием процессов перемещения диело-
каций параллельно плоскостям скольжения
и переползания (восхождения) части дис¬
локаций через диффузию вакансий в на¬
правлениях, перпендикулярных этим пло¬
скостям. При этом изошутые пачки сколь¬
жения разбиваются на отдельные прямоли¬
нейные участки (блоки), слегка дезориен¬
тированные относительно друг друга. В ре¬
зультате возникают новые границы субзе¬
рен (рис. 1), характерной особенностью ко¬
торых является их перпендикулярность
плоскостям скольжения.Обязательным условием полигонизации
является предварительная деформация из¬
гибом. Факторы, препятствующие переме¬
щению дислокаций, тормозят полигонизацию,
смещая ее к более высоким температурам.
Если при этом температура оказывается
достаточной для протекания рекристалли¬
зации, то полигонизации может и не про¬
изойти.Поэтому полигонизацию легче наблюдать
в чистых и слабо деформированных метал¬
лах. Так, в очень чистом железе этот про¬
цесс идет при нагреве до 200°, а в железе
с 0,015% С — до 650°.С дальнейшим повышением температуры
становятся возможными рост и слияние суб-
зерен, образованных при полигонизации, без
изменения их ориентировки, т. е, рекри¬
сталлизация на месте (in situ).
724ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОМ ОБРАБОТКИПслигонизация сопровождается уменьше¬
нием напряжений II рода и укрупнением
областей когерентного рассеяния (блоков
мозаики); как результат этого наблюдается
сужение линий на рентгенограмме поли¬
кристалла. На рентгенограммах монокри¬
сталлов и крупнокристаллических поли-
кристаллических образцов отдельные круп¬
ные, размытые рефлексы (астеризмы в слу¬
чае монокристаллов) при полигонизации
разбиваются на несколько более мелких и
четких рефлексов, расположенных на месте
исходного размытого рефлекса.Подбором соответствующего травления
удается в ряде случаев выявить субграни¬
цы, возникшие в результате полигониза¬
ции.Некоторые исследователи считают, что
собственно полигонизация идет в ряде слу¬
чаев непосредственно при деформации [2].
При этом она экспериментально не улавли¬
вается лишь вследствие малой разрешающей
способности существующих методов. Эффект
расщепления пятен астеризма, наблюдаемый
при нагреве на рентгенограммах и приписы¬
ваемый полигонизации, в действительности,
возможно, является результатом рекристал¬
лизации на месте. Это, безусловно, справед¬
ливо для деформации при повышенных
температурах с небольшими скоростями.
Одновременное действие температуры и
напряжений вообще ускоряет полигониза-
ЦИЮ.При нагреве монокристаллов, деформи¬
рованных без изгиба, условия для полиго¬
низации отсутствуют ti], Отдых в этом
случае сопровождается очень тонкими из¬
менениями в кристаллической решетке, свя¬
занными с диффузионными перемещения¬
ми одиночных атомов и вакансий.Такие перемещения вместе с полигониза-
цией приводят к уменьшению не только на¬
пряжений II рода, но и искажений III ро¬
да. На рентгенограмме это проявляется в
повышении интенсивности линий и ослаб¬
лении интенсивности общего фона.В чистых металлах с относительно высо¬
кими температурами плавления отдых идет
главным обра!зом за счет снятия напряже¬
ний II рода; искажения III рода снимаются
в них, как правило, при рекристаллизации.
В легкоплавких металлах (А1) при возвра¬
те снимаются и напряжения II рода, и ис¬
кажения III рода.Характер возврата в сплавах весьма сло¬
жен и закономерности его еще недостаточно
установлены. Они зависят от химического и
фазового состава сплава, типа раствора, его
концентрации, степени деформации и др.Сложность процесса отдыха проявляется и
в характере восстановления свойств: различ¬
ные свойства восстанавливаются в процессе
отдыха при разных температурах и с нео¬
динаковой полнотой для разных металлов и
сплавов (см. ниже). На рис. 2 схематически
показан характер изменения свойств при от¬дыхе. Как видно, скорость процесса макси¬
мальна в начальный период и уменьшает¬
ся со временем. Чем выше температура на¬
грева, тем больше степень возврата свойств,Рис. 2. Скорость изменения
свойств при изотермическом
отдыхетем меньше время, необходимое для дости¬
жения одинаковой степени возврата. По¬
следняя зависимость имеет логарифмиче¬
ский характер.Первичная рекристаллизация
(рекристаллизация обработки)Под первичной рекристаллизацией пони¬
мают процесс образования зародышей новых
неискаженных зерен в деформированной ма¬
трице и их последующего роста фронталь¬
ным перемещением границ за счет перехода
атомов от искаженных к неискаженным кри¬
сталлитам.Первичная рекристаллизация свявана с
перемещением атомов на расстояния, при¬
мерно равные междуатомному. По природе
своей она близка к диффузионному процессу,
но не является таковым в обычном понима¬
нии.Границы при рекристаллизации переме¬
щаются скачкообразно [3, 4]. В результате
средняя скорость их движения оказывается
значительно меньшей истинной скорости в
момент перемещения. Истинная же скорость
на несколько порядков больше скорости, вы¬
числяемой из данных о коэффициентах диф¬
фузии [5]. Между изменением коэффициен¬
та диффузии и температуры рекристалли¬
зации сплавов отсутствует строгая корреля¬
ция [б].Малые примеси, слабо вляиющие на диф¬
фузионную подвижность, резко тормозят
рекристаллизацию.Включения тормозят передвижение гра
ниц, даже если длина границы в десятки раз
превышает длину включений.Эти и другие факты позволяют считать,
что рекристаллизация осуществляется на-
павленными перемещениями (диффузией)
одиночных атомов и атомных групп. Такое
ОТДЫХ И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ725перемещение стимулируется тепловой под¬
вижностью атомов и вакансий силами и гра¬
диентом упругой остаточной деформации
(упругой энергии дислокаций), силами по¬
верхностного натяжения и сдерживается
силами межатомного взаимодействия. Соот¬
ношением перечисленных факторов опреде¬
ляется температурный уровень и скорость
рекристаллизации металлов и сплавов 1.Основные (установленные экспериментом)
особенности первичной рекристаллизации
следующие:1.	Зародыши новых зерен возникают в ме¬
стах, связанных с наибольшими искажения¬
ми решетки при наклепе (границы и осо¬
бенно пересечения границ зерен, пачек
скольжения, двойников — рис. 3).Рис. 3. Образование зародышей рекристал¬
лизации на границах исходных зерен
(сплав ЭИ437. степень деформации
5°/e)« Х200Чтобы стала возможной первичная рекри¬
сталлизация, предварительная деформация
должна быть не меньше определенной кри¬
тической величины, положение которой за¬
висит от условий деформаций и последую¬
щего нагрева (см. ниже), а также от со¬
става сплава.2.	Новые зерна появляются и растут по¬
сле определенного инкубационного периода
(рис. 4), который тем меньше, чем выше
температура отжига и степень предвари¬
тельной деформации Таким образом, в на¬
чальный момент скорость рекристаллизации
равна нулю, далее она увеличивается и про¬
ходит через максимум. Этим она отличается
от скорости возврата.3.	Ориентировка новых зерен, как прави¬
ло, закономерно связана с ориентировкой
матрицы, особенно если температура рекри¬
сталлизации не чрезмерно высока. Текстура1 Вопрос об определяющем характере того или
иного типа перемещений атомов при рекристал¬
лизации — сдвиговом (дислокационном) или
диффузном — в настоящее время требует экспе¬
риментального изучения.	Прим. ред.деформации в результате первичной рекри¬
сталлизации заменяется текстурой рекри¬
сталлизации, которая либо совпадает с пер¬
вой, либо закономерно отличается от нее
(см. ниже).4.	Границы зародышей перемещаются, как
правило, от центров их кривизны. Следова¬
тельно, рост зародышей стимулируется
стремлением к минимуму внутренней объ¬
емной (а не поверхностной) энергии кри¬
сталлитов.С момента, когда зародыши приходят воРис. 4. Скорость рекристаллизации
в процессе изотермического отжигавзаимное столкновение, к действию объем¬
ной энергии прибавляется стремление к
уменьшению поверхностной энергии.5.	Характер структуры к концу рекристал¬
лизации обработки определяется соотноше¬
нием скорости образования зародышей N и
их роста G. Обе величины зависят от боль¬
шого числа факторов и прежде всего от
степени деформации и температуры нагрева
(см. ниже). Энергии активации каждого из
двух отдельных процессов — образования
зародышей рекристаллизации и их роста —
практически равны между собой (Qдг == <?о).В теории первичной рекристаллизации
еще не решен важный вопрос о механиз¬
ме образования зародышей рекристалли¬
зации.Основными являются две противоположные
гипотезы:L. Зародыши рекристаллизации возникают
мгновенно флуктуационным путем вслед¬
ствие тепловых колебаний атомов. В ме¬
стах с максимальной энергией искажений
решетки вероятность возникновения таких
флуктуаций максимальна. Инкубационный
период связан со временем ожидания флук¬
туации.2.	Зародышами служат готовые блоки де¬
формированной матрицы, образовгнные при
наклепе и имеющие определенный, благопри¬
ятный угол дезориентировки относительно
окружающей матрицы. При нагреве в этих
блоках быстрее, чем в других местах ре¬
шетки, начинается перемещение и уничто¬
жение дислокаций. Механизм процесса,
очевидно, сходен с полигонизацией, но со¬
726ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОМ ОБРАБОТКИвершается в очень локальных объемах.
(Если полигонизации успевает пройти в
больших объемах, то это задерживает рост
зародышей и рекристаллизацию в целом).
Затем блоки приобретают возможность
роста за счет оставшихся более иска¬
женных и соответствующим образом ориен¬
тированных окружающих блоков. Инкуба-
цинный период связан в этом случае с про¬
должительностью отдыха и перестройки гра¬
ниц, обеспечивающей возможность их пере¬
мещения.Все большее количество данных свиде¬
тельствует о справедливости второй гипо¬
тезы.Стадия первичной рекристаллизации длит¬
ся до тех пор, пока новые неискаженные
зерна не заполнят весь объем металла. Но
и до наступления этого момента она может
частично перекрываться собирательной ре¬
кристаллизацией.Собирательная рекристаллизация
(рост зерен)Собирательной рекристаллизацией назы¬
вают процесс, следующий за первичной ре¬
кристаллизацией при продолжающемся изо-
термическом отжиге. Состоит она в равно¬
мерном укрупнении структуры, возникшейРис. 5. Однородная стабильная структура
сплава ЭИ437 после собирательной рекристал¬
лизациипри первичной рекристаллизации. При этом
одна часть новых зерен растет за счет дру¬
гой их части.Собирательная рекристаллизация идет,
как правило, путем фронтального переме¬
щения границ зерен, а не путем слияния
(коалесценции) зерен. Основной движущей
силой этого процесса является стремление
к минимуму поверхностной энергии. Грани¬
цы зерен, как правило, перемещаются в
этом случае к своим центрам кривизны. При
этом одно и то же зерно на одном участке
может расти за счет соседнего, а на дру¬
гом — поглощаться этим соседним.Скорость собирательной рекристаллизации
меньше скорости первичной и убывает с уве¬
личением продолжительности отжига. По¬
следнее объясняется главным образом дву¬
мя обстоятельствами. Во-первых, постепен¬
ным исчезновением границ с повышенной
энергией; во-вторых, увеличением концен¬
трации нерастворенных примесей на гра¬
ницах по мере сокращения их протяжен¬
ности.Если росту зерна не препятствуют приме¬
си и температура отжига достаточно высо¬
ка, то результатом собирательной рекристал¬
лизации должна быть равномерная структу¬
ра зерна с относительно прямыми граница¬
ми в виде шестиугольников и углами между
границами в месте стыка, равными 120°
(рис. 5). Такая структура отвечает миниму¬
му поверхностной энергии.Отклонение от этого свидетельствует о
далеко не полном завершении процесса со¬
бирательной рекристализации. В этом слу¬
чае облегчаются условия для вторичной ре¬
кристаллизации.Текстура в процессе собирательной рекри¬
сталлизации, как правило, не меняется.Вторичная рекристаллизацияПод этим термином понимают резкий из¬
бирательный рост отдельных новых рекри-
сталлизованных зерен, который наступает
при очень большом увеличении продолжи¬
тельности рекристаллизационного отжига
или, чаще, при повторном нагреве на темпе¬
ратуру выше температуры первого рекрис¬
таллизационного отжига.Результатом этого процесса может быть
общее резкое укрупнение зерна или резкая
неоднородность структуры по величине зер¬
на (разнозернистость).Вторичная рекристаллизация может быть
вызвана одним из следующих факторов.1.	Растворение при повторном нагреве на
более высокую температуру неравномерно
распределенных примесей, оставшихся не
растворенными при первом рекристалли-
зационном отжиге. При этом создаются
благоприятные условия для ускоренного
роста отдельных зерен.Дальше возможны два случая. Если от¬
жиг кончается на стадии, когда не все при¬
меси растворились, то структура останется
разнозернистой. Если же в конечном итоге
растворятся все примеси, то крупные зерна,
которые успели вырасти на первых стадиях
растворения, будут затем с еще большей
скоростью поглощать мелкие зерна за счет
поверхностной энергии, и структура полу¬
чается резко грубозернистой, но однород¬
ной.Разнозернистость, часто наблюдаемая в
некоторых жаропрочных, а также в алю¬
миниевых сплавах, вызвана, очевидно, вто¬
ричной рекристаллсзацией, обусловленной
рассмотренным фактором (рис. 6)2.	Если в сплаве, отожженном после боль¬
шой степени деформации, с характерной
ОТДЫХ И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ727резкой текстурой рекристаллизации имеет¬
ся небольшое число зерен, ориентирован¬
ных иначе, чем основная масса кристалли¬
тов.При повторном нагреве на более высокую
температуру эти немногочисленные зерна
будут расти с гораздо большей скоростью,изделие нагревают на температуру, при
которой остаточные напряжения оказыва¬
ются выше предела текучести. При этом за
счет пластической деформации и формо¬
изменения образца и происходит релакса¬
ция напряжений I рода. В конструкцион¬
ных сталях напряжения I рода снимаютсяпоглощая окружающую матрицу, чем ос¬
новная масса сходно ориентированных зе¬
рен, границы между которыми являются ма¬
лоугольными и потому малоподвижными.Этот случай вторичной рекристаллизации
приводит к изменению текстуры первичной
рекристаллизации, что часто и наблюдается
[3].Резкое увеличение размеров Верна, кото¬
рое происходит в ряде сильнодеформирован-
ных металлов и сплавов в процессе высоко¬
температурных нагревов большой продол¬
жительности, очевидно, вызвано действием
этого фактора.3.	Несовершенство решетки рекристалли-
зованных зерен и разная степень этого не¬
совершенства у разных зерен. При повыше¬
нии температуры розница в искажениях
смежных зерен может оказаться достаточ¬
ной для того, чтобы менее искаженные зер¬
на могли начать расти за счет более иска¬
женных. Облегчение вторичной рекристал¬
лизации предварительной слабой деформа¬
цией подтверждает этот взгляд.Об этом свидетельствует так же и тот
факт, что граница растущих зерен при вто¬
ричной рекристаллизации часто передви¬
гается в направлении от центров их кри¬
визны.Снятие напряжений I родаОсобо следует отметить процесс снятия
при нагреве остаточных макронапряжений
или напряжений I рода, уравновешивающих¬
ся в макрообъемах изделия. С этой цельюпри нагреве на 450—650°; для аустенитных
сталей и никелевых сплавов эта температу¬
ра лежит несколько выше.2.	ОСНОВНЫЕ ФАКТОРЫ, ВЛИЯЮЩИЕ
НА СКОРОСТЬ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ
И ХАРАКТЕР КОНЕЧНОЙ СТРУКТУРЫРассматриваемые закономерности следу¬
ет учитывать при разработке технологиче¬
ских режимов деформации и промежуточ¬
ных отжигов; они особо важны для спла¬
вов, которые не испытывают фазовой пере¬
кристаллизации и для которых деформация
и последующая рекристаллизация являются
•единственным средством изменения струк¬
туры.Как уже отмечалось, скорость рекристал¬
лизации и характер получающейся струк¬
туры определяются скоростью 'образования
зародышей рекристаллизации N и скорос¬
тью их роста G. Все факторы, способст¬
вующие увеличению этих параметров, по¬
вышают в целом скорость рекристаллиза¬
ции. Преимущественное увеличение N дол¬
жно приводить к уменьшению среднего
размера зерна, a G — к его увеличению.В отличие от фазовой перекристаллиза¬
ции параметры N и G в случае рекристал¬
лизации зависят для сплава данного соста¬
ва не только от температуры, но и от сте¬
пени и характера деформации.Рассмотрим влияние отдельных факторов
на величины N ш G ш характер конечной
структуры.
728ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИСтепень деформации (X)Увеличение X повышает значения N я G
(и соответственно скорость рекристаллиза¬
ции) и понижает тем самым темпера¬
туру начала первичной рекристаллизации
/р. На кремнистом феррите показано [10],
что N растет при этом быстрее G. На алю¬
минии [8] установлено, что G повышается
с увеличением X только в области малых
деформаций (рис. 7). С увеличением X вы-Рис. 7. Зависимость линейной скорости
роста новых зерен от степени деформа¬
ции при рекристаллизации алюминияше ~15% рост G практически прекращает¬
ся. Это объясняет хорошо известный факт,
что к концу первичной рекристаллизации
величина зерна тем меньше, чем больше
степень деформации.Установленная закономерность справед¬
лива для всего диапазона степеней дефор¬
мации, кроме малых (<^кр), и очень боль¬
ших, что видно из рис. 8.Рис. 8. Зависимость величины зерна после
рекристаллизации от степени деформации
(схема)Нагрев после деформации на степень
меньше критической приводит к полигони-
зации [17], которая уменьшает градиент
напряжений в кристаллитах и задерживает
рекристаллизацию. С увеличением степени
деформации перемещение дислокаций за¬трудняется, и пслигонизация не успевает
совершиться до начала рекристаллизации.Нагрев после критической степени дефор¬
мации (^кр) приводит к очень резкому
увеличению размеров зерна. Это увеличе¬
ние идет за счет роста некоторых из исход¬
ных зерен [9, 10], а не образования малого
числа зародышей рекристаллизации и их
роста, как предполагалось ранее.Возникновение такой структуры обуслов¬
лено неизбежной неоднородностью дефор¬
мации разных зерен при малых деформа¬
циях. В результате при нагреве становится
возможным рост менее деформированных
зерен за счет более деформированных.Все факторы, усиливающие неоднород¬
ность деформации, облегчают «критиче¬
скую» рекристаллизацию и смещают ее в
сторону меньших степеней деформации и
температур. К этим факторам относятся
прежде всего увеличение скорости дефор¬
мации и исходного зерна. Это подтверж¬
дается данными табл. 1.Таблица /Зависимость 1кр от характера деформации
и величины исходного зернаМеталлТемпература
отжига, °СХкр. %д еформация
н а ‘ пресседеформация
на копредеформациярастяжениемисходноезернобалл7балл
2—3Fe8004,5377*3*Ni110031,5———Ni + Cr (20 о/о)11003213**1*** Осадка на копре.** Осадка на прессе.Предварительный отдых, уменьшая не¬
однородность искажений, смещает Хкр к
большим значениям обжатия. Так, для же¬
леза ^кр смещается после отдыха от 4,5 к
6%, для стали 1Х18Н9Т от 2 к 3%, для
алюминия с 4 до 6.С повышением температуры отжига
уменьшается минимальная разница в ис¬
кажениях смежных зерен, необходимых для
того, чтобы стал возможным рост менее
искаженного зерна за счет более искажен¬
ного, т. е. величина «критической степени»
деформации уменьшается.Быстрый (индукционный) нагрев после
деформации смещает ЯКр к 'меньшим ве¬
личинам. Так, для кремнистого железа
(3,6% Si) лКр при печном нагреве на 900°
равно 8%, при индукционном нагреве на
ту же температуру со скоростью 300°С/сек—
6%, а со окоростью 2500°€/час — 5%.С увеличением X выше X кр начинает
все сильнее проявляться механизм истинной
первичной рекристаллизации, связанный с
образованием зародышей рекристаллиза¬
ции.
ОТДЫХ И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ729Механизм образования крупного зерна
при больших степенях деформации деталь¬
но еще не .изучен. Наиболее вероятной яв¬
ляется связь этого .механизма с наличием
текстуры и вторичной кристаллизацией [11].Снижение (т. е. увеличение скорости
рекристаллизации) при увеличении % про¬
исходит особенно интенсивно при малых
значениях этой характеристики (рис. 9).Степень деформации ЛРис. 9. Зависимость температуры начала
рекристаллизации от степени деформа¬
цииС увеличением степени деформации указан¬
ная зависимость проявляется слабее, а за¬
тем вовсе не ощущается (табл. 2), т. е. для
больших степеней деформации практи¬
чески не зависит от степени деформации.
Для чистых металлов и однофазных спла¬
вов отсутствие такой зависимости наблю¬
дается примерно при Я > 60-70%, для пе¬
ресыщенных твердых растворов — при Я>
>30% 40%.Это выражение справедливо для интерва¬
ла температур, в которо-м G0 и Qo посто¬
янны. Однако, как показано многими ра-&Рис. 10. Зависимость величины зерна по¬
сле рекристаллизации от температуры от¬
жига при отсутствии (а) и наличии (б)
полиморфного превращения (схема)Таблица 2Зависимость температуры начала (/”) и конца (/£) первичной рекристаллизации
от степени деформации. Длительность отжига т = 1 часМеталл/р//р’°С, при степени деформации, %10 25 40557080Fe (0,064о/0 Si; 0,46% Мп;0,020% Р; 0,034%S)Ni + Сг.ЭИ437Примечан700/750720/825950/1000и е. Ilpofloj600/660670/800875/9751жительнос1580/630650/800850/975гь отжига т560/580640/790840/970= 1 час.540/580520/560Температура нагреваДля одинаковой 'Степени деформации за
висимость G от температуры отжига опи¬
сывается выражениемG = G0eбоггами, Qq уменьшается с увеличением
температуры, т. е. скорость роста увели-
чивается.Зависимость скорости зарождения N от
температуры -аналогична отмеченной выше
зависимости G. Значения Qpj и Q(j при
одинаковых температурах практически ока¬
зываются равными, за исключением облас¬
730ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИти малых деформаций (примерно 3^-5% X),
где Qn>QgТаким образом, зерно к концу первич¬
ной (рекристаллизации не должно резко
укрупняться с ростом температуры. Его
величина в большей мере определя¬
ется степенью деформации.Однако в большинстве случаев ре-
кристаллизационные отжиги настоль¬
ко длительны, что успевает пройти и
собирательная рекристаллизация. В
итоге практически величина зерна по¬
сле рекристаллизации тем больше,
чем выше температура отжига
(рис. 10, а).Это справедливо только в тех слу¬
чаях, когда сплав не испытывает фа¬
зовой перекристаллизации с повыше¬
нием температуры. Если же с повы¬
шением температуры отжига насту¬
пает фазовая перекристаллизация, то
она вызывает измельчение зерна
(рис. 10, б).Рассматривая влияние температу¬
ры отжига на параметры N и G и харак¬
тер конечной структуры, следует принимать
во внимание фазовый состав сплава, нали¬
чие примесей и др. (см. ниже).Длительность отжига тПо данным 'большинства исследователей,
средняя 1 скорость роста G не зависит от
длительности отжига т. Иная зависимость7мость в общих чертах такая же, но более
сложная. В -случае деформации, немного
превышающей критическую, необходимо
учитывать (Протекание двух накладываю¬
щихся друг на друга процессов: вторичной
и первичной рекристаллизации. В резуль-IIIРис.900800700600500400ш,щт/}ЛшШU1530 60 120 180. 2Ь0 300
Длительность нагрева,мин.360Рис. 11. Схема зависимости средней
величины зерна от продолжительности
отжига для разных степеней деформа¬
ции:немного больше Xкр»N от т; в случае относительно малых де¬
формаций N резко растет от 0 при т = 0 до
Аймаке и затем -асимптотически падает до
нуля. При больших деформациях зависи¬1	Экспериментально установлено, что рост
зародышей рекристаллизации, особенно при вы¬
соких температурах, идет прерывисто, скачкооб¬
разно. Поэтому следует различать истинную
скорость G в момент перемещения границы и
среднюю скорость G12.	Зависимость температуры начала (tp ) и конца) рекристаллизации сплавов Ni 4- Со от продолжи¬
тельности отжига; X = 40°/ота те зависимость средней величины зерна
от длительности отжига для разных степе¬
ней деформации имеет вид, показанный на
рис. 11.Температура начала рекристаллизации t*
резко сниж-ается с увеличением т при крат¬
ковременных отжигах, а далее, при увели¬
чении выдержки, эта зависимость затухает
(рис. .12). Если применять отжиги продол¬
жительностью несколько (1—4) часов, то
соответствующая может быть условно
принята в качестве температурного порога
рекристаллизации, т. е. такой температуры,
ниже которой сплав не рекриетадлизуется
при отжигах практически ■применяемой про¬
должительности.Предварительный отдыхО влиянии отдыха имеются противоречи¬
вые данные [3, 8, 12]. Большинство иссле¬
дователей считают, что предварительный
отдых несколько уменьшает величину N и
мало влияет на G. Следствием этого явля¬
ется некоторое увеличение размеров зерна
после рекристаллизации, если ей предшест¬
вовал отдых.Однако при малых деформациях, соот¬
ветствующих критическим степеням или
немного их превышающих, предварительный
отдых влияет в обратном направлении —
уменьшает зерно после рекристаллизации
(рис. 13). Вероятно, в этом случае отдых
снижает неоднородность искажений смеж¬
ных зерен и тем самым ослабляет стимул
для роста одних зерен за счет других.На рис. 13 показано влияние предвари¬
тельного отдыха на величину зерна после
рекристаллизации в кремнистом железе.Это влияние отдыха может иметь боль¬
шое практическое значение. Очевидно, от
дых перед рекристаллизационным отжигом
ОТДЫХ И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ731целесообразно применять тогда, когда круп¬
ное зерно нежелательно, а деформация на
критические степени неизбежна.Нужно, однако, учитывать при этом, что
такое влияние отдыха проявляется только
в том случае, если он приводит к полиго¬
низации [17]. Поэтому, например, предва¬
рительный отдых при 400° практическиРис. 13. Влияние предварительного отдыха
на величину зерна после рекристаллизации
Fe + Si (3,6%>):
а — деформация + 900°, 30 мин.; б — дефор¬
мация + 450°, 30 мин. + 900°, 30 мин.ликвидирует крупнозернистость алюминия,
рекристаллизованного после деформации
на критическую степень, а предваритель¬
ный нагрев на 300° такого действия не ока¬
зывает.Разный характер влияния отдыха при
малых (критических) и больших (закрити-
ческих) деформациях — дополнительное
доказательство 'различия механизма рекри¬
сталлизации при этих условиях.Скорость нагреваУвеличение скорости нагрева способству
ет росту N и, следовательно, измельчению
структуры к концу первичной рекристалли¬
зации [13, 14, 15].По данным [14], при скоростном индук¬
ционном нагреве отдых не успевает прой¬
ти до .начала рекристаллизации. Это об¬
легчает зарождение и рост новых зерен. В
результате энергии активации	и Qпри таком нагреве значительно меньше, чем
при обычном (12000^-17000 кал/г. атом
вместо 50000—55000).Скорость зарождения VgHfl и скорость
роста УрНД при индукционном нагреве
приобретают .максимальные значения уже
в самый начальный момент нагрева и на¬
много превышают соответствующие значе¬
ния скорости при обычном нагреве в соля¬
ной ванне (VI и Vp), а тем более в печи;
отношение У дНД : Уз намного больше
отношения VpHA:V® (см. табл. 3), чем иобъясняется измельчение зерна при рекри¬
сталлизации в условиях индукционного на¬
грева.Таблица 3Влияние индукционного нагрева
на скорость зарождения
и роста зародышей рекристаллизацииТемперату¬
ра нагрева
°Суинд/увуинд/ув57038090600300806302403065020028При малых степенях деформации ин¬
дукционный нагрев способствует смеще¬
нию ^кр в сторону меньших деформаций.В процессе индукционного нагрева, ко¬
торый обычно применяется без изотерми¬
ческих выдержек по достижении темпера¬
туры нагрева не только измельчается зер¬
но, но и резко возрастает /р.Так, температура начала рекристаллиза¬
ции армко-железа после деформации на
60% при печном нагреве равна 500°, при
нагреве со скоростью 500° С/сек — 700°, а
при скорости 650° С/сек— 900°. При этом,
по существу, сказывается влияние продол¬
жительности пребывания металла при тем¬
пературе отжига.Влияние скорости нагрева можно эф¬
фективно использовать для измельчения
структуры, комбинируя кратковременный
высокотемпературный нагрев, при котором
возникает большое число зародышей, и
последующую изотермическую выдержку
при более низкой температуре.Скорость деформацииСкорость деформации на характер струк¬
туры после рекристаллизации оказывает
заметное влияние только при малых дефор¬
мациях, близких к критическим. Как уже
отмечалось (табл. 1), увеличение скорости
деформации смещает Хкр в сторону мень¬
ших деформаций. В сталях [16] и сплавах
типа нихром [17] увеличение скорости де¬
формации приводит к получению более
крупнозернистой структуры и к более бы¬
строму завершению рекристаллизации. Оче¬
видно, вследствие большей неоднородности
деформации величина G растет быстрее.Нерастворенные примеси
и гетерогенность сплаваНаличие нерастворенных примесей и ге¬
терогенность фазового состава резко влия¬
ют на скорость первичной, а особенно соби¬
732ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИрательной и вторичной рекристаллизации,
уменьшая параметр G (измельчая зерно)и,	как правило, увеличивая параметр N-
С уменьшением размеров включений влия¬
ние усиливается, что подтверждается, на¬
пример, мелкозернистостью стали, раскис¬
ленной алюминием и титаном.Нерастворенные примеси ограничивают
предельный размер зерна после рекристал¬
лизации. Между конечным размером ре-
кристаллизованных зерен D, размером ча¬
стиц нерастворенных примесей d и их
объемным содержанием f имеется следую¬
щая зависимость [18]: D = d/f.Наличие примесей приводит также к об¬
разованию зерен неравновесной формы со
сложной конфигурацией границ. Такая
структура нежелательна в условиях дли¬
тельной работы детали при высокой темпе¬
ратуре. Неравномерное распределение при¬
месей и частичное их растворение могут
быть причиной локальной разнозернистости.При наличии нерастворенных примесей
уменьшается влияние скорости деформации
Так, в случае спокойной стали увеличение
скорости деформации в области Хкр поч¬
ти не сказалось на размере зерна после
отжига, а на кипящей стали того же со¬
става вызвало резкое увеличение размеров
зерна [16]. Присутствие относительно круп¬
ных и тем более твердых частиц второй
фазы (карбиды и др.) снижает	ма¬трицы.Толщина изделияЕсли изделия настолько тонки, что тол¬
щина их сопоставима с размером зерен,Толщина фольги, мкРис. 14. Зависимость времени начала
рекристаллизации от толщины алюми¬
ниевой фольги*1 — 200°; 2 — 250°скорость рекристаллизации существенно
зависит от толщины. С уменьшением тол¬
щины фольг или проволок время началапервичной рекристаллизации увеличивает¬
ся, причем тем больше, чем тоньше деталь
(рис. 14). Подобная (Зависимость имеет
общий характер и, очевидно, связана с
влиянием поверхностного натяжения на
скорость роста при зародышевой рекристал¬
лизации [19].Исходная ориентировка
и текстура рекристаллизацииРекристаллизованные зерна, как прави¬
ло, закономерно ориентированы относи¬
тельно исходных зерен матрицы. Наиболее
отчетливо это проявляется при нагреве
после -больших деформаций.Наличие новых ориентировок в рекристал-
лизованном металле обусловлено характе¬
ром деформированной структуры и меха¬
низмом образования зародышей рекри¬
сталлизации, а также тем, что скорость
роста этих зародышей анизотропна, т. е.
характеризуется ориентационной зависи¬
мостью; с повышением температуры харак¬
тер этой зависимости изменяется. Поэтому,
если в текстурованной матрице даже и
возникают зародыши с любой ориентиров¬
кой, то вырасти сумеют только те из них,
которые наиболее благоприятно ориенти¬
рованы относительно матрицы и обладают
наибольшей скоростью роста [20].Характер текстуры рекристаллизации
различен в зависимости от температуры от¬
жига. Как правило, при низких температу¬
рах отжига текстуры рекристаллизации по¬
вторяют текстуры деформации. В случае
прокатки при этом, однако, остается неиз¬
менной плоскость, параллельная плоско¬
сти прокатки, но направление, параллель¬
ное направлению прокатки, поворачивается
на ^-^ЗО0 вокруг оси, перпендикуляоной
плоскости прокатки. С повышением темпе¬
ратуры текстура рекристаллизации от¬
личается от текстуры деформации или вооб¬
ще отсутствует; однако на практике имеет¬
ся большое число исключений.Помимо температуры отжига, на харак¬
тер и степень совершенства текстуры рекри¬
сталлизации влияет режим пластической
деформации (схема, степень, температура)
и промежуточных отжигов.Так, в кремнистом железе неоднократные
чередования холодной прокатки с проме¬
жуточной рекристаллизацией обеспечивают
четкую текстуру (110) [001] с высокой
магнитной проницаемостью [22]. В листовой
стали чередование продольной и попереч¬
ной прокатки с промежуточными о^тжига-
ми создает текстуру, при которой плос¬
кость (001) параллельна плоскости про¬
катки, а направление [110] параллельно
каждому направлению прокатки. Направ¬
ление легчайшего намагничивания [100] при
этом располагается под углом 45° к на¬
правлениям прокатки.В случае прессования (экструзии) текс¬
тура рекристаллизации в средней части де¬
тали по сечению часто отличается от текс¬
туры в наружных слоях.
ОТДЫХ И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ733На характер текстуры рекристаллизации
существенное влияние оказывает чистота
металла :и примеси. Подбирая соответст¬
вующие растворимые примеси, можно уси¬
лить или почти совсем устранить текстуру
рекристаллизации [23]. Влияние малых до¬
бавок, очевидно, связано с их поверхно¬
стной активностью .и анизотропным воз¬
действием на скорость роста зародышей
рекристаллизации. Примеры подбора при¬
месей, оказывающих существенное влияние
на текстуры рекристаллизации, даны в
работе [23].Нагрев сталей на температуру выше фа¬
зовой перекристаллизации способствует
устранению или резкому ослаблению их
текстуры.3.	ДИАГРАММЫ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИБольшое практическое значение имеют
так называемые диаграммы рекристаллиза¬
ции, на которых наглядно даны зависимо¬
сти средней величины рекристаллизованно-
го зерна от степени деформации и темпера¬
туры; много диаграмм рекристаллизации
собрано в работе [11].Различают диаграммы рекристаллизации
двух типов. Если рекристаллизационный
отжиг проводится после предварительной
холодной деформации, то строят так на¬
зываемые диаграммы первого типа (или
первого рода), отражающие зависимость
средней величины зерна от степени холод¬
ной деформации и температуры последую¬
щего отжига (при неизменной длительно¬
сти отжига).Диаграммы второго типа (или второго
рода) показывают зависимость средней ве¬
личины зерна от степени и температуры
горячей деформации (без отжига после
деформации).На рис. 15 приведены диаграммы обоих
типов для ряда сталей и сплавов на осно¬
ве железа и никеля. Они позволяют обо¬
снованно выбрать технологический режим
обработки давлением (степень и скорость
деформации), а также отжига (температу¬
ра и продолжительность).Из диаграмм рекристаллизации можно
получить две зависимости для величины
зерна после рекристаллизации: а) от сте¬
пени деформации при постоянной темпера¬
туре отжига (деформации); б) от темпе¬
ратуры отжига (деформации) при посто¬
янной степени деформации.Первая из этих зависимостей характери¬
зуется наличием максимума величины зер¬
на при малых (критических) степенях де¬
формации (рис. 15, а), а иногда и вто¬
рого максимума при очень больших дефор¬
мациях (рис. 16, г). Причины образова¬
ния этих максимумов рассмотрены выше.Нагрев после деформации на степень
меньше критической (А<Акр) сопровож¬
дается только отдыхом (полигонизацией);
после X = Акр — рекристаллизацией типа
вторичной; после X, несколько большей Акр,
сочетанием вторичной и первичной рекри¬сталлизации; после Х>^кр —только пер¬
вичной рекристаллизации.Абсолютная величина Акр зависит от
ряда факторов (см. выше). Для железа
она лежит в интервале 4 + 8%, для нике¬
левых сплавов — в интервале 1 + 3%. С
увеличением температуры нагрева Акр
смещается влево, приближаясь к А=0,
для железа — при 1200° и выше, для нике¬
ля — при 1100° и выше (рис. 15, а, и).Наличие нерастворенных примесей и ге-
терофазности сплава резко снижает мак¬
симальный размер зерна при Акр. В слу¬
чае индукционного нагрева без изотермиче¬
ских выдержек при температуре нагрева
размер зерна меньше зависит от степени
деформации, чем при печном нагреве [15].Зависимость величины зерна от темпе¬
ратуры отжига при неизменной степени де¬
формации более проста.Если сплав не испытывает полиморфных
превращений, то повышение температуры
отжига сверх t* приводит к монотонному
увеличению размеров зерна (рис. 15, д,
е, ж).В присутствии дисперсных примесей,
растворяющихся только при высоких тем¬
пературах (интерметаллидов, нитридов,
карбидов, окислов), рекристаллизованные
зерна сохраняются мелкими вплоть до этих
температур. Дальнейшее повышение темпе¬
ратуры нагрева и растворение дисперсных
фаз приводят к скачкообразному резкому
росту зерен до очень крупных размеров.
Причины этого рассмотрены в разделе о
вторичной рекристаллизации. Типичная
диаграмма для такого случая показана на
рис. 16, е.При наличии полиморфного превраще¬
ния, например Fer^Fea, зависимость
усложняется. Полиморфное превращение
измельчает зерно и поэтому нагрев на тем¬
пературу ниже и намного выше критиче¬
ской точки сопровождается образованием
более крупного зерна (рис. 15, а), чем на¬
грев чуть выше тем-пературы превращения.
На рис. 15, г показана так называемая
«истинная» диаграмма рекристаллизации,
построенная И. М. Павловым и др. Размер
зерна при этом показан двумя контурами.
Верхний контур дает размер зерна с уче¬
том истинной степени деформации на том
участке шлифа, где этот размер опреде¬
ляется, нижний — размер зерна для сред¬
ней степени деформации, определяемый
обычными способами. Практически разли¬
чие оказывается небольшим, особенно для
больших степеней деформации. Поэтому
для большинства случаез можно пользо¬
ваться обычными диаграммами.Основной недостаток диаграмм рекри¬
сталлизации заключается в том, что они не
отражают скорости процесса.На диаграмме дается размер зерна для
различных степеней деформации и темпе¬
ратур отжига нри одинаковой продолжи¬
тельности отжига, т. е. для разных стадий
процесса.
1200О 10 20 30 40 50
Стелено деформации,%
а120011001000о ю 20 30 АО 50
Степень деформации У*В10 20 30 40
Степень деформации,%6О 20 40 60 60
Степень деформации,%0 5 101520 30 40 50
Степень деформации, %
д800 4
■600/Рис. 15. Диаграммы рекристаллизации:
а — малоуглеродистая сталь (0,03% С), горячая прокатка + осаживание + отжиг 30 мин.; ж — хро-
катки; б — малоуглеродистая фосфористая сталь (0,34% Р); горячая деформация осаживанием, диа¬
грамма II рода; в — среднеуглеродистая сталь (0,49% С; 0,67% Мп, 0,34% Si), горячее осаживание +-
+ отжиг 5 мин. при температуре деформации; г — среднеуглеродистая сталь (0,4% С; 0,65% Мп;
0,29% Si; 0,24% Ni; 0,14% Сг), горячее ударное всаживание + отжиг 40 мин.. при температуре де¬
формации. Верхний контур — истинная диаграмма, нижний контур — обычная диаграмма; д — крем¬
нистая сталь (0,05% С; 4,07% Si; 0,007% Р; 0,006% S),
5 10 30
Степень деформации,%
еN 36% 32/7/ЩX5Yi\_!\s/,45!Vmg2mse%Y_"7AуY_-7Vлa/ууr 1150/>2“2VVunn ЛfZgllpg*52jV"u\fZ	_JVmo5 7 10 15 20 40
Степень деформации, %
ж02 9 13 15 26 32 40 50 60
Степень деформации. %3*V"'Ь 1,0—ftvoo%woo J??30JrtT1A Wt1 20|1 10& 0/ш „
'10005 10 15Степень деформации,%
и900 Ж
</КРис. 15 (продолжение):е — хромистая сталь (0,20% С; 30,7% Сг; 0,75°/о Si; 0,46%Мп), холодное осаживание + отжиг 30 мин., ж — хро¬
моникелевая сталь типа 18-8 (0,13°/о С; 18,3% Сг; 9,4% Ni); холодное осаживание + отжиг; з — фе¬
храль (0,18% С; 12,64% Сг; 4,46% А1; 0,56% Мп; 023% Si; Fe — остальное), холодное волочение -г
+ отжиг 30 мин.; и — сплав Fe-Ni-Co-Cr-W (0,08% С; 40% Ni; 20,6% Со; 15,7% Сг; 5,9% W; 1,51% Мп;
0,5% Si); холодное растяжение + отжиг 2 часа; к — никель состава: 0,04% С; 1,56% Со; 0,06% S; 0,047% Мп,холодное осаживание + отжиг 1 час.
I5 две термооЬработт
»После термообработки% 180
|м-!»	§ 10 20 30 U0 50
^ Деформация,; %О 10 20 3Q ЬО 50 SO
Степень деформацииf%
85 10 20 30
Степень деформации, %
д/050 Ж
а ✓658 Л
'600 л-'550 /
'500 /J £ 10 20 30 ЬО 50 60 70 80 90 100
Степень деформации., %г5 10 20 30 50
Степень деформации, %
1 25 20 40 fO _
Степень деформации, %
ж650 Ж550 &
450 /- <?I!11тГС}*У/Ш:!(^4h ШЖIIiто \I5 15 30 50 75
Степень деформациии1000?jI*У/Ш'/Л// /лwkЖШл■ш»шГ 1
>тшЖ'ШУ/м7Г71 	!1%W//Aпм..У7Т|S и30 50 75то900I!I£800700If IS 30 SO 75Степень деформтша,%
кРис. 16. Диаграммы рекристаллизации:
а — сплав ЭИ617, горячая деформация на прессе, термическая обработка: 1200е, 2 часа 4- 1050°,4	часа; б — сплав ЭИ617, горячая деформация на копре, термическая обработка: 1200°, 2 часа 4-1050°, 4 часа; в — сплав ЭИ437, диаграмма II рода, ковка под молотом (—	) и под прессом(	); г — алюминий (99,6*/#), холодная прокатка + е— аустенитная сталь (0,lfl/e С; 18*/* Сг;18% Сг; 13% Ni), холодная прокатка+отжиг 30 мин.; отжиг 2 часа; д — аустенитная сталь (0,1°/в С; j
13°/о Ni; 2% Nb), содержит карбиды ниобия NbC и ниобиды железа FeaNb, сохраняющиеся в струк¬
туре вплоть до 1150—1180°. холодная прокатка 4- отжиг 30 мин.; ж — технически чистый титян.
отжиг 30 мин.; з — техническое железо, диаграмма для индукционного нагрева, 501' С/сек; и — тех¬
ническое железо, диаграмма для индукционного нагрева, 650° С/сек; к — сталь 1Х18Н9Т. диаграм¬
ма для индукционного нагрева, 60° С/секМеталловедение (справочник), т. I
738ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИОбычно диаграммы рекристаллизации не
отражают влияния скорости нагрева, ско¬
рости деформации-и других важных факто¬
ров, все это необходимо учитывать при их
анализе.В последнее время в связи с широким
внедрением скоростного индукционного на¬
грева для него строят специальные диа¬
граммы рекристаллизации.Безусловный интерес представляют диа¬
граммы, показывающие размер зерна для
данных деформации и температуры нагре¬
ва к моменту окончания первичной рекри¬
сталлизации.О	скорости рекристаллизации дают пред¬
ставление диаграммы, предложенные В. И.
Ивероновой и Г С. Ждановым. На них
показано время начала и конца первичной
рекристаллизации в функции температуры
отжига и степени деформации (состава
сплава)—см., например, рис. 12.4.	ВЛИЯНИЕ СОСТАВА СПЛАВОВ
НА СКОРОСТЬ ПРОТЕКАНИЯ
И ТЕМПЕРАТУРУ НАЧАЛА
ПЕРВИЧНОЙ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИЗакономерности влияния состава спла¬
вов на существенны для разработки
режимов деформации и промежуточных
отжигов, а также для определения темпе¬
ратурного уровня разупрочнения сплавов.Время начала рекристаллизации т и тем¬
пература изотермической выдержки Г (СК)
связаны между собой экспоненциальной
зависимостью вида:Qт = Ае RTгде е — основание натуральных логариф¬
мов; R — газовая постоянная; А — коэффи¬
циент; Q — условная, или эффективная,
энергия активации процесса.Обычно в случае подобной математиче¬
ской зависимости Q имеет физический
смысл энергии активации элементарного
процесса.Было предпринято много попыток харак¬
теризовать скорость и температурный уро¬
вень рекристаллизации с помощью величи¬
ны Q, которую определяют эксперимен¬
тально по данным о времени х для не¬
скольких Гр (рис. 17). Однако анализ ли¬
тературных данных убеждает в отсутствии
прямой связи между Q и температурным
уровнем рекристаллизации. Так, по дан¬
ным [24], двойные однофазные сплавы же¬
леза с добавками 2% Si, Со и Мо после
больших деформаций и отжигов в тече¬
ние 4 час. начинают рекристаллизоваться
при 510, 530 и 610°, а соответствующие зна¬
чения Q равны 110—120; 100—105; 100—
105 ккал/г. моль. По тем же данным, сплав
Fe + Ni (2°/о) имеет t* более низкую, чем
Fe, а значения Q, наоборот, более высокие
в сплаве Fe + Ni.Для стареющих сплавов одного и того
же состава величина Q имеет резко различ¬
ные значения в зависимости от того, в ка¬
ком интервале температур она определя¬
лась. Для интервала температур, располо¬
женного частично в двухфазной и частич¬
но в однофазной области, Q принимает
очень высокие значения, в два и более ра¬
за превышающие значения Q для интерва¬
лов температур, целиком лежащих или
только в однофазной, или только в двух¬
фазной области.Так, для сплава ЭИ617 в двухфазном
интервале температур 850—950° Q равно
80000 кал/г. моль, а для интервала тем-103 {06 107 103 fjf 1j3*W~3 фРис. 17. Зависимость логарифма времени
начала рекристаллизации от температуры
(1/т) Для сплава Fe + 2°/о Мо (тангенс угла
наклона прямой определяет энергию акти¬
вации Q)ператур 950—1025°, частично захватываю¬
щего двухфазную и однофазную области,
Q = 150 000 кал!г • моль.При большой разнице в температурном
интервале определения Q это значение за¬
метно отличается и для чистых металлов.
Так, по данным [25], при скоростном на¬
греве железа условная энергия активации
рекристаллизации, найденная для интерва¬
ла 520—620°, оказалась равной 57000
кал!г • ату а для 630—720° — только 29000
кал/г • ат.В большинстве случаев не удается уста¬
новить коррелляции между температурами
рекристаллизации и условными энергиями
активации для сплавов на разной основе.Причина такого расхождения кроется в
том,, что величина Q является энергией ак¬
тивации сложного процесса, включающего
в себя ряд элементарных процессов: отдых
и полигонизацию, образование зародышей
рекристаллизации, рост этих зародышей до
размеров, которые улавливаются приме¬
няемым методом.Скорость каждого из этих процессов по-
своему зависит от условий деформации и
нагрева, химического и фазового состава
сплава и др. и поэтому неодинаково меня¬
ется в разных температурных интервалах.
Вследствие этого различной будет и ве¬
личина Q.В связи с этой сложной зависимостью
величина Q в случае рекристаллизации,
найденная экспериментально, имеет один
несомненный смысл — она характеризуетЩ0§ WI	8.0£
ОТДЫХ И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ739температурную зависимость скорости ре¬
кристаллизации, причем только для того
температурного интервала, в котором она
определялась. В этом смысле, величина Q
представляет несомненный интерес. Знание
ее может сократить число экспериментовпо определению t £. Пользоваться же зна¬
чением Q для характеристики рекристалли-
зационной способности сплавов, а 'гем бо¬
лее сравнительной, нельзя 1.за величину которого следует принимать
значения t найденные для больших сте¬
пеней деформации (>50—60%) и длитель¬
ных отжигов (>1 + 3 часа).Уровень металлов в первом прибли¬
жении находится в определенной зависимо¬
сти от температуры плавления сплава; эта
зависимость установлена А. А. Бочва-
ром [26].Таблица 4Температуры начала рекристаллизацииМеталл (сплав)Степеньдеформа¬ции'P°cМеталл (сплав)Степеньдеформа*ПРИ'р»сFe (карбонильное)60-65350Mo ... .401050Fe (вакуумное) .60-65450Mo+ Hf (0,2%)401425*Fe (техническое):Mo + С (0,01%)401175*0,06% Мп; 0,015% Р;Mo+Co (0,2%)401120*0,21% S60—65500Mo + Cr (0,2%)401065*Fe+Cr (1%)60-65560Mo + Nb (1,0%401260*Fe + Сг (10%)60—65660Mo-t-Ni (0,1%)401050*Fe + Mn (1%)60-65540Mo+Ti (1,0%)401370*Fe + Mo(l%)60-65660Mo + Zr(C,l%)401520*Fe + Mo (5%)60—65770Fe + Si (2%)60-65530Cr бесткгельной плавки750—790Fe + Ti (1,5%)60—65640Cr + Al [0,4% (ат.)]910Fe+V (1%) .60-65550Cr + Be [0,4% (ат.)]915Fe + V (10%)60—65640Cr+Fe [1,0% (ат.)]820Fe +V (20%)60-65680Cr + Fe [ 19,0% (ат.)] .675Fe + W (1,5%)60-65625Cr + Mo [0.33% (ат.)] .850Fe + W (10%)60—65900Cr-|- Nb [0,5% (ат.)]Очк10451X18H9T60-65650Cr-fSb [0,13% (ат.)]|=C\o1040ШХ1560625Сг-j-Ta [0,5% (ат.)]о1010Сг + Ti [0,5% (ат.)]о900Ni вакуумный 0,01% С;Сг + W [1,0% (ат.)] .Xн8200,015% 02; 0,0002% H2;Сг-j- Zr [0,3% (ат.)]оо10500,3% Fe; следы N260300з:XNi (чушковой)40400W	Q*<и1150Ni + Al (0,7%)40520W + Nb (1,0%)mо1450Ni + Co (10%)40600W + Nb (50%)сГ320Ni + Cr (15%)40630сй)Ni + Cr (20%)	60585Nb .с?1000Ni + Cr (18%) +Co (24%)73560Nb + WсоКН1300Ni +Ti (1,8%) ... .65575Ni + Cr (1,3%) + Alwc1350(2,2%) + Ti (2,4%) .40880TiC1450ЭИ43740800TaC1500ЭИ61740930Ti60450**P-Для характеристики температурного
уровня рекристаллизации целесообразнее
пользоваться понятием температур¬
ный порог рекристаллизации,В отличие от величины Q для рекристалли¬
зации в целом величины энергии активации про¬
цессов образования зародышей рекристаллизации
(Q^) и роста этих зародышей ( Qq » имеютбольший физический смысл.Значения t р для ряда металлов и спла¬
вов на основе железа, никеля и др. приво¬
дятся в табл. 4.Для металлов высокой чистоты ^99,99% ичище) справедливо соотношение —0,2 ч-I	пл4- 0,25, для технически чистых металлов —
0.35—0,4.4;*
740ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИНаиболее резко влияют на температурный
уровень рекристаллизации малые количест¬
ва примесей. Введение сотых и тысячных
долей процента растворимых примесей по¬
вышает в ряде случаев на сотни гра¬
дусов. Факт повышения	металлов за
счет влияния малых количеств примесей
почти не имеет исключений. Эффект этот в
первом приближении тем сильнее, чем боль¬
ше разница атомных радиусов основного
элемента и примесей, чем меньше раствори-но, всегда стремятся расположиться в де¬
фектных местах решетки матрицы, чем и
объясняется неизменное повышение ими
матрицы.Подсчеты [27] показывают, что для созда¬
ния «облаков» вокруг всех дислокаций в
холоднодеформированном металле и их
«насыщения» требуется очень малое количе¬
ство растворенного элемента — около
0,1% (ат.). Не случайно примерно такое же
содержание малых добавок лает максималь¬
ный эффект повышения t* [28, 29].0,2 0,и 0,60,81 2 U 6 8 10 2b^Логарифм концентрации (кони,. 6 %(amj]	погаоифм концентрации [кони.. 6 %(ат.ра	бРис. 18. Влияние растворимых добавок на температуру начала рекристаллизации железа(а) и никеля (б)мость примеси и чем больше ее горофиль-
ность (тем сильнее стремление атомов
примеси располагаться в дефектных и по¬
верхностных слоях).Влияние малых добавок растворенных
примесей можно объяснить исходя из взаи¬
модействия их с дислокациями и вакан¬
сиями.Как известно, дислокация окружена по¬
лем упругих напряжений. При этом область
над положительной дислокацией сжата, под
ней — растянута. Растворение атомов при¬
месей также вызывает упругие напряжения
в решетке растворителя, связанные с раз¬
ностью их атомных (ионных) радиусов.Естественно, что атом растворенного эле¬
мента с радиусом большим, чем у раство¬
рителя, будет стремиться расположиться во¬
круг дислокации в растянутых областях, а
атом растворенного элемента малых разме¬
ров — в сжатых областях.Таким образом, растворенные атомы соз¬
дают Подобие «облака» вокруг дислокаций;
«облака» уменьшают энергию искажений и
стремятся удержать дислокацию и препят¬
ствуют ее перемещению. Это должно приве¬
сти к повышению не только предела текуче¬
сти металла, но и температуры рекристалли¬
зации, так как процесс рекристаллизации
<(см. выше) связан с перемещением и исчез¬
новением дислокаций.Малые добавки любого элемента, очепид-Введение малых добавок в сплавы, а
также введение в чистые металлы не од¬
ной, а нескольких малых добавок, как пра¬
вило, менее эффективно влияет на ос¬
новы. Это связано, очевидно, с взаимодей¬
ствием атомов добавляемых компонентов
между собой.Повышение концентрации растворенной
примеси до содержания 1+3% (ат.) и
больше уже неоднозначно сказывается на
t р твердого раствора. Эта температура
может продолжать увеличиваться, может
остаться неизменной и даже снизиться по
сравнению со сплавами малой концентра¬
ции [30].С увеличением концентрации раствора,
очевидно, перераспределяются примеси меж¬
ду дефектными и внутренними слоями, эф¬
фект влияния «облаков» ослабляется- Од¬
новременно начинает все сильнее сказывать¬
ся влияние добавок на прочность сил меж¬
атомных связей. Характеристикой этих сил
могут служить модули Е и \i, характеристи¬
ческая температура 0 и др. Если добавка
увеличивает прочность связей (например,
хром, молибден в железе), то растет
(рис. 18, а), если ослабляет (например, же¬
лезо в хроме, никель в железе и др.) — /р
падаег.
ОТДЫХ И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ741Одновременно с силами связей введение
больших добавок меняет, как правило, в
ту же сторону и силы поверхностного на¬
тяжения (энергию поверхностей раздела).
Конкурирующим действием этих сил, из
которых одни (силы связи) тормозят ре¬
кристаллизацию, а другие (поверхностная
энергия) ее ускоряют, объясняется относи¬
тельно пологий ход зависимости от со¬
става в области больших концентраций, а
также наличие «потолка» для относитель¬
ного температурного уровня рекристалли¬
зации однофазных сплавов.данным[30],этихТрлавах ——
Т плможет достигать значений 0,8^0,85.
На рис. 19 схематически показан уровень		 для никеля разной чистоты и разныхТПлоднофазных и стареющих сплавов на его
основе, а на рис. 20 — зависимость от
температуры деформации и продолжитель¬
ности отжига при температуре деформации.Резкое повышение и —-
р Тпв пересы-щенных твердых растворах и гетерофазных
сплавах объясняют по-разному. Более ве¬
роятно следующее толкование. Распад пе-170010001900(1 800%i7006001500<1*00300lu——JV/2/-!>—1	L./=3//1>—<>	/4У5УУбГ'Рис. 19. Температурные области рекри¬
сталлизации никеля и его сплавов:1	— выплавленный в вакууме никель; 2 —
технический никель; 3 — однофазные
сплавы на никелевой основе; 4 — ста¬
реющие трехкомпонентные сплавы Ni-Cr-
А1 и Ni-Cr-Ti; 5 — стареющие сплавы ти¬
па нимоник; 6 — сплавы на базе соеди¬
нения NiAlИнтенсивность влияния атомов примеси
(изменение ^р, приходящееся на один
атомный процент добавки) в области боль¬
ших концентраций на много слабее, чем в
области малых концентраций [29].'ГПо данным [30], отношение —— для од-Тплнофазных твердых .растворов на никелевой
основе за счет увеличения сил связей мо¬
жет быть повышено до 0,5—0,55. Эти дан¬
ные подтверждаются для сплавов на основе
железа, хрома ,и ряда других систем.н	Т рБолее высокие значения	иР	т плмогут быть получены только на пересы¬
щенных твердых растворах, в которых на
процесс рекристаллизации накладывается
процесс распада пересыщенного твердого
раствора, или на гетерофазных сплавах
с большим количеством дисперсной фа¬
зы, например сплавах системы металл —
окисел, металл — карбиды и др. По0 1 2 3 4 587 8
Продолжительность нагреда при
температуре деформации, час.Рис. 20. Зависимость температуры нача<
па рекристаллизации от температуры
деформации и длительности отжига
при температуре деформации для нике¬
ля и сплавов на его основе:1	- Ni-Cr-Al-TI-Co («П>); 2 - ЭИ617;3 — Ni-Cr-Al-Ti; 4 — Ni-Cr-Ti (2,8%);5	— Ni-Сг (13%); 6 — Ni (чушковой)ресыщенного твердого раствора с выделе¬
нием некогерентных частиц второй фазы
идет одновременно с рекристаллизацией
матрицы. Пока частицы второй фазы оста¬
ются дисперсными, они эффективно блоки¬
руют зародыши рекристаллизации, препят¬
ствуя их росту, т. е. ослабляют ускоряющее
влияние поверхностного натяжения.Кроме того, в силу разности удель¬
ных объемов матрицы и второй фазы
зародыши рекристаллизации могут оказать¬
ся в состоянии фазового наклепа. Все это
затрудняет рекристаллизацию и препятству¬
ет ее выявлению обычными методами рент¬
генографии, микроскопии, твердости. Рекри¬
сталлизация отчетливо выявляется только с
началом коагуляции и растворения частиц
второй фазы и с началом интенсивного ро¬
ста зародышей рекристаллизации. Следова¬
тельно, в пересыщенных твердых растворах
и гетерофазных сплавах процесс рекристал¬
лизации, состоящий из зарождения и роста
зародышей рекристаллизации, как бы раз¬
бивается на два раздельных процесса, отде¬
ленных температурно-временным интерва¬
лом
742ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИВ таких сплавах, следовательно, нужно
различать истинную температуру начала
рекристаллизации или температуру зароды-
шеобразования и температуру начала ин¬
тенсивного роста зародышей рекристалли¬
зации. Температура , выявляемая обыч¬
ными методами в пересыщенных твердых
растворах, является, по существу, темпера¬
турой интенсивного роста зародышей. Она,
как правило, выше	соответствующиходнофазных сплавов предельной концентра¬
ции.Важным является то, что заметное ра¬
зупрочнение таких сплавов связано не с
процессом образования зародышей рекри¬
сталлизации, т. е. не с истинной	ас
началом интенсивного роста этих зароды¬
шей.Что касается истинной tfp пересыщен¬
ных твердых растворов, то она может быть
выше, равна или даже ниже однофаз¬
ных сплавов предельной концентрации. Это
зависит от температурного уровня начала
распада и сохранения когерентности между
матрицей и выделениями [31]. Если коге¬
рентность сохраняется до высоких темпе¬
ратур, то соответственно смещается и /р.Таким образом, чтобы обеспечить высокий
уровень	пересыщенных твердых рас¬творов, необходимо, чтобы распад шел при
высоких температурах, а также чтобы ча¬
стицы второй фазы долго сохраняли коге¬
рентность относительно матрицы и были
устойчивы против коагуляции.Дисперсные частицы, содержащиеся в ге-
терофазных сплавах до деформации, как
правило, снижают ^ матрицы. Этот эф¬
фект особенно резко проявляется, если
твердость второй фазы значительно больше
твердости матрицы, а размеры частиц ве¬
лики. Участки матрицы, прилегающие
к частицам твердой второй фазы, макси¬
мально деформируются и искажаются.
В этих участках рекристаллизация и начи¬
нается раньше.Рост зародышей в гетерофазных сплавах
начинается одновременно с коагуляцией
дисперсной фазы. Если же фаза не коагу¬
лирует, то рост зародышей будет наблю¬
даться при нагреве на температуры, при
которых энергия теплового движения ато¬
мов становится достаточной для преодоле¬
ния .прироста поверхностной энергии. Эти
температуры примерно 0,7 от Т Пл*Определение величины для химиче¬
ских соединений, в том числе тугоплавких,
показало, что и в этих случаях отноше-
Т рние -г;— составляет около 0,55—0,60.Т плПри образовании твердых растворов на
основе тугоплавких соединений изменение
...JBHOM следует изменению сил
межатомных связей.5.	ИЗМЕНЕНИЕ СВОЙСТВ
ПРИ ОТДЫХЕ И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИНа рис. 21—24 приведены данные об из¬
менении ряда физических и механических
свойств пои отдыхе и рекристаллизации.«г 11
\ 102 9
8I* 5
% *
* 1tt:65000 ^
60000 §55000 &50000
45000 § 5
UOOOO 6
35000 * &
30000 |
25000 ^20000%isS>L%о гоо 4оо боо доо тоТемпература, ЛС7,6307790 						О 200 Ш 600 600 70001203Температура?СРис. 21. Зависимость механических свойств
(а), магнитных свойств (б) и удельного
веса (в) холоднотянутой железной проволо¬
ки от температуры отжига
ОТДЫХ И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ743При отдыхе восстанавливаются те физи-	полного соответствия в свойствах, особенноческие свойства, которые чувствительны к	механических.характеру распределения искажений и, в	Практически важное значение имеет ха-частности, вакансий и дислокаций в решет-	рактер изменения свойств в результате ре-* Ife SoI*!*/Хр,5 61 !*■И-4ч210,03 §= £-20,02%ъ/де/fО120"\uaТемпература отШига, *CIiso5040JO,ч.3х-х->1 сг"0'J-X—3*»2\\141.1
111NV\\\\\КК\\\m ||
80to |1SO $4
*120 I'Ю I14f П
I 10fl15IIffI*Si 0I^ nZZ■Ji100■IS*95%“I$75 ^7065200 Ш 600 800
Температура отжига*0100 200 300 m
Температура отжига, °C.бке. К ним относится, прежде всего, электро¬
сопротивление, изменение которого особен-
но характерно для металлов переходных
групп. Механичеокие свойства при отдыхе
меняются незначительно. После малых де¬
формаций степень восстановления свойств
в результате отдыха больше, чем после
больших. Во втором случае основная доля
свойств восстанавливается при рекристал¬
лизации.Полное восстановление всех свойств, в
том числе и механических, происходит
только при рекристаллизации, при условии,
что размеры зерен и характер субструктуры
после рекристаллизации возвращаются к
исходной (до деформации). Если же по
каким-либо причинам (укрупнение зерна из-
за критической деформации, наложение ста¬
рения на рекристаллизацию, коагуляция
карбидных и иных фаз, образование тексту¬
ры рекристаллизации и др.) структура пос¬
ле рекристаллизации не соответствует ис¬
ходной до деформации, то не достигается иРис. 22. Изменение свойств холоднодеформированных
металлов при нагреве:
а — железо; б — латунь 70—30; в — никель; 1 — элек¬
трическое сопротивление; 2 — твердость; 3 — магнитная
индукция; 4 — ширина линии: (220) для железа, (311)
для никеля и (222) для латуникристаллизации после критической деформа¬
ции, связанной с резким укрупнением зерна.По сравнению с исходным (до деформа¬
ции) состоянием при этом снижаются проч¬
ностные характеристики (сь и особеннорезко с7S), ударная вязкость, повышаетсясклонность
(табл. 5).к хрупкому разрушениюТаблица 5Свойства мягкого железа до и посла
критической рекристаллизации[32]СостояниеN352Го"а*$ОюИ*о*£**X to5 Xа соИсходное (отжиг)2131507913Критическая де¬формация + от¬жиг 730°, 6 час132832784
пооуль упругости Е,10**кГ/ммг39
\ 381'!'А(§• зи
33S?2; ио
1-I 35
SOСтепень деформации;50%607.70%40%// J—ЧУS \/—>Г >/Л/XV\/ХМ~'V/iаVчий/i Отиг при:
■ 680°• 705°7/!1\	/ ———г	7U5*АУГ&£§*srЧлЯъ/У'\/ /О 45 О 45 О 45 О 45 90
Направление в ь/резки образцов., град.Направление вь/резки образцов% градРис. 23. Зависимость свойств от направления вырезки образцов относительно направ¬
ления прокатки при наличии текстуры рекристаллизации:
а — железо, прокатанное и отожженное на разные температуры; б — листовое про¬
катанное железо и медь непосредственно после холодной прокатки (I) и после от¬
жига (2); в — сплав Fe + 40% Ni, прокатка 50°/о + отжиг 1000°макс
ОТДЫХ И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ745В то же время улучшаются свойства,
полезные для магнитномягких материалов,
повышается магнитная проницаемость, по¬
нижается коэрцитивная сила.Низкое значение gs в таком металле ис¬
пользуют в тех случаях, когда требуется
хорошая штампуемость и способность к глу¬
бокой вытяжке.В деформированном железе электросопро¬
тивление восстанавливается уже при яагре-£% <$ь>кГ/нм2Температура,°СРис. 24. Изменение механических свойствколоднодеформированной хромоникелевой
стали при нагреве:1 — волочение; 2 — прокаткаве на 300—350° (рис. 22), а твердость и
механические свойства — только при 550—
600°. Магнитные свойства восстанавливают¬
ся также несколько раньше механических
свойств (рис. 22; 21), плотность — в интер¬
вале температур рекристаллизации (рис. 21).
Восстановление твердости в одних случаях
идет одновременно с уменьшением ширины
линий на рентгенограммах (Ni, Си, латунь),
а в других — намного позднее его (Fe, W).
Характерно, что электросопротивление и
магнитные свойства восстанавливаются по¬
степенно в большом интервале температур,
а основная часть механических свойств —
интенсивно в узком температурном интерва¬
ле. Это связано с различием в характере и
скорости процессов отдыха, и рекристалли¬
зации.Степень разупрочнения в процессе отдыха
может меняться в зависимости от состава
сплава; причины этого еще не установ¬
лены.В ряде случаев после низкотемпературно¬
го нагрева деформированных металлов и
сплавов прочностные характеристики (твер¬
дость, предел^ упругости, предел текучести,
ширина линий на рентгенограмме и др.) не
снижаются, а несколько поднимаются. Та¬
кой эффект установлен на железе, хромо¬
никелевых малоуглеродистых сталях, ла¬
тунях, бронзах и др. Вероятно, это связа¬
но со своеобразным характером перерас¬
пределения напряжений и дислокаций при
полигонизации. В сплавах, склонных к об¬
разованию при нагреве атомных сегрегацийв решетке матрицы к восходящей диффу¬
зии и к старению этот подъем может быть
дополнительно вызван влиянием указан¬
ных процессов на механические свойства.Если после отжига возникает текстура ре¬
кристаллизации, это сопровождается ани¬
зотропией свойств (см. рис. 23).6.	МЕТОДЫ ИЗУЧЕНИЯ
РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИТемпературу начала и конца рекристалли¬
зации, а также ход процесса изучают непо¬
средственными структурными наблюдениями
(металлографически и рентгеновскими мето¬
дами) и косвенно — по изменению механи¬
ческих и физических свойств.Металлографический метод определения
основан на выявлении первых видимых
зародышей рекристаллизации на фоне де¬
формированных зерен. Чувствительность ме¬
тода зависит от многих факторов: типа
сплава, его травимости, различия в трави¬
мости рекристаллизационных и деформиро¬
ванных зерен, степени деформации, величи¬
ны исходного зерна, принятого увеличения
и др. Обычно удается выявить новые зерна,
когда они вырастают до размера в десятки
микронов.Конец первичной и начало собирательной
рекристаллизации выявляют по исчезнове¬
нию сильно травящихся участков деформи¬
рованной структуры. Ориентировочно нача¬
ло собирательной рекристаллизации совпа¬
дает с минимумом на кривой время отжи¬
га — средний размер зерна.Ценные сведения о механизме и скорости
собирательной рекристаллизации (росте зе¬
рен), а также рекристаллизации после ма¬
лых деформаций могут быть получены ме¬
таллографическими методами, предусматри¬
вающими непосредственное наблюдение в
процессе структурных изменений. Наиболее
интересен из них метод электронноэмиссион¬
ной микроскопии [4], метод поляризационной
микроскопии [5] и вакуумной высокотемпе¬
ратурной металлографии [33].Рентгеновские методы определения
и /р описаны в гл. 13. Их преимуществом
является независимость от травимости спла¬
ва. Применение острофокусных рентгенов¬
ских трубок и узких пучков позволяет до¬
биться выявления первых рекристаллизован-
ных зерен, когда размер их составляет доли
микрона. При обычных методах съемки об¬
наруживаются зародыши размером в мик¬
роны.На рис. 25 показан характер изменения
вида рентгенограммы и микроструктуры
железа после холодной деформации и по¬
следующих нагревов, сопровождающихся
отдыхом и рекристаллизацией [32].Недостаток рентгеновского метода со¬
стоит в том, что объем металла, участвую¬
щий в отражении, мал. Поэтому, если число
зародышей невелико, то вероятность выяв¬
ления их меньше, чем при металлографиче¬
ТЕОРИЯ ТЕРМИЧЕСКОИ ОБРАБОТКИских методах. В этом случае можно реко¬
мендовать съемку нескольких рентгено¬
грамм с разных участков образца.В случае пересыщенных твердых раство¬
ров или гетерофазных сплавов с большим
количеством дисперсной фазы обычнымиции в поверхностном наклепанном слое
после такого нагрева.Косвенные методы определения	поизменению механических свойств (твердо¬
сти, предела прочности и упругости) дают
лишь приближенные сведения, так как ме-а	б	в	гРис. 25. Вид рентгенограмм и микроструктура электролитического железа после холодной де¬
формации и последующих нагревов:
а — после холодной деформации; б — 400°, уменьшилась ширина линий, прошел частичный от¬
дых; в — 450°, началась первичная рекристаллизация; четкость линий полностью восстановлена,
появились первые точки на линиях рентгенограмм; г—500°, начинается собирательная рекри¬
сталлизация. Появились крупные новые зерна в микроструктуре. Линии рентгенограммы состо¬
ят из одних точек. Сплошной фон линий отсутствуетметодами не удается установить истинное
начало рекристаллизации или момент обра¬
зования зародышей рекристаллизации (см.
выше). Этот момент удается обнаружить
рентгенографически по изменению рассея¬
ния или характера текстуры [31]; это также
можно -сделать при использовании острофо¬
кусной трубки.Рентгеновский метод можно также ис¬
пользовать для исследования рекристалли¬
зации в хрупких, недеформированных спла¬
вах. В этом случае деформация осуществ¬
ляется поверхностным наклепом. Нагрев
после деформации ведут в вакууме. Рент¬
генографически исследуется характер струк¬
турных изменений и начало рекристаллиза-ханические свойства меняются в связи с
рекристаллизацией и с отдыхом.Чаще всего за величину принимают
температуру, при нагреве «а которую твер¬
дость уменьшается нагде Hg — твердость после деформации и до
нагрева; Н0—исходная твердость до де¬
формации.В гетерофазных сплавах с большим ко¬
личеством дисперсной фазы «твердостный»
метод чувствительнее обычного рентгено¬
графического.ЛИТЕРА ТУРА1.	А. X. К о т 1 р е л л Дислокация и плас¬
тическое течение в кристаллах, Металлургиздат.1958.2.	Р. Вес k. Metall Interfaces,. New-York, 1952.3.	Бурке и Тернбалл. Успехи физики ме¬
таллов. Металлургиздат, 1954.4.	С, С. Горелик, А. М. Розенфельд,
Ю. А. С к а к о в, В. Б. Спиридонов. Док¬
лады высшей школы, Металлургия, 1959, № 3.5.	С. С. Горелик, С. М. Кальянова,В.	М. -Розенберг. Физика металлов и ме¬
талловедение, т. 10, вып. 2, 1960.6.	С. С. Горелик, М. А. Павлов, Я. С.
Ум анский. Известия Высшей школы, №21960.7.	Д. Мак Лин. Границы зерен в металлах,
Металлургиздат, 1960.8.	W. А. А п d е г s on a. R. F. Meh 1, Trans,
AIME, v. 161, 1945, p. 140.
ОТДЫХ И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ7479.	Я. Р. Раузин, А. С. Железнякова.
Л^алловедение и термическая обработка метал¬
лов, 1957, № 12.10.	J. К. Stanley. Trans, AIME.	162,1945. p. 116.11.	И. Л. Р о г е л ь б е р г, Е. С. Шпичи-
н е ц к и й. Диаграммы, рекристаллизации метал¬
лов и сплавов, Металлургиздат, 1950.12.	М. Корнфельд и В. Павлов. Physi-
Kalishe z. f. Sowjetunion, Bd 6, 1934, S. 537.13.	Б. А. Кузнецов. Металловедение и об¬
работка металлов № 2, 1958.14.	И. Н. Р а ф а л о в и ч. Физика металлов
и металловедение, т. II, вып. 2, 1956.15.	М. Н. Б о д я к о, Ю. М. Л а й к о. Б. Л.
Павлюкович, В. И. Пархимович. Ме¬
талловедение и термическая обработка, 1960, № 1.16.	Н. Ф. Лашко и П. С. Раздымаха.
Сталь. 1947, № 6.17.	С. С. Горелик. Металловедение и тер-
тическая обработка, 1961, № 3.18.	С. S. Smith. Trans. AIME. v. 175, 1948.
p. 15.19.	Ю. А. Г о л о м а з и н а, И. И. Нови¬
ков, И. Л. Рогельберг. ДАН СССР,
т. 117, 1957, №2.20.	В, Liebman, К- L и с k е, Zeitschr, f.
Metallkunde. Bd. 47, 1956, S. 64.21.	Ч. С. Барре т. Структура металлов, Ме-
галлургиздат, 1951.22.	N. Goss. Trans. ASM, v. 23, 1935, p. 51123.	Д. И, Лайнер и Е. И. Крупник о-
в а. Известия АН СССР, Серия физ., т. XX,1956.	№6.24.	Л, И. Коган и Р. И. Э н т и н. Пробле¬
мы металловедения и физики металлов, Метал¬
лургиздат, 1951.25.	В. И. Иванов, И. А. Осипов. Извес.
тия АН СССР, Металлургия и топливо, 1960,
№ 2.26.	А А. Б о ч в а р. Журнал прикладной фи¬
зики. т. 4, 1927, с. 47.27.	В. Ю м - Р о з е р и, Г. В. Рейнор.
Структура металлов и сплавов, Металлургиздат,1959.28.	В И. Иверонова. Применение рентге¬
новских лучей к исследованию материалов. Маш¬
гиз, 1949.29.	С. С. Г о р е л и к. Э. Н. С п е к т о р. Из¬
вестия высшей школы. Черная металлургия, 1960,
№9.30.	С. С. Горелик. Доклады высшей шко¬
лы, Металлургия, 1958, № 1.31.	С. С. Горелик. Известия АН СССР,
Серия физ., 1959. № 5.32.	Э. Г у д р е м о н. Специальные
т. I, Металлургиздат, 1959.33.	М. Г. Лозинский. Высокотемператур¬
ная металлография, Машгиз 1956.
В 1961 году МЕТАЛЛУРГИЗДАТ
выпускает следующие книги:Беттеридж У. Жаропрочные сплавы нимоник (перев.
с англ.), 18 л., ц. 1 р. 50 к.Подробно рассматриваются свойства жаропрочных сплавов
серии нимоник при нормальной и повышенных температурах;
приводятся методы горячей и холодной обработки этих спла¬
вов, их термической обработки, литья’ и механической обра¬
ботки, а также методы анализа и контроля. Широко освеща¬
ются области применения нимоников.Предназначается для научных и инженерно-технических
работников, занятых производством и применением жаро¬
прочных сплавов в металлургии, машиностроении, приборо¬
строении и авиационной промышленности.Блантер М. Е. Фазовые превращения при термической
обработке стали, 20 л., ц. 1 р. 15 к.Рассматриваются вопросы фазовых превращений и изме¬
нения теплового состояния стали в процессе термической об¬
работки, даются рекомендации по методике назначения тех¬
нологических процессов обработки.Предназначается для инженерно-технических и научных
работников исследовательских и проектных организаций, ме¬
таллургических и машиностроительных заводов. Может быть
использована студентами высших учебных заведений.Жаропрочные сплавы для сверхзвуковых полетов. Сборник
статей (перев. с англ.), 20 л., ц. 1 р. 50 к.Характеризуются требования^ материалам, применяемым
в условиях аэродинамического нагрева, приводятся конкрет¬
ные данные о строении и свойствах легких сплавов (на основе
алюминия, магния и титана), жаропрочных сталей, сплавов
на основе никеля и кобальта, а также некоторых редких ме¬
таллов. Освещаются результаты новых научных исследований
по кинетике окисления в газовом потоке, созданию специаль¬
ных защитных металлических покрытий и разработке мето¬
дов испытаний жаропрочных материалов, работающих при
разогреве в быстро движущемся воздушном потоке.Предназначается для работников научно-исследователь
ских институтов и заводов металлургии, машиностроения и
приборостроения, занятых производством, обработкой и изу¬
чением жаропрочных материалов.Ползучесть и возврат. Сборник статей (перев. с англ.),
25,61, л., ц. 1 р. 39 к.Освещаются вопросы физической природы явлений воз¬
врата и ползучести, дается описание сущности процесса по-
лигонизации, дислокационного механизма и тонких изменений
при пластической деформации. Рассматриваются результаты
воздействия нейтронной радиации на строение металлов и
сплавов, а также устанавливается связь между явлениями
возврата и ползучести и механическими свойствами.
Предназначается для инженерно-технических и научных
работников, занимающихся исследованием строения и свойств
специальных, главным образом жаропрочных, сплавов в ме¬
таллургии, машиностроении, приборостроении и авиационной
промышленности.Прокатное производство. Справочник, т. 1, под ред.
Е. С. Рокотяна, 100 л., ц, 5 р. 20 к.Изложены основы пластической деформации металлов,
теории прокатки и волочения. Описаны технологические про¬
цессы и контроль качества производства полупродукта, сорто¬
вой и листовой стали, специальных видов профилей и труб.
Даны характеристики основного и вспомогательного оборудо^
вания и электрооборудования прокатных станов и других аг¬
регатов. Рассмотрена автоматизация и механизация техноло¬
гических процессов. Приведены калибровки рабочего инстру¬
мента при производстве различных видов профилей. Из ложе-
ны основы проектирования прокатных цехов и общие вопросы
организации производства и техники безопасности. Приведен
сортамент выпускаемой продукции.Предназначается для инженерно-технических работников
металлургических и машиностроительных заводов, научно-
исследовательских институтов и проектно-конструкторских
организаций; может быть полезна студентам высших учебных
заведений.Чижиков Ю. М. Прокатываемость стали и сплавов,
27,10 л., ц. 1 р. 51 к.Приведены данные, характеризующие технологические
свойства основных групп легированных сталей применительно
к обработке давлением. Рассмотрены особенности этих сталей
при нагреве, прокатке и охлаждении. Изложены технологиче¬
ские процессы прокатки блюмов, заготовки, сор^а и листов
в зависимости от группы легированных сталей и сплавов. Да¬
ны характеристики методов охлаждения, контроля качества
и др. Рассмотрены особенности оборудования для деформации
легированных сталей и сплавов.Рассчитана ка инженерно-технических и научных работ¬
ников металлургической промышленности и машиностроения;
может быть полезна студентам.Штейнберг С. С. Металловедение, 36, 2 л., ц. 2 р. 01 к.Освещаются вопросы общего металловедения, пластиче¬
ской деформации и рекристаллизации металлов и сплавов;
рассматривается их структура; дается анализ диаграмм со¬
стояния двойных, тройных и четверных систем; излагаются
основы фазовых превращений в металлических сплавах и при¬
водятся их механические свойства.Предназначается для инженерно-технических работников
заводов черной и цветной металлургии, машиностроения, при¬
боростроения и научных работников. Может быть использо¬
вана студентами втузов.Цены и объемы книг указаны ориентировочно.МАГАЗИНЫ КНИГОТОРГА ПРИНИМАЮТ ПРЕДВАРИТЕЛЬНЫЕ
ЗАКАЗЫ НА КНИГИ.СДАВАЙТЕ ЗАБЛАГОВРЕМЕННО ЗАКАЗЫ
НА ИНТЕРЕСУЮЩУЮ ВАС ЛИТЕРАТУРУ.
В МАГАЗИНАХ КНИГОТОРГА
ИМЕЮТСЯ В ПРОДАЖЕ КНИГИ
МЕТАЛЛУРГИЗДАТА:Вакансии и другие точечные дефекты в металлах и спла¬
вах (перев. с англ.). Для научных и инженерно-технических
работников. 1961, 303 стр., ц. 1 р. 49 к.Виноградов Г. А., Семенов Ю. Н. Прокатка ме¬
таллических порошков. Для инженеров, технологов и конст¬
рукторов заводов, научно-исследовательских институтов
проектных организаций металлургической и машинострои¬
тельной промышленности. 1960, 86 стр., ц. 27 коп.Вязников Н. Ф. Термическая обработка стали. Для
мастеров и рабочих; может быть полезна учащимся техни¬
ческих училищ. 1961, 349 стр., ц. 72 коп.Гайдовский В. Исследование материалов рентгеновы¬
ми и гамма-лучами (перев. с чешек.). Для инженеров и техни¬
ков, работников технического контроля, лабораторий и сту¬
дентов втузов. 1959, 314 стр., ц. 1 р. 55 к.Голиков И. Н. Дендритная ликвация в стали. Для на¬
учных и инженерно-технических работников, занимающихся
производством легированных сталей, а также для студентов
металлургических, машиностроительных и политехнических
вузов. 1958, 206 стр., ц. 91 коп.Действие ядерных излучений на структуру и свойства ме¬
таллов и сплавов. Сборник статей. Переводы работ зарубеж¬
ных авторов. Для научных работников, инженеров и студен¬
тов втузов. 1957, 172 стр., ц. 87 коп.Дроздовский Б. А., Фридман Я. Б. Влияние тре¬
щин на механические свойства конструкционных сталей. Для
широких кругов инженерно-технических работников-металло-
ведов, конструкторов. 1960, 260 стр., ц. 1 руб,К и д и н И. Н. Фазовые превращения при ускоренном на¬
греве стали. Для инженерно-технических работников, кузне¬
цов, прокатчиков и студентов втузов. 1957, 94 стр., ц. 28 коп.Кларк К. Жаропрочные сплавы. Для инженерно-техни¬
ческих работников заводов и научно-исследовательских инсти¬
тутов. 1957, 340 стр., ц. 1 р. 57 к.Коломбье JL, Г о х м а н И. Нержавеющие и жаро¬
прочные стали (перев. с франц.). Для инженерно-технических,
научных работников и студентов втузов. 1958, 479 стр.,
ц. 2 р. 23 к.Кривошеев А. Е. Литые валки. Термические и техно¬
логические основы производства. Для инженеров, техников
и научных работников. 1957, 360 стр., ц. 1 р. 59 к.JI ахтин Ю. М. Основы металловедения. Для инженерно-
технических работников. 1957, 458 стр., ц. 1 р. 52 к.Литовченко Н. В., Диомидов Б. Б. Пути повыше¬
ния производительности прокатных станов. Для инженерно-
технических работников и студентов. 1958, 179 стр., ц. 69 коп.
Металлургия СССР (1917—1957). Сборник, ч. I. Для науч¬
ных и инженерно-технических работников металлургической
и машиностроительной промышленности; может быть полез¬
на студентам старших курсов вузов. 1958, 747 стр., ц. 4 р. 34 к.Металлургия СССР (1917—1957). Сборник, ч. И. 1959,
813 стр., ц. 4 р. 80 к.Мороз Л. С. Тонкая структура и прочность стали. Для
инженеров и научных работников, преподавателей металло¬
ведения и физики металлов. 1957, 158 стр., ц. 49 коп.Поляризованный свет в металлографии (перев. с англ.).
Сборник статей. Для инженерно-технических работников-ме
талловедов. 1957, 136 стр., ц. 46 коп.П р и д а н ц е в М. В., JI а н с к а я К. А. Стали для котло-
строения. Для научных работников, инженеров и конструкто¬
ров. 1959, 303 стр., ц. 1 р. 05 к.Применение электронной микроскопии. Сборник докладов,
(перев. с иностр. языков). Для научных работников и инже¬
неров. 1957, 166 стр., ц. 64 коп.Проблемы металловедения и физики металлов. Сборник
трудов ЦНИИЧМ, вып.. VI. Для научных работников, инже-
неров-металлофизиков и металловедов. 1959, 540 стр.,
ц. 2 р. 38 к.П ф а н н В. Дж. Зонная плавка (перев. с англ.). Для ин¬
женерно-технических и научных работников. 1960, 272 стр.,
ц. 1 р. 36 к.Релаксационные явления в металлах и сплавах. Труды
межвузовского совещания. Для научных работников, инже-
неров-металловедов и металлофизиков; может быть полезна
студентам. 1960, 326 стр., ц. 1 р. 14 к.С а л л и А. Хром (перев. с англ.). Для научных и инженер¬
но-технических работников. 1958, 291 стр., ц. 1 р. 45 к.Салтыков С. А. Стереометрическая металлография.
Для научных и инженерно-технических работников, металло¬
ведов, металлографов, а также студентов втузов. 1958, 446 стр.ч
ц. i р. 52 к.Справочник по сталям и методам их испытаний (перев. с
нем.). Для работников цехов, лабораторий и отделов техниче¬
ского контроля металлургических и машиностроительных за¬
водов, а также для работников научно-исследовательских уч¬
реждений. 1958, 919 стр., ц. 4 р. 30 к.УманскийЯ. С. Рентгенография металлов. Учебник для
втузов. 1960, 448 стр., ц. 1 р. 12 к.Э н т и н Р. И. Превращение аустенита в стали. Для ме¬
талловедов, металлофизиков и термистов. 1960, 252 стр.,
ц. 98 коп.Ю м-Р озери В., Христиан Д ж., Пирсон В. Диа¬
граммы равновесия металлических систем (перев. с англ.).
Рассчитана на широкий круг металлургов и металловедов.
1956, 398 стр., ц, 1 р. 78 к.в СЛУЧАЕ ОТСУТСТВИЯ КНИГ в МЕСТНЫХ КНИЖНЫХ МАГАЗИНАХ
ЗАКАЗЫ АДРЕСУЙТЕ:МОСКВА, В-168, 5-я Черемушкинская, 14, магазин № 93„Книга—почтой".
Редактор издательства J1. М. Гордон
Технический редактор Е. Б. ВайнштейнСдано в производство 4/VII 1960 г.
Подписано в печать 21/VI 1961 г.
Бумага 70 X 1087i6 = 23,38 бум. л. ++ 2 вкл. 0,19 + 1 вклад. 0,25 = 23,82 б.
66,68 печ. л. (условно)Уч.-изд. л. 83,27
Т-06754	Заказ 535	Изд. № 2810Тираж 20300	Цена 4 р. 36 к.МЕТАЛЛУРГИЗДАТ
Москва Г-34, 2-й Обыденский пер., 14
Типография Металлурпиздата,
Москва, Цветной б., 30
ЗАМЕЧЕННЫЕ ОПЕЧАТКИСтр.| КолонкаСтрокаНапечатаноДолжно бытьПо чьей внне152Правая8 св.смешаннойсмещеннойКор.171>32 сн.растворомрастровом»189»9 св.10*10-*1190Левая19 сн.: н =* п: h;Я «= nh*****Сянтч.202Правая1 ен.I = NnH 8 ,/ =■ Nn*g 6 ,Тип.207>1 св.(100)(200)Авт.302 и 304Рйс. ‘7 и 12 поменять местами (подписи верны)Иад.329Правая12 он.—0,4200,0420Авт.3715 сн.линейные(линейные)Оформ,407Табл. 4,
графа 5,
14 сн.13351392Ред.40712 сн.(1390-1535*)(1392—1536#)»439Левая2 ен.-железеа-железеТин,439Правая28 св.гт*27>467Правая1 св.«-фазасг-фазаАвт.716Табл. 2,
графа 2,Ni, Си, А1, РЬNi, Си, А1
РЬ»Заказ 535